一種Al-Si-Cu-Mg系鑄造鋁合金及其制備方法
【專利摘要】本發(fā)明涉及金屬冶煉技術(shù)，尤其是關(guān)于一種Al-Si-Cu-Mg系鑄造鋁合金及其制備方法。該鑄造鋁合金，其中包括89.5-90.5wt%的鋁Al，余量中包括6.5-7.5wt%的硅Si和0.02-0.04wt%的變質(zhì)劑鍶Sr，該合金中銅Cu含量為1.5-2.5wt%、鎂Mg的含量為0.35-0.65wt%,還加入了0.05-0.25wt%的鋯Zr和0.1-0.5wt%的鎘Cd。經(jīng)熔煉-精煉-變質(zhì)處理，Sr的加入量0.04wt%,靜置40-60分鐘，電磁泵低壓鑄造，對鑄件進(jìn)行T6熱處理得到相應(yīng)鑄件。該方案提供了更準(zhǔn)確的元素含量控制值和可靠的操作工藝參數(shù)，能制備出基于AlSi7Cu2Mg的優(yōu)化微量元素配置的高性能鑄造鋁合金，特別適用于汽車行業(yè)。
【專利說明】—種Al-S1-Cu-Mg系鑄造鋁合金及其制備方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及金屬冶煉技術(shù)，尤其是關(guān)于一種Al-S1-Cu-Mg系鑄造鋁合金及其制備方法。

【背景技術(shù)】
[0002]鑄造鋁合金，自19世紀(jì)七八十年代的初級鋁鋅合金發(fā)展到現(xiàn)在的鋁銅、鋁硅、鋁鎂、鋁稀土以及鋁鋰合金，其中研究和應(yīng)用較多的是Al-Si系合金和Al-Cu系合金。鑄造鋁合金作為傳統(tǒng)的金屬材料，由于其密度小、比強(qiáng)度高等特點，廣泛地被應(yīng)用于航空、航天、汽車、機(jī)械等各行業(yè)。特別是隨著我國經(jīng)濟(jì)建設(shè)的高速發(fā)展，帶動了現(xiàn)代工業(yè)的飛速發(fā)展，汽車、摩托車、電器、電子、機(jī)械等成為了國民經(jīng)濟(jì)的支柱產(chǎn)業(yè)，這些行業(yè)的高速發(fā)展使其對鑄件的需求量越來越大。鑄造鋁硅合金由于其良好的鑄造性能成為鋁合金中使用較多、應(yīng)用范圍較廣的一種合金系，其中鑄造AlSi7Cu2Mg合金除了具有良好的鑄造性能之外，還具有較好的氣密性等綜合性能，因而成為工業(yè)應(yīng)用較廣的合金之一。Al-Si系合金由于具有良好的鑄造性能、好的抗蝕穩(wěn)定性、低熱膨脹系數(shù)和中等的切削加工性能而被廣泛應(yīng)用于制造活塞、汽缸體、氣缸蓋和曲軸箱等機(jī)械行業(yè)特別是汽車行業(yè)所用鑄件。但是Al-Si系合金強(qiáng)度和硬度一般，且韌性較低，一般而言Al-Si系合金不是高強(qiáng)韌鋁合金。針對這一問題，國內(nèi)外進(jìn)行了許多研究，并發(fā)展出了 ZL系的各種牌號的合金，其本質(zhì)都是通過合金化來提高其力學(xué)性能。由于普通鑄造AlSi7Cu2Mg合金的力學(xué)性能不高，無法滿足某些性能要求較高的零部件的需求，因而限制了該合金在鑄件上的應(yīng)用范圍。如何保持鑄造AlSi7Cu2Mg合金優(yōu)良鑄造性能的同時，不斷提高其綜合力學(xué)性能，擴(kuò)大其使用范圍，始終是材料工作者努力思考的問題。將電磁泵充型技術(shù)用于鑄造生產(chǎn)是國內(nèi)外近年來發(fā)展起來的一種先進(jìn)技術(shù)，它克服了傳統(tǒng)鑄造技術(shù)的缺陷。使鑄件質(zhì)量大大提高，由于電磁泵充型系統(tǒng)與傳統(tǒng)的氣壓式招合金充型系統(tǒng)相比能夠克服傳統(tǒng)低壓鑄造系統(tǒng)充型過程中液面波動、鋁液吸氣及二次氧化夾雜等問題，具有充型過程平穩(wěn)、流量連續(xù)、精確可調(diào)、鑄件質(zhì)量好等優(yōu)點。