一种高强韧铸造铝合金及其制备方法与流程

1.本发明涉及铝合金技术领域，尤其涉及一种高强韧铸造铝合金及其制备方法。


背景技术：

2.随着汽车行业的不断发展，以及全球能源日益紧张的趋势，汽车轻量化成为时代发展的主题。以铝代钢成为主旋律，越来越多的研究注重开发新型高强高韧铸造铝合金，对于传统的a356以及a380合金而言已经不能满足工业对强度和韧性的双高要求。许多研究者在这些传统合金加入稀土元素(la、ce等)或者sc等贵稀有金属来改善组织提高性能，但稀土元素成本较高，不适合工业化应用。
3.在al-si-mg-cu合金体系中，除al基体、共晶si外，一般含有mg2si、al2cu和q-al5cu2mg8si6等可溶第二相，以及含fe的不可溶第二相。其中可溶第二相是指在铸态组织存在并且在固溶处理后可以回溶至基体中而消失的相；不可溶第二相是指铸态组织存在并且固溶处理后不能回溶的相，不可溶相的存在会使材料成分分布不均匀，导致材料变脆。目前，对第二相的控制还处于定性研究阶段。
4.本发明就如何定量控制第二相的析出，以提高铝合金的综合性能，公布了一种高强韧铸造铝合金及其制备方法。


技术实现要素：

5.本发明的目的是提供一种高强韧铸造铝合金及其制备方法，该铝合金具有“al基体、共晶si、微米级共晶al2cu、块状al2cu、亚微米级q-al5cu2mg8si6和纳米级q-al5cu2mg8si
6”多元多尺度的铸态组织。
6.为实现上述目的，本发明采用的一个技术方案是：
7.一种高强韧铸造铝合金，其包括如下重量百分比的组分：si 8～10wt.％，mg 0.4～0.8wt.％，cu 0.6～2.0wt.％，sr 0.01～0.04wt.％，fe≤0.02wt.％，余量为al，所述铝合金的铸态组织中包括al基体，共晶si，共晶al2cu，块状al2cu以及q-al5cu2mg8si6相。
8.优选的，所述共晶al2cu为微米级，其细化并分散于al基体中，所述q-al5cu2mg8si6相包括亚微米级q-al5cu2mg8si6和纳米级q-al5cu2mg8si6。
9.优选的，所述共晶al2cu与所述块状al2cu的体积分数比大于2：1。
10.优选的，所述共晶al2cu与所述q-al5cu2mg8si6相的体积分数比小于1.6：1。
11.优选的，所述共晶al2cu、所述块状al2cu与所述q-al5cu2mg8si6相的体积分数之和为0.9-1.9vol.％。
12.优选的，所述共晶al2cu的尺寸为10～20μm；所述亚微米级q-al5cu2mg8si6的尺寸为0.5～2μm；所述纳米级q-al5cu2mg8si6的尺寸≤250nm。
13.为实现上述目的，本发明还采用的一个技术方案是：
14.一种高强韧铸造铝合金的制备方法，其包括以下步骤：
15.s1.按照铝合金中各元素配比称取所需比例的al粉、si粉、cu锭、mg锭、al-sr合金
及al-ti-b合金；
16.s2.对al粉和si粉进行熔炼，经过打渣处理后，得到铝液；
17.s3.在步骤s2得到的铝液中加入称量好的mg锭和cu锭进行熔炼，经过精炼除气处理后得到铝合金熔体；
18.s4.对步骤s3得到的铝合金熔体进行浇铸得到铝合金铸件；
19.s5.对步骤s4得到的铝合金铸件进行固溶处理、冷却处理和时效处理，即得到高强韧铸造铝合金。
20.优选的，所述步骤s2的具体过程为：在炉底平铺si粉，将al粉平铺在si粉上，将炉温设定为750℃，对al粉和si粉进行熔炼，熔融液温度达到750℃时，加入打渣剂打渣，搅拌燃烧10min拔渣，得到铝液。
21.优选的，所述步骤s3的具体过程为：控制步骤2得到的铝液温度为740
±
10℃，加入称量好的mg锭和cu锭，搅拌均匀，通入氩气进行除气，除气过程中加入称量好的al-sr合金及al-ti-b合金进行精炼，撇渣后得到铝合金熔体。
22.优选的，所述步骤s5中，固溶处理温度为520-570℃，固溶时间为6-8h；所述冷却处理采用水淬方式进行冷却，水淬温度为20-40℃；所述时效处理中，时效温度为140-180℃，时效时间为5-7h。
