CN115287507A - 一种免热处理的铝合金、其制备方法及结构件与应用 - Google Patents

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CN115287507A CN202210919351.7A CN202210919351A CN115287507A CN 115287507 A CN115287507 A CN 115287507A CN 202210919351 A CN202210919351 A CN 202210919351A CN 115287507 A CN115287507 A CN 115287507A
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Abstract

本发明公开一种免热处理的铝合金、其制备方法及结构件与应用，铝合金按质量百分数计，包括：Si：7.5～10.5％，Mg：0.05～0.25％，Fe：0～0.5％，Mn：0.5～2.5％，Er：0.05～0.35％，Ti：0.05～0.3％，Ti/Sr：2.5～7.5，其余为铝和其它杂质元素，其它杂质元素含量小于0.01％。通过采用AlTiCB+Sr复合细化变质Al‑Si‑Mg合金，提高合金的力学性能和连接性能，通过调控Si/Mg比，在保证合金压铸性能的同时提升合金的强度和延伸率，通过添加微量元素Er同时细化组织的粗大金属相和纳米强化相，显著提高合金综合性能，兼顾产品的强度、韧性、连接性及推广性。

Description

一种免热处理的铝合金、其制备方法及结构件与应用
技术领域
本发明属于复合材料技术领域，具体涉及一种免热处理的铝合金、其制备方法及结构件与结构件在车身上的应用。
背景技术
近年来，随着汽车和通讯行业的快速发展，对汽车、通讯业用材料的性能要求更加苛刻。另外优于环境污染，节能减排等社会环境压力，材料轻量化、低成本化、加工快速化是行业未来的发展趋势。因此，人们对结构件零件进行设计时要求有更高的强度、更高的延伸率、优良的压铸性能、更大的可回收性及更好的连接性，以便实现轻量化的目标。
目前市面上绝大部分压铸铝合金的强度中等，且延伸率较差，如ADC12、AlSi9Cu3等传统压铸合金。近年来为了满足市场需求，高强高韧压铸铝合金的开发得到越来越多的关注，例如德国莱茵公司开发的SF36合金，该合金主要采用高真空压铸及其热处理工艺达到提高铸件产品性能的要求。繁琐的热处理工艺导致流程加长，已经不满足现代社会对产品的要求。目前，越来越多的厂商为了提高生产节拍，降低生产成本陆续开发了免热处理压铸铝合金(因采用一体化铸造的产品不适合热处理，热处理后产品会变形，后续大铸件矫形成本高，所以要用免热处理材料来做一体化压铸产品)，如美铝开发的C611合金，莱茵公司开发的Castasil-37合金及交大开发的JDA1B合金。C611合金主要通过降低主元素的含量提高延伸率，但强度和压铸性能较差，标准拉伸试棒性能屈服强度基本在100～120MPa，抗拉强度在180～230MPa左右，延伸率9～13％；Castasil-37合金为了满足压铸性能同时提高延伸率加入了Si，去除了Mg，同时通过加Mo、Zr元素提高合金的强度，整体强度不高，屈服强度120～140MPa，抗拉强度240～260MPa，延伸率9～12％；交大的JDA1B合金为Al-Si-Mg系合金并添加了Re、V、Cu元素提高合金的强度，该合金的屈服强度150～180MPa，抗拉强度270～320MPa，延伸率7.5～11％，该合金强度高，但延伸率较低，影响后续产品的连接性能，同时该合金成本高，限制了其应用；铝镁系压铸合金综合性能较好，但铝镁系合金对熔炼、模具及压铸工艺要求高，实际推广受阻。因此开发一种低成本高强高韧并具有优良压铸性能的铝合金，并研究其制备工艺，以满足汽车行业日益提高的优异高性能压铸铝合金产品的实际使用要求，成为各压铸企业追求的目标之一。