電磁泵低壓鑄造工藝技術(shù)是澆注薄壁復(fù)雜鋁鑄件的有效方法之一，配合合適的內(nèi)澆道冒口及冷鐵，可澆注出形狀復(fù)雜、壁厚差大、質(zhì)量要求高的鑄件。因此被認(rèn)為未來高質(zhì)量鋁鑄件生產(chǎn)實現(xiàn)自動化和現(xiàn)代化最有前途的鑄造工藝方法。其中變質(zhì)方法和鑄造方法都影響了鑄造鋁合金的性能，特別是其中微量元素的含量，更是難以捉摸其影響效果。因此需要通過科學(xué)的試驗手段來優(yōu)化AlSi7Cu2Mg合金的綜合效果。如我國專利CN103736977 A,就提供了類似的方法。但是，尚缺乏詳實的測試方法和數(shù)據(jù)證實鑄造鋁合金的生產(chǎn)方法及其材料性能，因此，需要進(jìn)行更多可靠的研究，以指導(dǎo)生產(chǎn)實踐。


【發(fā)明內(nèi)容】

[0003]本發(fā)明提供了一種Al-S1-Cu-Mg系鑄造鋁合金及其制備方法，提供了準(zhǔn)確的可控的手段來得到高質(zhì)量的鑄造鋁合金。具體方案為:
一種Al-S1-Cu-Mg系鑄造鋁合金，其中包括89.5-90.5wt%的鋁Al，余量中包括6.5-7.5wt%的硅Si和0.02-0.04wt%的變質(zhì)劑鍶Sr，該合金中銅Cu含量為1.3-2.5wt%、鎂Mg 的含量為 0.35-0.65wt%,還加入了 0.05-0.25wt% 的鋯 Zr 和 0.1-0.5wt% 的鎘 Cd。該鑄造鋁合金即為AlSi7Cu2Mg，在Al-Si合金中加入Cu、Mg、強(qiáng)化元素可組成多元合金。這些元素一方面能不同程度的溶入α固溶體中，使固溶體結(jié)構(gòu)復(fù)雜化，提高合金的強(qiáng)度；另外，它們在合金中生成Mg2S1、CuA12等化合物相。這些化合物在α固溶體中的溶解度隨溫度的下降而降低，經(jīng)淬火和時效處理后，可使合金的力學(xué)性能大大提高。
[0004]作為優(yōu)選的鑄造鋁合金，所述的變質(zhì)劑鍶Sr含量為0.04wt%, Cu和Mg的含量比保持在1-3，且還包括微量元素鈦Ti含量為0.1-0.3wt%,錳Mn含量為0.1-0.2wt%,硼B(yǎng)與鈦Ti的摩爾比為1:5。當(dāng)Sr的加入量在0.02%~0.04%范圍內(nèi)時，共晶硅的形態(tài)隨著Sr的加入量的增加而越來越細(xì)小。從鋁合金強(qiáng)韌化理論出發(fā)，通過添加和改變合金元素含量進(jìn)行成分優(yōu)化設(shè)計，采用正交試驗法對鑄造AlSi7Cu2Mg合金中Zr、Cd、Cu、Mg含量行優(yōu)化實驗研究?？梢缘玫缴鲜雠浔确秶蔫T造鋁合金性能較優(yōu)。
[0005]作為優(yōu)選，一種鑄造鋁合金，所述元素的含量比值Zr:Cd:Cu:Mg分別為5:10:50:13或3:10:30:7，其中Cu的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.3-2.0wt%。。該含量比值的鑄造鋁合金性能在配比范圍內(nèi)性能較優(yōu)。優(yōu)化后的合金抗拉強(qiáng)度、伸長率和硬度，比優(yōu)化前的鑄造AlSi7Cu2Mg合金均有大幅度提高。
[0006]一種鑄造鋁合金的制備方法，包括如下步驟:
A:熔煉準(zhǔn)備工作，將坩堝預(yù)熱至暗紅色，爐料在裝爐前預(yù)熱，預(yù)熱溫為350°C -450°C下保溫1-2小時；
B:熔煉過程，用熱電偶和電位差計測溫和控溫，當(dāng)合金熔體溫度為700~720°C時，對合金熔體進(jìn)行除氣精煉后，對合金液進(jìn)行測氫，氫含量控制在0.lOml/lOOgAl以下；
bl-先把2/3的純鋁及鋁硅中間合金加入坩堝中熔化，當(dāng)鋁料成漿糊狀時，將鋁液攪拌均勻；