23.与现有技术相比，本发明一种高强韧铸造铝合金及其制备方法的有益效果在于：
24.1、该铝合金的组分仅包括al、si、mg、cu、fe、sr，不含任何贵金属和稀有金属元素，降低成本，适合工业化应用；
25.2、通过控制铝合金中的各组分及含量，且通过该制备方法的设计，使其铸态组织中不存在fe的不可溶第二相，使材料成分分布更加均匀，材料性能更优异；且铸态组织中不存在mg2si中间相；通过精准控制铸态组织中中间相的种类、含量、尺寸及分布来优化铝合金的性能，使得该高强韧铸造铝合金具有较高的抗拉强度(达到343mpa以上)，较高的屈服强度(达到290mpa以上)，较好的延伸率(达到8.2％)以上，能够满足汽车铝合金零部件对强度和韧性的双高要求；
26.3、制备方法简单，安全可靠，操作方便，具有较高的市场竞争力，适合推广到规模化生产中。
附图说明
27.为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图，其中：
28.图1是本发明实施例3铝合金铸件中共晶al2cu相的sem图；
29.图2是本发明实施例3铝合金铸件中纳米级q-al5cu2mg8si6相的sem图。
具体实施方式
30.下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通
技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其它实施例，都属于本发明保护的范围。
31.本发明一种高强韧铸造铝合金，其包括如下重量百分比的组分：si 8～10wt.％，mg 0.4～0.8wt.％，cu 0.6～2.0wt.％，sr 0.01～0.04wt.％，fe≤0.02wt.％，余量为al，铝合金的铸态组织中包括al基体，共晶si，共晶al2cu，块状al2cu以及q-al5cu2mg8si6相。
32.si为铝合金中的主要元素，可明显改善铝合金的压铸流动性，降低铝合金的收缩性，以提高其压铸性能，si的含量为8～10wt.％，使铝合金的铸造收缩应力明显小于金属晶粒间的结合力，使得铝合金具有良好的屈服强度、拉伸强度和延伸率。
33.mg含量为0.4～0.8wt.％，保证了mg元素的固溶强化效应，可以同时提高铝合金的屈服强度、抗拉强度和延伸率。随着mg含量的增加，铸态铝合金的屈服强度也随之增加，延伸率逐步增大，当mg含量达到0.6％及以上，开始出现以al2cu为主的弥散强化相(粒径在10um以下)，并随着mg元素含量的提升，合金该相的出现的范围逐步增大，使得铸态铝合金的延伸率下降较大；另外，降低mg元素，使形成的q-al5cu2mg8si6含量降低，从而降低了q-al5cu2mg8si6相对超过300℃以上耐热性能的影响，提高了室温的延伸率，有利于提高疲劳性能。但是适量的al5cu2mg8si6能在一定的程度上提高固溶相的强化作用，提高铝合金的强度。
34.cu能够与al形成可溶第二相的共晶al2cu和块状al2cu，共晶al2cu细化并分散在al基体中，提高铝合金的强度及韧性；另外，cu作为合金强化元素，也有助于改善铝合金的力学性能，但过量不仅会降低材料热处理性能，同时会损害材料韧性，降低断裂延伸率。cu的含量为0.6～2.0wt.％，能够同时提高铝合金屈服强度、拉伸强度和延伸率。
35.sr可以作为铝合金中的变质剂，细化α-al固溶体及针状的硅相，改善铝合金组织，净化晶界，减小铝合金内电子运动的阻力，从而进一步提升铝合金的力学性能。
36.fe可以较好的改善铝合金的流动性，降低铝合金的粘模倾向，对成型有一定的帮助，帮助脱模，fe过量时，会形成针状物，导致材料变脆，降低铝合金的延伸率。
37.需要说明的是，铝合金的力学性能、导热性和延伸率是上述元素的综合作用结果，任一元素偏移本发明提供的范围均偏离了本发明的发明意图，导致铝合金在力学性能或延伸率上的降低，从而不利于铝合金作为压铸材料的使用。