为了解决现有技术存在的上述问题，本发明由此而来。
发明内容
针对上述存在的技术问题至少之一，本发明目的是提供一种免热处理的铝合金、其制备方法及结构件与应用。
本发明的技术方案是：
本发明的其中一个目的在于提供一种免热处理的铝合金，所述铝合金按质量百分数计，包括：Si：7.5～10.5％，Mg：0.05～0.25％，Fe：0～0.5％，Mn：0.5～2.5％，Er：0.05～0.35％，Ti：0.05～0.3％，Ti/Sr：2.5～7.5，其余为铝和其它杂质元素，其它杂质元素含量小于0.01％。需要说明的是，此处的Ti/Sr后面的数字并不是质量百分数，而是两者的质量比。此处通过控制Ti和Sr的质量比，避免形成粗大相，获得均匀细小的基体和共晶硅组织。
优选的，所述铝合金按质量百分数计，包括：Si：7.8～8.3％，Mg：0.12～0.18％，Fe：0.05～0.2％，Mn：0.65～1.5％，Er：0.09～0.15％，Ti：0.07～0.25％，Ti/Sr：1.5～6.0，其余为铝和其它杂质元素，其它杂质元素含量小于0.01％。此处为了保证后续压铸过程中良好的流动性、脱模性及产品的热暴露性，将Si的含量控制位大于7.5％，同时为了保证产品的连接性能及结合实际生产成分的控制能力，Si的含量应控制位小于8.3％。
优选的，所述铝合金压铸态的屈服强度135～150Mpa，抗拉强度310～340Mpa，延伸率12～16％，折弯角44～50°。
本发明的另一个目的在于提供一种上述的免热处理的铝合金的制备方法，包括如下步骤：
按铝合金元素配比称取原料，以工业Si块、工业纯Al锭、纯Mg、Mn剂、Al-50Er中间合金、Al2Ti0.2C0.2B细化剂及纯Sr棒作为原料；
设置炉温800℃，将工业纯Al锭、Al-50Er放置于熔炼炉内熔化，熔体温度达到760℃时，保温30min，将工业Si块加入熔体中保温30min待其完全熔化；
将熔体温度保持为760℃，向熔体中加入Mn剂搅拌，扒渣；
成分合格后，将熔体温度升高至730℃～760℃，加入纯Sr棒，搅拌，保温30～45min；
温度降至730℃，加入纯Mg，通入Ar气，除气完成后静置15～40min，取成分样，若成分不合格可以再调整；
当熔体温度升至740～750℃，除气完毕后加入Al2Ti0.2C0.2B细化剂，并充分搅拌1～3分钟；
模具预热到150～220℃，进行合金锭浇铸的操作或者合金锭的压铸，最终获得所述的铝合金锭或者压铸件。
优选的，使用所述压铸铝合金进行浇铸或压铸生产时，金属压力500～800bar。经申请人发现，铸造压力太低，合金产品的致密性不好，影响产品性能，铸造压力太高会影响模具寿命，产品飞边。本申请通过合理设计优化，得出上述压力值范围。
优选的，使用所述压铸铝合金进行浇铸或压铸生产时，填充速度3～5m/s。经申请人发现，填充速度小，熔体温降过快，填充速度高，熔体卷气严重。本申请通过合理设计优化，得出上述填充速度范围。
优选的，使用所述压铸铝合金进行浇铸或压铸生产时，留模时间10～20s。经申请人发现，留模时间过长会因为冷却给抽芯和顶出铸件造成困难，可能出现拉伤、甚至开裂，且降低了生产效率；留模时间过短易使铸件变形、顶凸、开裂或表面起泡。本申请通过合理设计优化，得出上述留模时间范围。
优选的，所述铝合金压铸态的屈服强度135～150Mpa，抗拉强度310～340Mpa，延伸率12～16％，折弯角44～50°。
本发明的还有一个目的在于提供一种结构件，采用上述任一项的免热处理的铝合金或采用上述任一项的制备方法制得的铝合金加工而成。
本发明的还有一个目的在于提供上述的结构件在车身结构件上的应用。
与现有技术相比，本发明的优点是：