b2-然后升溫至730-740°C左右，再用鐘罩加入C2C16劑精煉，其使用量為爐料總質(zhì)量的
0.5%，分2-3次用鐘翠壓入溶池中一定深度處，每次精煉時間為3-5分鐘，總的精煉時間控制在8-15min，當(dāng)精煉完成后，靜置6-10min ；
b3-依次加入中間合金Al-50Cu、Al-10Mn、Al-5T1-lB、Al-4Zr及純Cd，再加入中間合金Al-14Sr進(jìn)行變質(zhì)處理，Sr的加入量0.04wt%,靜置40-60分鐘，加入時鋁液溫度750°C ；b4-當(dāng)上述加入的合金都全部熔化后，降溫至740°C左右，用鐘罩壓入純鎂，并攪拌均勻，讓鎂全部熔入合金液中，靜止10分鐘，拔渣，得到AlSi7Cu2Mg合金熔液；
C:溫度降到720°C時，開始進(jìn)行電磁泵低壓鑄造，澆注控制在溫度為680-700°C ；
D:對鑄件進(jìn)行T6熱處理:dl-固溶處理為540°C，保溫19.5h及水淬；d2_時效處理為1700C，保溫9.5h并空冷。
[0007]因為隨著合金中的Si含量的增加，組織中的Si相不斷增加，提高了合金的抗拉強(qiáng)度。但Si相在未經(jīng)變質(zhì)處理以前，在共晶體中一般都呈片狀分布，嚴(yán)重的割裂了基體，由于應(yīng)力集中的結(jié)果，使延伸率和抗拉強(qiáng)度顯著降低，失去了使用價值。所有需要變質(zhì)處理，但是變質(zhì)劑的選擇及其加入量和操作參數(shù)影響到鑄造鋁合金的性能，因此經(jīng)過正交試驗法，測試可得采用該方案可以得到綜合性能較優(yōu)的工藝參數(shù)和含量比例。
[0008] 本發(fā)明公開的一種Al-S1-Cu-Mg系鑄造鋁合金及其制備方法，提供了更準(zhǔn)確的元素含量控制值和可靠的操作工藝參數(shù)，并采用電磁泵低壓鑄造出基于AlSi7Cu2Mg的高性能鑄造招合金結(jié)構(gòu)件。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0009]圖1，現(xiàn)有技術(shù)的未變質(zhì)的鑄件組織形貌圖，放大100倍；
圖2，本發(fā)明實施例變質(zhì)后的組織形貌圖，放大100倍；
圖3，本發(fā)明實施例鑄態(tài)組織圖，放大100倍；
圖4，本發(fā)明實施例熱處理后的組織圖，放大100倍。
[0010]圖中，白色基底為α相(Al相)，黑色為β相(Si相)。
[0011]為了使了詳細(xì)說明本發(fā)明說公開的技術(shù)方案，現(xiàn)結(jié)合圖1-圖4作進(jìn)一步說明。在Al-Si 二元合金中加入一定量具有固溶特性的Cu，便形成了 Al-S1-Cu合金(例如我國的ZL107)。因為Cu在α固溶體中的溶解度比Mg大很多，可通過固溶強(qiáng)化和析出中間相A12CU化合物而使強(qiáng)度獲得較大的提高。雖然Cu的加入使Al-Si合金具有了較好的綜合力學(xué)性能，但是仍然無法滿足現(xiàn)代工程結(jié)構(gòu)中大型、復(fù)雜、高強(qiáng)度重要鑄件的要求。為了獲得綜合性能更好的鑄造鋁合金，人們便在Al-Si 二元合金中同時加入Cu和Mg，獲得了韌性有較大提高的共晶型Al-S1-Cu-Mg合金，屬于這類合金的有我國的ZL108、美國的Β132-等。Cu和Mg同時加入Al-Si合金后，在組織中除出現(xiàn)α固溶體、S1、Mg2Si三相以外，還可能有Θ (A12Cu)相、A12CuMg、和W(A14Mg5Cu4Si4)相，因而其強(qiáng)度和耐熱性比其他鋁合金更高。 Mg和Cu的總含量一般為1%_2%。(Cu和Mg的含量比一般保持在2.5左右)。其鑄態(tài)組織一般為 α (Α1) + (α +Si) + ( α +Si +A12Cu) + 微量 W 相。