38.优选的，共晶al2cu为微米级，其细化并分散于al基体中，q-al5cu2mg8si6相包括亚微米级q-al5cu2mg8si6和纳米级q-al5cu2mg8si6。
39.优选的，共晶al2cu与所述块状al2cu的体积分数比大于2：1。
40.优选的，共晶al2cu与q-al5cu2mg8si6相的体积分数比小于1.6：1。
41.优选的，共晶al2cu、块状al2cu与q-al5cu2mg8si6相的体积分数之和为0.9-1.9vol.％。
42.优选的，共晶al2cu的尺寸为10～20μm；亚微米级q-al5cu2mg8si6的尺寸为0.5～2μm；纳米级q-al5cu2mg8si6的尺寸≤250nm。
43.本发明一种高强韧铸造铝合金的制备方法，其包括以下步骤：
44.s1.按照铝合金中各元素配比称取所需比例的al粉、si粉、cu锭、mg锭、al-sr合金及al-ti-b合金，具体的，al-sr合金中al与sr的摩尔比为1:10，al-ti-b合金中al、ti与b的摩尔比为1:5:1；
45.s2.对al粉和si粉进行熔炼，经过打渣处理后，得到铝液；其具体过程为：在炉底平铺si粉，有利于熔化，将al粉平铺在si粉上，将炉温设定为750℃，对al粉和si粉进行熔炼，熔融液温度达到750℃时，加入打渣剂打渣，搅拌燃烧10min拔渣，得到铝液；打渣剂包括以下重量份数的物质：20～45份氯化钠，30～50份氯化钾，3～7份氟化钙，1～6份三氯化铝，1～6份na3alf；
46.s3.在步骤s2得到的铝液中加入称量好的mg锭和cu锭进行熔炼，经过精炼除气处理后得到铝合金熔体；其具体过程为：控制步骤2得到的铝液温度为740
±
10℃，加入称量好的mg锭和cu锭，搅拌均匀，通入氩气进行除气，除气过程中加入称量好的al-sr合金及al-ti-b合金进行精炼，撇渣后得到铝合金熔体；加入ti和b的主要作用是晶粒细化，铝合金材料细化后可获得较高的强度和延伸率，热膨胀系数小，铸造性能好；
47.s4.对步骤s3得到的铝合金熔体进行浇铸得到铝合金铸件；对该铝合金铸件进行检测，其铸态组织中包括al基体，共晶si，共晶al2cu，块状al2cu以及q-al5cu2mg8si6相，其中共晶al2cu为微米级，其细化并分散于al基体中，q-al5cu2mg8si6相包括亚微米级q-al5cu2mg8si6和纳米级q-al5cu2mg8si6；
48.s5.对步骤s4得到的铝合金铸件进行固溶处理、冷却处理和时效处理，即得到高强韧铸造铝合金。对该铝合金检测，得到其成分为：si 8～10wt.％，mg 0.4～0.8wt.％，cu 0.6～2.0wt.％，sr 0.01～0.04wt.％，fe≤0.02wt.％。具体的，固溶处理温度为520-570℃，固溶时间为6-8h；所述冷却处理采用水淬方式进行冷却，水淬温度为20-40℃；所述时效处理中，时效温度为140-180℃，时效时间为5-7h。
49.通过该制备方法的设计，主要通过各原料的选配及控制各原料的添加顺序，使其铸态组织中不存在fe的不可溶第二相，使材料成分分布更加均匀，材料性能更优异；且铸态组织中不存在mg2si中间相；该制备方法能够精准控制铸态组织中中间相的种类、含量、尺寸及分布来优化铝合金的性能，使得该高强韧铸造铝合金具有较高的抗拉强度、屈服强度，较好的延伸率，能够满足汽车铝合金零部件对强度和韧性的双高要求。
50.实施例1
51.本实施例一种高强韧铸造铝合金，其包括如下重量百分比的组分：8wt.％si，0.4wt.％mg，0.8wt.％cu，0.01％sr，余量为al，铝合金的铸态组织中包括al基体，共晶si，共晶al2cu，块状al2cu以及q-al5cu2mg8si6相。共晶al2cu为微米级，其细化并分散于al基体中，q-al5cu2mg8si6相包括亚微米级q-al5cu2mg8si6和纳米级q-al5cu2mg8si6；其中共晶al2cu与所述块状al2cu的体积分数比为2.1：1，共晶al2cu与q-al5cu2mg8si6相的体积分数比为1.5：1；共晶al2cu、块状al2cu与q-al5cu2mg8si6相的体积分数之和为1.7vol.％；共晶al2cu的尺寸为15μm；亚微米级q-al5cu2mg8si6的尺寸为1.25μm；纳米级q-al5cu2mg8si6的尺寸为160nm。