(1)首先通过采用AlTiCB+Sr复合细化变质Al-Si-Mg合金，同时提高合金的力学性能和连接性能，其次通过调控Si/Mg比，在保证合金压铸性能的同时，提升合金的强度和延伸率，再次通过添加微量元素Er同时细化组织的粗大金属相和纳米强化相，显著提高了合金的综合性能，兼顾了产品的强度、韧性、连接性及可推广性。
(2)本发明制备的非热处理高强高韧压铸铝硅合金在压铸态屈服强度135～150MPa，抗拉强度310～340Mpa，延伸率12～16％，折弯角44～50°，焊接性能及压铸性能优异，极大满足了汽车行业大型结构件的应用需求。
(3)成本低，适用性强，具有重要的工业应用推广价值。
附图说明
下面结合附图及实施例对本发明作进一步描述：
图1为本发明实施例4所得铸件A4的金相微观组织图；
图2为对比例1所得铸件B1的金相微观组织图；
图3为对比例2所得铸件B2的金相微观组织图；
图4为本发明实施例4所得铸件A4的高倍扫描微观组织图；
图5为对比例1所得铸件B1的高倍扫描微观组织图；
图6为对比例2所得铸件B2的高倍扫描微观组织图。
具体实施方式
为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚明了，下面结合具体实施方式并参照附图，对本发明进一步详细说明。应该理解，这些描述只是示例性的，而并非要限制本发明的范围。此外，在以下说明中，省略了对公知结构和技术的描述，以避免不必要地混淆本发明的概念。
实施例1
按质量百分比Si：8.2％，Mg：1.5％，Fe：0.15％，Er：0.07％，Mn：0.6％，Ti：0.07％，Sr：200ppm，Al为余量分别称取原料2202#工业Si块、工业纯Al锭、纯Mg、Mn剂、Al-50Er中间合金、Al2Ti0.2C0.2B细化剂及纯Sr棒；
设置炉温800℃，将工业纯Al锭、Al-50Er中间合金放置于熔炼炉内熔化，熔体温度达到760℃时，保温30min，将工业Si块加入熔体中保温30min待其完全熔化；
将熔体温度保持为760℃，向熔体中加入Mn剂搅拌，扒渣；
成分合格后，将熔体温度升高至740℃，加入纯Sr棒，搅拌，保温30min；
温度降至730℃，加入纯Mg，通入Ar气，除气完成后静置15min，取成分样，若成分不合格可以再调整；此步骤中，温度过高，容易烧损造渣；
当熔体温度升至740℃，除气完毕后加入Al2Ti0.2C0.2B细化剂，并搅拌1分钟，成分合格后进行压铸；
模具预热到200℃，进行高压压铸生产，压铸工艺为金属压力700bar，填充速度3m/s，留模时间15s，获得铸件A1。
实施例2
按质量百分比Si：7.5％，Mg：2.0％，Fe：0.08％，Er：0.10％，Mn：0.58％，Ti：0.10％，Sr：150ppm，Al为余量分别称取2202#原料工业Si块、工业纯Al锭、纯Mg、Mn剂、Al-50Er中间合金、Al2Ti0.2C0.2B细化剂及纯Sr棒；
设置炉温800℃，将工业纯Al锭、Al-50Er中间合金放置于熔炼炉内熔化，熔体温度达到760℃时，保温30min，将工业Si块加入熔体中保温30min待其完全熔化；
将熔体温度保持为750℃，向熔体中加入Mn剂搅拌，扒渣；
成分合格后，将熔体温度升高至740℃，加入纯Sr棒，搅拌，保温30min；
温度降至730℃，加入纯Mg，通入Ar气，除气完成后静置15min，取成分样，若成分不合格可以再调整；此步骤中，温度过高，容易烧损造渣；
当熔体温度升至740℃，除气完毕后加入Al2Ti0.2C0.2B细化剂，并充分搅拌2分钟，成分合格后进行压铸；
模具预热到200℃，进行高压压铸生产，压铸工艺为金属压力800bar，填充速度5m/s，留模时间10s，获得铸件A2。
实施例3
按质量百分比Si：8.5％，Mg：1.7％，Fe：0.2％，Er：0.15％，Mn：0.7％，Ti：0.15％，Sr：75ppm，Al为余量分别称取原料2202#工业Si块、工业纯Al锭、纯Mg、Mn剂、Al-50Er中间合金、Al2Ti0.2C0.2B细化剂及纯Sr棒；