S1、Cu 含量對 Al-S1-Cu-Mg 鑄造鋁合金的力學(xué)性能有不同程度的影響，對強(qiáng)度而言，Cu影響最顯著，Mg次之，Si最??；對伸長率而言，Si和Mg影響最大，Cu次之。除了鑄造鋁合金成分優(yōu)化是提高其綜合力學(xué)性能的一個重要途徑之外，對鑄造鋁合金進(jìn)行熔體處理也是改善鑄造鋁合金力學(xué)性能的重要途徑。熔體處理主要包括熔體凈化、晶粒細(xì)化、變質(zhì)處理等三個方面，有效的熔體處理可同時獲得高純凈度的熔體、理想的細(xì)化和變質(zhì)效果。此外選擇合適的鑄造工藝和精確控制熱處理參數(shù)，可以進(jìn)一步提供鑄造鋁合金力學(xué)性能。本發(fā)明就是利用盡可能又可行的上述諸多手段來提高鑄造鋁合金的力學(xué)性能，即了保持Al-Si合金的原有優(yōu)點，同時使力學(xué)性能有所提高。主要有以下幾條途徑:
I)鋁合金的變質(zhì)處理。通過對包括初晶α固溶體、共晶體和初晶Si三個部分的晶粒細(xì)化。經(jīng)過變質(zhì)處理之后，合金的組織和性能都可得到改善。
[0012]2)減少合金中的有害雜質(zhì)。如果用高純Al和純Si配制成Al-Si合金時，即使不經(jīng)變質(zhì)處理也能獲得良好的變質(zhì)組織，顯示出很高的力學(xué)性能。但是，如果其中Fe、Sn、Pb、Ca、P等雜質(zhì)含量和含氣量增大，將使合金性能明顯降低。因此可以通過減少雜質(zhì)含量來改善合金性能。
[0013]3)改進(jìn)鑄造方法。提高Al-Si合金力學(xué)性能的途徑，和其它金屬材料一樣。除了改善合金材質(zhì)本身的各種性能外，還要重視各種鑄造方法。例如電磁振動結(jié)晶法可以細(xì)化晶粒，從而提聞力學(xué)性能。
[0014]4)合金化與熱處理。在Al-Si合金中加入Cu、Mg及其它強(qiáng)化元素可組成多元合金。這些元素一方面能不同程度的溶入α固溶體中，使固溶體結(jié)構(gòu)復(fù)雜化，提高合金的強(qiáng)度；另外，它們在合金中生成Mg2S1、CuA12等化合物相。這些化合物在α固溶體中的溶解度隨溫度的下降而降低，經(jīng)淬火和時效處理后，可使合金的力學(xué)性能大大提高。
[0015]實施例1:為一種鑄造鋁合金及其制備過程，包括如下步驟:
Α:熔煉準(zhǔn)備工作，將坩堝預(yù)熱至200°C以上呈現(xiàn)暗紅色，爐料在裝爐前預(yù)熱，預(yù)熱溫為350°C下保溫I小時，將攪拌勺、撇渣勺、鐘罩等工具加熱至200°C -300°C，在接觸鋁液的所有表面噴或刷2-3遍涂料，然后烘干備用；
B:熔煉過程，用熱電偶和電位差計測溫和控溫，當(dāng)合金熔體溫度為700°C時，對合金熔體進(jìn)行除氣精煉后，對合金液進(jìn)行測氫，氫含量控制在0.lOml/lOOgAl以下；鋁硅合金(沈陽宇航金屬材料研究所);bl-先把2/3的純鋁(新疆眾合股份有限公司)，含鋁量不低于99.99% ;及中等大小的塊狀鋁硅中間合金(沈陽宇航金屬材料研究所)加入坩堝中熔化，當(dāng)鋁料成漿糊狀時，將鋁液攪拌均勻；
b2-然后升溫至730-740°C左右，再用鐘罩加入C2C16劑精煉，其使用量為爐料總質(zhì)量的0.5%，分2-3次用鐘翠壓入溶池中一定深度處，每次精煉時間為3分鐘，總的精煉時間控制在8min,當(dāng)精煉完成后，靜直6min ；
b3-依次加入中間合金Al-50Cu、Al-lOMn、鋁鈦硼合金(濟(jì)南信海通特種金屬有限公司)；Al-5T1-lB、Al-4Zr及純Cd，再加入中間合金Al-14Sr進(jìn)行變質(zhì)處理，Sr的加入量