52.本实施例一种高强韧铸造铝合金的制备方法，其包括以下步骤：
53.s1.按照铝合金中各元素配比称取所需比例的al粉、si粉、cu锭、mg锭、al-sr合金及al-ti-b合金；
54.s2.对al粉和si粉进行熔炼，经过打渣处理后，得到铝液；其具体过程为：在炉底平铺si粉，将al粉平铺在si粉上，将炉温设定为750℃，对al粉和si粉进行熔炼，熔融液温度达到750℃时，加入打渣剂打渣，搅拌燃烧10min拔渣，得到铝液；
55.s3.在步骤s2得到的铝液中加入称量好的mg锭和cu锭进行熔炼，经过精炼除气处理后得到铝合金熔体；其具体过程为：控制步骤2得到的铝液温度为740
±
10℃，加入称量好的mg锭和cu锭，搅拌均匀，通入氩气进行除气，除气过程中加入称量好的al-sr合金及al-ti-b合金进行精炼，撇渣后得到铝合金熔体；
56.s4.对步骤s3得到的铝合金熔体进行浇铸得到铝合金铸件；
57.s5.对步骤s4得到的铝合金铸件进行固溶处理、冷却处理和时效处理，即得到高强韧铸造铝合金。具体的，固溶处理温度为520℃，固溶时间为6h；所述冷却处理采用水淬方式进行冷却，水淬温度为20℃；所述时效处理中，时效温度为140℃，时效时间为5h。
58.实施例2
59.本实施例一种高强韧铸造铝合金，其包括如下重量百分比的组分：10wt.％si，0.6wt.％mg，2.0wt.％cu，0.025wt.％sr，0.01wt.％fe，余量为al，铝合金的铸态组织中包括al基体，共晶si，共晶al2cu，块状al2cu以及q-al5cu2mg8si6相。共晶al2cu为微米级，其细化并分散于al基体中，q-al5cu2mg8si6相包括亚微米级q-al5cu2mg8si6和纳米级q-al5cu2mg8si6；其中共晶al2cu与所述块状al2cu的体积分数比为4:1，共晶al2cu与q-al5cu2mg8si6相的体积分数比为1.2：1；共晶al2cu、块状al2cu与q-al5cu2mg8si6相的体积分数之和为1.9vol.％；共晶al2cu的尺寸为17μm；亚微米级q-al5cu2mg8si6的尺寸为2μm；纳米级q-al5cu2mg8si6的尺寸为180nm。
60.本实施例一种高强韧铸造铝合金的制备方法，其包括以下步骤：
61.s1.按照铝合金中各元素配比称取所需比例的al粉、si粉、cu锭、mg锭、al-sr合金及al-ti-b合金；
62.s2.对al粉和si粉进行熔炼，经过打渣处理后，得到铝液；其具体过程为：在炉底平铺si粉，将al粉平铺在si粉上，将炉温设定为750℃，对al粉和si粉进行熔炼，熔融液温度达到750℃时，加入打渣剂打渣，搅拌燃烧10min拔渣，得到铝液；
63.s3.在步骤s2得到的铝液中加入称量好的mg锭和cu锭进行熔炼，经过精炼除气处理后得到铝合金熔体；其具体过程为：控制步骤2得到的铝液温度为740
±
10℃，加入称量好的mg锭和cu锭，搅拌均匀，通入氩气进行除气，除气过程中加入称量好的al-sr合金及al-ti-b合金进行精炼，撇渣后得到铝合金熔体；
64.s4.对步骤s3得到的铝合金熔体进行浇铸得到铝合金铸件；
65.s5.对步骤s4得到的铝合金铸件进行固溶处理、冷却处理和时效处理，即得到高强韧铸造铝合金。具体的，固溶处理温度为545℃，固溶时间为7h；所述冷却处理采用水淬方式进行冷却，水淬温度为30℃；所述时效处理中，时效温度为160℃，时效时间为6h。
66.实施例3