设置炉温800℃，将工业纯Al锭、Al-50Er中间合金放置于熔炼炉内熔化，熔体温度达到760℃时，保温30min，将工业Si块加入熔体中保温30min待其完全熔化；
将熔体温度保持为750℃，向熔体中加入Mn剂搅拌，扒渣；
成分合格后，将熔体温度升高至740℃，加入纯Sr棒，搅拌，保温30min；
温度降至730℃，加入纯Mg，通入Ar气，除气完成后静置15min，取成分样，若成分不合格可以再调整；此步骤中，温度过高，容易烧损造渣；
当熔体温度升至740℃，除气完毕后加入Al2Ti0.2C0.2B细化剂，并充分搅拌3分钟，成分合格后进行压铸；
模具预热到200℃，进行高压压铸生产，压铸工艺为金属压力600bar，填充速度8m/s，留模时间12s，获得铸件A3。
实施例4
按质量百分比Si：9.5％，Mg：0.10％，Fe：0.18％，Er：0.27％，Mn：1.5％，Ti：0.20％，Sr：250ppm，Al为余量分别称取原料2202#工业Si块、工业纯Al锭、纯Mg、Mn剂、Al-50Er中间合金、Al2Ti0.2C0.2B细化剂及纯Sr棒；
设置炉温800℃，将工业纯Al锭、Al-50Er中间合金放置于熔炼炉内熔化，熔体温度达到760℃时，保温30min，将工业Si块加入熔体中保温30min待其完全熔化；
将熔体温度保持为750℃，向熔体中加入Mn剂搅拌，扒渣；
成分合格后，将熔体温度升高至740℃，加入纯Sr棒，搅拌，保温30min；
温度降至730℃，加入纯Mg，通入Ar气，除气完成后静置15min，取成分样，若成分不合格可以再调整；此步骤中，温度过高，容易烧损造渣；
当熔体温度升至740℃，除气完毕后加入Al2Ti0.2C0.2B细化剂，并充分搅拌1分钟，成分合格后进行压铸；
模具预热到200℃，进行高压压铸生产，压铸工艺为金属压力600bar，填充速度8m/s，留模时间12s，获得铸件A4。
实施例5
按质量百分比Si：10.5％，Mg：0.25％，Fe：0.25％，Er：0.35％，Mn：2.0％，Ti：0.2％，Sr：450ppm，Al为余量分别称取原料2202#工业Si块、工业纯Al锭、纯Mg、Mn剂、Al-50Er中间合金、Al2Ti0.2C0.2B细化剂及纯Sr棒；
设置炉温800℃，将工业纯Al锭、Al-50Er中间合金放置于熔炼炉内熔化，熔体温度达到760℃时，保温30min，将工业Si块加入熔体中保温30min待其完全熔化；
将熔体温度保持为750℃，向熔体中加入Mn剂搅拌，扒渣；
成分合格后，将熔体温度升高至740℃，加入纯Sr棒，搅拌，保温30min；
温度降至730℃，加入纯Mg，通入Ar气，除气完成后静置15min，取成分样，若成分不合格可以再调整；此步骤中，温度过高，容易烧损造渣；
当熔体温度升至740℃，除气完毕后加入Al2Ti0.2C0.2B细化剂，并充分搅拌1分钟，成分合格后进行压铸；
模具预热到200℃，进行高压压铸生产，压铸工艺为金属压力750bar，填充速度12m/s，留模时间5s，获得铸件A5。
对比例1
按质量百分比Si：7.0％，Mg：0.16％，Fe：0.16％，Mn：2.0％，Ti：0.1％，Sr：150ppm，Al为余量分别称取原料2202#工业Si块、工业纯Al锭、纯Mg、Mn剂、Ti剂及纯Sr棒；
设置炉温800℃，将工业纯Al锭放置于熔炼炉内熔化，熔体温度达到760℃时，保温30min，将工业Si块加入熔体中保温30min待其完全熔化；
将熔体温度保持为750℃，向熔体中加入Mn剂、Ti剂搅拌，扒渣；
成分合格后，将熔体温度升高至740℃，加入纯Sr棒，搅拌，保温30min；
温度降至730℃，加入纯Mg，通入Ar气，除气完成后静置15min，取成分样，若成分不合格可以再调整；