0.04wt%,靜置40分鐘，加入時鋁液溫度750°C ； b4-當(dāng)上述加入的合金都全部熔化后，降溫至740°C左右，用鐘罩壓入純鎂，牌號為Mg-2，含鎂量不低于99.92% ;并攪拌均勻，讓鎂全部熔入合金液中，靜止10分鐘，拔渣，得到AlSi7Cu2Mg合金熔液；
C:溫度降到720°C時，開始進(jìn)行電磁泵低壓鑄造，澆注控制在溫度為680°C ；
D:對鑄件進(jìn)行T6熱處理:dl-固溶處理為540°C，保溫19.5h及水淬；d2_時效處理為170°C，保溫9.5h并空冷。得到鑄造鋁合金構(gòu)件(試樣)，其成分為包括90.5wt%的鋁Al，余量中包括6.5wt%的硅Si和0.02wt%的變質(zhì)劑鍶Sr，該合金中銅Cu含量為2.0wt%、鎂Mg的含量為0.65wt%,還加入了 0.25wt%的鋯Zr和0.5wt%的鎘Cd。Cu和Mg的含量比保持在1-2.5，且還包括微量元素鈦Ti含量為0.lwt%,錳Mn含量為0.lwt%,硼B(yǎng)與鈦Ti的摩爾比為1: 5。所述元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)A: Zr (%) ,B: Cd (%)，C =Cu (%)，D:Mg (%)的比值為5:10:50:13。
[0016]經(jīng)過相圖對比和力學(xué)對比試驗，可以發(fā)現(xiàn)，未變質(zhì)的試樣晶相中的Si相主要呈針片狀，如圖1所示:試樣部分Si相斷裂，主要呈短棒狀和針片狀，所以試樣變質(zhì)效果差；如圖2所示:Si相呈短棒狀，針片狀共晶硅已全部斷裂，試樣變質(zhì)效果相對較好；如圖3，4所示。熱處理后，試樣的組織圖，通過對比可以看出，熱處理對合金組織中共晶硅的形貌和尺寸影響很大，使共晶硅細(xì)化并向粒狀化發(fā)展。對該試樣做力學(xué)性能測試:優(yōu)化前的鑄造AlSi7Cu2Mg合金在重力鑄造下，并在T6熱處理的狀態(tài)下，平均抗拉強(qiáng)度達(dá)到σ b=307MPa ；平均伸長率S =3.76% ;優(yōu)化后的鑄造AlSi7Cu2Mg合金采用電磁泵低壓鑄造，并在T6熱處理的狀態(tài)下，平均抗拉強(qiáng)度σ b=322MPa ;平均伸長率δ =4.66%。在這兩種鑄造方法下，優(yōu)化后的鑄造AlSi7Cu2Mg合金在電磁泵低壓鑄造下的抗拉強(qiáng)度比重力鑄造下提高了 4.66%，伸長率提高了 23.94%。由此力學(xué)性能看，電磁泵低壓鑄造與重力鑄造相比，在一定程度上提高該合金的力學(xué)性能。
[0017]實施例2:其制備步驟同實施例1，只是在中間合金的加入量和操作參數(shù)上有區(qū)另O。該Al-S1-Cu-Mg系鑄造鋁合金的成分為:成分為包括89.5wt%的鋁Al，余量中包括
7.5wt%的硅Si和0.04wt%的變質(zhì)劑鍶Sr，Sr的加入量0.04wt%,靜置50分鐘，加入時鋁液溫度750°C ;該合金中銅Cu含量為1.5wt%、鎂Mg的含量為0.45wt%,還加入了 0.15wt%的鋯Zr和0.lwt%的鎘Cd。Cu和Mg的含量比保持在1_3，且還包括微量元素鈦Ti含量為0.3wt%,猛Mn含量為0.2wt%,硼B(yǎng)與鈦Ti的摩爾比為1:5。所述元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)A:Zr (%) ,B: Cd (%)，C =Cu (%)，D:Mg (%)的水平組合為A3B3C1D3。再經(jīng)過合金化和在開始進(jìn)行電磁泵低壓鑄造，澆注控制在溫度為700°C，熔體處理和熱處理后，其力學(xué)性能為:σ b達(dá)369Mpa，拉伸率 δ 5.28%，硬度 ΗΒ146。
[0018]實施例3，其制備步驟同前，根據(jù)正交試驗法改變在中間合金的加入量和操作參數(shù)，該 Al-S1-Cu-Mg 系鑄造鋁合金的成分為:Si 7%，Ti 0.12%，Mn0.16%，Sr0.04%,
0.15%Zr、0.5%Cd、l.5%Cu、0.35%Mg。硼B(yǎng)與鈦Ti的摩爾比為1:5。所述元素的含量比值Zr:Cd:Cu:Mg分別為5:10:50:13。。按上述合金的成分計算配料、準(zhǔn)備原材料和工具、熔煉合金，Sr的加入量 0.04wt%,靜置60分鐘，加入時鋁液溫度750°C ;在低壓電磁泵上進(jìn)行澆注實驗，此次合金按同樣的熱處理工藝(T6，5400C固溶溫度+170°C時效溫度)，并制備標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣。澆注控制在溫度為720°C，熔體處理和熱處理后，其力學(xué)性能為:σ b達(dá)351Mpa，拉伸率δ 5.12 %，硬度ΗΒ139。
[0019]實施例4:其制備步驟同前，根據(jù)正交試驗法改變在中間合金的加入量和操作參數(shù)，該 Al-S1-Cu-Mg 系鑄造鋁合金的成分為:Si7%, T1.12%，Mn0.16%, Sr0.04%, 0.25%Zr、
0.5%Cd、l.5%Cu、0.65%Mg，余量為鋁。硼B(yǎng)與鈦Ti的摩爾比為1:5。所述元素的含量比值Zr:Cd:Cu:Mg分別為5:10:50:13。按上述合金的成分計算配料、準(zhǔn)備原材料和工具、熔煉合金，在低壓電磁泵上進(jìn)行澆注實驗，此次合金按同樣的熱處理工藝(T6，540°C固溶溫度+170°C時效溫度)，并制備標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣。澆注控制在溫度為680°C，熔體處理和熱處理后，其力學(xué)性能為:σ b達(dá)339Mpa，拉伸率δ 4.40%，硬度ΗΒ131。
[0020]實施例5:其制備步驟同前，根據(jù)正交試驗法改變在中間合金的加入量和操作參數(shù)，該Al-S1-Cu-Mg系鑄造鋁合金的成分為::Si含量為6.8% (均為質(zhì)量分?jǐn)?shù))，Ti含量為
0.13%,，Mn含量為0.14%, Cu含量為1.48%, Mg含量為0.35%, Cd含量為0.49%, Zr含量為
0.13%。余量為鋁。硼B(yǎng)與鈦Ti的摩爾比為1:5。所述元素的含量比值Zr:Cd:Cu:Mg分別為3:10:30: 7。按上述合金的成分計算配料、準(zhǔn)備原材料和工具、熔煉合金，在低壓電磁泵上進(jìn)行澆注，控制溫度在710°C，此次合金按同樣的熱處理工藝(T6，5400C固溶溫度+170°C時效溫度)，并制備標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣。澆注控制在溫度為720°C，熔體處理和熱處理后，其力學(xué)性能為:σ b達(dá)339Mpa，拉伸率δ 4.40%,硬度ΗΒ131?？紤]至Ij T1、Mg在熔煉是燒損比較嚴(yán)重，在稱量其中間合金時，應(yīng)該略微多加了點，從而導(dǎo)致含量的增加，但偏差的不多，在成分誤差控制范圍之內(nèi)。其中S1、Mn、Cu、Cd、Zr的含量都控制的嚴(yán)格，并且加純鎂時溫度740V稍低于加變質(zhì)劑Sr的溫度750°C.因此Cd促進(jìn)了時效強(qiáng)化效果，使機(jī)械性能提高。對于當(dāng)前的合金，分析表明微量的Cd在Al-S1- Cu-Mg合金中也有類似于在Al-Cu合金中的作用，即增加T6處理后，Cd提高合金的強(qiáng)度是由于它促進(jìn)Cu的時效強(qiáng)化引起的。無論是鑄態(tài)還是熱處理后Cd在α-ΑΙ基體中的固溶度都是有限的。由于Cd在α-Al基體中的固溶量有限，不能固溶的Cd形成多種類型富Cd相，降低熱處理后的機(jī)械性能。Cd的加入阻礙了 GP區(qū)的形成，從而加快了亞穩(wěn)相的析出，在合金基體上形成細(xì)小而密集的亞穩(wěn)沉淀相，對合金起彌散強(qiáng)化的作用。同時，還有一些較大的富Cd相、平衡相和少量的過剩硅相質(zhì)點析出，對合金起到了第二相強(qiáng)化的作用。微量Cd的加入促進(jìn)了 Al-S1-Cu-Mg合金的時效過程，提高了合金的時效硬度，加快了合金的硬化速度。