当熔体温度升至740℃，成分合格后进行压铸；
模具预热到180℃，进行高压压铸生产，压铸工艺为金属压力700bar，填充速度10m/s，留模时间10s，获得铸件B1。
对比例2
按质量百分比Si：10.0％，Mg：0.35％，Fe：0.10％，Mn：0.8％，Ti：0.25％，Cu：1.5％，V：0.02％，Sr：200ppm，混合稀土0.07％，Al为余量分别称取原料2202#工业Si块、工业纯Al锭、纯Mg、纯Cu、混合稀土(La和Ce)、Mn剂、Ti剂及纯Sr棒；
设置炉温800℃，将工业纯Al锭、纯Cu放置于熔炼炉内熔化，熔体温度达到790℃时，保温30min，将工业Si块、混合稀土加入熔体中保温50min待其完全熔化；
将熔体温度保持为750℃，向熔体中加入Mn剂、Ti剂搅拌，扒渣；
成分合格后，将熔体温度升高至740℃，加入纯Sr棒，搅拌，保温30min；
温度降至730℃，加入纯Mg，通入Ar气，除气完成后静置15min，取成分样，若成分不合格可以再调整；
当熔体温度升至740℃，成分合格后进行压铸；
模具预热到180℃，进行高压压铸生产，压铸工艺为金属压力700bar，填充速度10m/s，留模时间10s，获得铸件B2。
将上述实施例1至5获得的铸件A1、A2、A3、A4、A5及对比例1和2中获得的铸件B1、B2进行铸造性能对比，结果如下表1所示；对所获铸件A1、A2、A3、A4、A5和B1、B2进行室温力学性能测试以及连接性测试，结果如表2所示。
表1实施例1至5及对比例1至2所获得的铸件的铸造性能对比
Figure BDA0003776968500000081
实施例1至5和对比例2所得的铸件均表现出较好的铸造性能，而对比例1所得的铸件的铸造性能相比较差。
表2实施例1至5及对比例1至2所获得的铸件的室温力学性能测试及连接性测试
Figure BDA0003776968500000082
通过表1和表2，比较实施例1至5和对比例1至2所得的铸件的各项性能，可以说明本发明中所添加的Er及Sr和AlTiCB细化剂复合变质能明显提高合金的综合性能，显著提高了合金的实用性。通过比较铸件A4、铸件A5及铸件B2，可发现通过调控AlTiCB/Sr的添加比例，能够对合金的延伸率和铆接性能产生重要影响，显著提高合金的连接性能。
通过附图1至图3可以发现，铸件A4和铸件B1、铸件B2的微观组织存在明显差别，实施例4通过Sr和AlTiCB复合变质，最终铸件A4的预结晶组织比例明显降低，组织为细小蔷薇晶，同时共晶硅达到四级变质以上，同时提高合金的力学性能及铆接性能；对比例1和2所得的铸件B1和铸件B2的微观组织存在明显的粗晶，降低产品的力学性能。如图4至图5所示，同时通过高倍扫描电镜可以观察到实施例4所得铸件A4的组织中形成了大量细小弥散的Al3Er相(如图4所示)，对比例1所得铸件B1的组织中只发现了含铁相(如图5所示)，对比例2所得铸件B2的组织中发现了少量的Al3V相(如图6所示)。本发明中通过添加Er元素，由于Er元素的扩散速率明显高于V元素，Al3Er相的析出温度要低于Al3V相，高压铸造过程中可以析出更多的强化弥散相，显著提高合金的室温力学性能及热暴露性能，也即在提高合金的力学性能的同时又不降低合金的韧性。通过本发明实施例所得的铸件产品相比现有技术所得的铝合金铸件而言，具有明显的优越性。
综上，本发明首先通过采用AlTiCB+Sr复合细化变质Al-Si-Mg合金，同时提高合金的力学性能和连接性能，其次通过调控Si/Mg比，在保证合金压铸性能的同时，提升合金的强度和延伸率，再次通过添加微量元素Er同时细化组织的粗大金属相和纳米强化相，显著提高了合金的综合性能，兼顾了产品的强度、韧性、连接性及可推广性。