[0021]由能譜分析可知，優(yōu)化后的鑄造鋁合金都有含Zr的金屬化合物。對AlSi7Cu2Mg合金材料而言，當(dāng)加入微量Zr元素后，可對合金產(chǎn)生晶粒細(xì)化強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化。(I)晶粒細(xì)化強(qiáng)化，A13Zr和Al存在一定的晶體學(xué)位向關(guān)系，且其錯配度為0.95%(Al3Zr與Al)，小于9%。當(dāng)?shù)诙嘧鳛楫愘|(zhì)晶核細(xì)化晶粒時，要滿足錯配度的要求。只有相應(yīng)界面上原子錯配度不超過9%時，才有可能作為異質(zhì)晶核。因此滿足共格對應(yīng)條件，這表明Al3Zr可作為基體中Al相的非均質(zhì)形核基底，從而起細(xì)化作用。(2)固溶強(qiáng)化，Zr原子固溶于α (Al)中，Zr原子體積為0.023272nm3,而Al的原子體積為0.016603nm3,由于Zr與Al原子體積(或原子半徑)的不同，產(chǎn)生晶格畸變、應(yīng)變場和固溶強(qiáng)化。含鋯鋁合金中，由于強(qiáng)化相Al3Zr在合金熱處理時彌散析出，它顯微硬度高(>5000MPa)，一旦析出，很難再溶解或聚集，具有較大的彌散強(qiáng)化效果。根據(jù)再結(jié)晶形核機(jī)制可知，彌散的A13Zr質(zhì)點尺寸小，密集度很高，對位錯的滑移和攀沿以及晶界的移動具有很強(qiáng)的釘扎作用，可以穩(wěn)定變形組織的亞結(jié)構(gòu)，阻礙加熱時位錯重新排列成亞晶界及隨后發(fā)展成大角度晶界的過程，從而阻礙了再結(jié)晶的形核。
[0022]當(dāng)合金中加入了 Ti,根據(jù)Crossley和Mondolof提出的包晶反應(yīng)理論，當(dāng)招合金熔體中加入Al-Ti中間合金時，在中間合金熔化的過程中一部分TiA13，粒子被溶解，溶解的TiA13粒子在未溶解的TiA13粒子周圍形成了一層富Ti區(qū)，Τ?Α13表面層的Ti濃度將達(dá)到0.15%，當(dāng)溫度降低到665°C時，TiA13將和它周圍的鋁熔體發(fā)生如式所示的包晶反應(yīng)。此時熔體中其它位置的Ti濃度還很低，且溫度又高于鋁的熔點，包晶反應(yīng)產(chǎn)生TiA13，表面的鋁包層很難在這種條件下長大，從而可使晶粒細(xì)化。鈦還能提高鋁液的抗氧化性。第I組的3#試樣沒檢測到含Ti的金屬化合物出現(xiàn)，可能是沒有檢測到的緣故。Α13Τ?屬于增強(qiáng)相，A13Ti具有亞微米尺寸，因而增強(qiáng)相的細(xì)晶強(qiáng)化也起著十分重要的作用。晶粒細(xì)化可消除成分偏析，減小對基體連續(xù)性的破壞，可以起到提高抗拉強(qiáng)度的作用。當(dāng)AlSi7Cu2Mg合金中添加同時Zr、Ti元素后，析出大量彌散的金屬間化合物A13Zr和A13Ti，這些粒子有很強(qiáng)的形核作用，起到晶粒細(xì)化強(qiáng)化作用。優(yōu)化后的合金同時加入Zr、Ti，形成的A13ZrΑ13Τ?聯(lián)合作用，對提高合金的綜合力學(xué)性能起到一定的作用。