需要说明的是，本发明实施例中的AlTiCB为购自山东吕美熔体技术有限公司的Al2Ti0.2C0.2B细化剂。Al-50Er中数字50表示的是质量分数，因Er元素添加温度高，必须做成中间合金利于添加。
实施例6
本发明实施例还提供了一种结构件，采用上述实施例1至5的免热处理的铝合金加工而成。
实施例7
本发明实施例还提供了实施例6的结构件在车身结构件上的应用。
应当理解的是，本发明的上述具体实施方式仅仅用于示例性说明或解释本发明的原理，而不构成对本发明的限制。因此，在不偏离本发明的精神和范围的情况下所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。此外，本发明所附权利要求旨在涵盖落入所附权利要求范围和边界、或者这种范围和边界的等同形式内的全部变化和修改例。

Claims (10)

1.一种免热处理的铝合金，其特征在于，所述铝合金按质量百分数计，包括：Si：7.5～10.5％，Mg：0.05～0.25％，Fe：0～0.5％，Mn：0.5～2.5％，Er：0.05～0.35％，Ti：0.05～0.3％，Ti/Sr：2.5～7.5，其余为铝和其它杂质元素，其它杂质元素含量小于0.01％。
2.根据权利要求1所述的免热处理的铝合金，其特征在于，所述铝合金按质量百分数计，包括：Si：7.8～8.3％，Mg：0.12～0.18％，Fe：0.05～0.2％，Mn：0.65～1.5％，Er：0.09～0.15％，Ti：0.07～0.25％，Ti/Sr：1.5～6.0，其余为铝和其它杂质元素，其它杂质元素含量小于0.01％。
3.根据权利要求1或2所述的免热处理的铝合金，其特征在于，所述铝合金压铸态的屈服强度135～150Mpa，抗拉强度310～340Mpa，延伸率10～16％，折弯角44～50°。
4.一种根据权利要求1-3任一项所述的免热处理的铝合金的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
按铝合金元素配比称取原料，以工业Si块、工业纯Al锭、纯Mg、Mn剂、Al-50Er中间合金、Al2Ti0.2C0.2B细化剂及纯Sr棒作为原料；
设置炉温800℃，将工业纯Al锭、Al-50Er放置于熔炼炉内熔化，熔体温度达到760℃时，保温30min，将工业Si块加入熔体中保温30min待其完全熔化；
将熔体温度保持为760℃，向熔体中加入Mn剂搅拌，扒渣；
成分合格后，将熔体温度升高至730℃～760℃，加入纯Sr棒，搅拌，保温30～45min；
温度降至730℃，加入纯Mg，通入Ar气，除气完成后静置15～40min，取成分样，若成分不合格可以再调整；
当熔体温度升至740～750℃，除气完毕后加入Al2Ti0.2C0.2B细化剂，并充分搅拌1～3分钟；
模具预热到150～220℃，进行合金锭浇铸的操作或者合金锭的压铸，最终获得所述的铝合金锭或者压铸件。
5.根据权利要求4所述的免热处理的铝合金的制备方法，其特征在于，使用所述压铸铝合金进行浇铸或压铸生产时，金属压力500～800bar。
6.根据权利要求4所述的免热处理的铝合金的制备方法，其特征在于，使用所述压铸铝合金进行浇铸或压铸生产时，填充速度3～5m/s。
7.根据权利要求4所述的免热处理的铝合金的制备方法，其特征在于，使用所述压铸铝合金进行浇铸或压铸生产时，留模时间10～20s。
8.根据权利要求4所述的免热处理的铝合金的制备方法，其特征在于，所述铝合金压铸态的屈服强度135～150Mpa，抗拉强度310～340Mpa，延伸率10～16％，折弯角44～50°。
9.一种结构件，其特征在于，采用权利要求1-3任一项所述的免热处理的铝合金或采用权利要求4-8任一项所述的制备方法制得的铝合金加工而成。
10.根据权利要求9所述的结构件在车身结构件上的应用。
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