[0023] 本發(fā)明采用正交實驗法，得出優(yōu)化后在鑄造鋁合金鑄件并經(jīng)T6處理后，可得到含量為:0.13%Zr、0.49%Cd、l.49%Cu、0.53%Mg的鑄造AlSi7Cu2Mg合金抗拉強(qiáng)度、伸長率和硬度，比優(yōu)化前的鑄造AlSi7Cu2Mg合金均有大幅度提高；同樣在電磁泵低壓鑄造充型下，優(yōu)化后的合金抗拉強(qiáng)度比優(yōu)化前提高17.39%，伸長率提高了 20.6%，達(dá)到工程應(yīng)用的技術(shù)指標(biāo)要求:在砂型鑄造下，Ob≥ 350MPa, δ≥5%。本發(fā)明所公開的技術(shù)方案可以用于指導(dǎo)工程實踐，具有強(qiáng)大的應(yīng)用前景，適合汽車和航空領(lǐng)域結(jié)構(gòu)鑄件使用。
【權(quán)利要求】
1.一種Al-S1-Cu-Mg系鑄造鋁合金，其中包括89.5-90.5wt%的鋁Al，余量中包括.6.5-7.5wt%的硅Si和0.02-0.04wt%的變質(zhì)劑鍶Sr，其特征在于該合金中銅Cu含量為.1.3-2.5wt%、鎂Mg 的含量為 0.35-0.65wt%,還加入了 0.05-0.25wt% 的鋯 Zr 和 0.1-0.5wt%的鎘Cd。
2.如權(quán)利要求項I所述的鑄造鋁合金，其特征在于所述的變質(zhì)劑鍶Sr含量為.0.04wt%，Cu和Mg的含量比保持在1-3，且還包括微量元素鈦Ti含量為0.1-0.3wt%,錳Mn含量為0.1-0.2wt%,硼B(yǎng)與鈦Ti的摩爾比為1:5。
3.如權(quán)利要求項2所述的Al-S1-Cu-Mg系鑄造鋁合金，其特征在于所述元素的含量比值 Zr:Cd:Cu:Mg 分別為 5:10:50:13 或 3:10:30:7，其中 Cu 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為 1.3-2.0wt%。
4.如權(quán)利要求項2所述的Al-S1-Cu-Mg系鑄造鋁合金的制備方法，其特征在于包括如下步驟: A:熔煉準(zhǔn)備工作，將坩堝預(yù)熱至暗紅色，爐料在裝爐前預(yù)熱，預(yù)熱溫為350°C -450°C下保溫1-2小時； B:熔煉過程，用熱電偶和電位差計測溫和控溫，當(dāng)合金熔體溫度為700~720°C時，對合金熔體進(jìn)行除氣精煉后，對合金液進(jìn)行測氫，氫含量控制在0.lOml/lOOgAl以下: bl-先把2/3的純鋁及鋁硅中間合金加入坩堝中熔化，當(dāng)鋁料成漿糊狀時，將鋁液攪拌均勻； b2-然后升溫至730-740°C，再用鐘罩加入C2C16劑精煉，其使用量為爐料總質(zhì)量的.0.5%，分2-3次用鐘翠壓入溶池中一定深度處，在保護(hù)氬氣氛中，每次精煉時間為3-5分鐘，總的精煉時間控制在8-15min，當(dāng)精煉完成后，靜置6_10min ； b3-依次加入中間合金Al-50Cu、Al-10Mn、Al-5T1-lB、Al-4Zr及純Cd，再加入中間合金Al-14Sr進(jìn)行變質(zhì)處理，Sr的加入量0.04wt%,靜置40-60分鐘，加入時鋁液溫度750°C ；b4-當(dāng)上述加入的合金都全部熔化后，降溫至740°C，用鐘罩壓入純鎂，并攪拌均勻，讓鎂全部熔入合金液中，靜止10分鐘，拔渣，得到AlSi7Cu2Mg合金熔液； C:溫度降到720°C時，開始進(jìn)行電磁泵低壓鑄造，澆注控制在溫度為680-700°C ； D:對鑄件進(jìn)行T6熱處理:dl-固溶處理為540°C，保溫19.5h及水淬；d2_時效處理為.1700C，保溫9.5h并空冷。
【文檔編號】C22C21/04GK104073699SQ201410285658
【公開日】2014年10月1日 申請日期:2014年6月25日 優(yōu)先權(quán)日:2014年6月25日
【發(fā)明者】王宇星 申請人:衢州職業(yè)技術(shù)學(xué)院