67.本实施例一种高强韧铸造铝合金，其包括如下重量百分比的组分：8.5wt.％si，0.5wt.％mg，1.3wt.％cu，0.04wt.％sr，0.016wt.％fe，余量为al，铝合金的铸态组织中包括al基体，共晶si，共晶al2cu，块状al2cu以及q-al5cu2mg8si6相。共晶al2cu为微米级，其细化并分散于al基体中，q-al5cu2mg8si6相包括亚微米级q-al5cu2mg8si6和纳米级q-al5cu2mg8si6；其中共晶al2cu与所述块状al2cu的体积分数比为2.4:1，共晶al2cu与q-al5cu2mg8si6相的体积分数比为1.5：1；共晶al2cu、块状al2cu与q-al5cu2mg8si6相的体积分数之和为0.9vol.％；共晶al2cu的尺寸为10μm；亚微米级q-al5cu2mg8si6的尺寸为0.5μm；纳
米级q-al5cu2mg8si6的尺寸为50nm。
68.本实施例一种高强韧铸造铝合金的制备方法，其步骤与实施例2的步骤一样。
69.实施例4
70.本实施例一种高强韧铸造铝合金，其包括如下重量百分比的组分：9wt.％si，0.8wt.％mg，0.6wt.％cu，0.025wt.％sr，0.02wt.％fe，余量为al，铝合金的铸态组织中包括al基体，共晶si，共晶al2cu，块状al2cu以及q-al5cu2mg8si6相。共晶al2cu为微米级，其细化并分散于al基体中，q-al5cu2mg8si6相包括亚微米级q-al5cu2mg8si6和纳米级q-al5cu2mg8si6；其中共晶al2cu与所述块状al2cu的体积分数比为4.2:1，共晶al2cu与q-al5cu2mg8si6相的体积分数比为0.7：1；共晶al2cu、块状al2cu与q-al5cu2mg8si6相的体积分数之和为1.4vol.％；共晶al2cu的尺寸为20μm；亚微米级q-al5cu2mg8si6的尺寸为1.2μm；纳米级q-al5cu2mg8si6的尺寸为250nm。
71.本实施例一种高强韧铸造铝合金的制备方法，其包括以下步骤：
72.s1.按照铝合金中各元素配比称取所需比例的al粉、si粉、cu锭、mg锭、al-sr合金及al-ti-b合金；
73.s2.对al粉和si粉进行熔炼，经过打渣处理后，得到铝液；其具体过程为：在炉底平铺si粉，将al粉平铺在si粉上，将炉温设定为750℃，对al粉和si粉进行熔炼，熔融液温度达到750℃时，加入打渣剂打渣，搅拌燃烧10min拔渣，得到铝液；
74.s3.在步骤s2得到的铝液中加入称量好的mg锭和cu锭进行熔炼，经过精炼除气处理后得到铝合金熔体；其具体过程为：控制步骤2得到的铝液温度为740
±
10℃，加入称量好的mg锭和cu锭，搅拌均匀，通入氩气进行除气，除气过程中加入称量好的al-sr合金及al-ti-b合金进行精炼，撇渣后得到铝合金熔体；
75.s4.对步骤s3得到的铝合金熔体进行浇铸得到铝合金铸件；
76.s5.对步骤s4得到的铝合金铸件进行固溶处理、冷却处理和时效处理，即得到高强韧铸造铝合金。具体的，固溶处理温度为570℃，固溶时间为8h；所述冷却处理采用水淬方式进行冷却，水淬温度为40℃；所述时效处理中，时效温度为180℃，时效时间为7h。
77.对比例1
78.本实施例一种高强韧铸造铝合金的制备方法，其包括以下步骤：
79.s1.按照铝合金中各元素配比称取所需比例的al粉、si粉、cu锭、mg锭、al-sr合金及al-ti-b合金；
80.s2.对al粉、si粉、mg锭和cu锭进行熔炼，经过打渣处理、精炼除气后，得到铝合金熔体；其具体过程为：在炉底平铺si粉，将al粉平铺在si粉上，si粉上放置mg锭和cu锭，将炉温设定为750℃，对原料进行熔炼，熔融液温度达到750℃时，加入打渣剂打渣，搅拌燃烧10min拔渣，通入氩气进行除气，除气过程中加入称量好的al-sr合金及al-ti-b合金进行精炼，撇渣后得到铝合金熔体；
81.s3.对步骤s2得到的铝合金熔体进行浇铸得到铝合金铸件；
82.s4.对步骤s3得到的铝合金铸件进行固溶处理、冷却处理和时效处理，即得到高强韧铸造铝合金。具体的，固溶处理温度为545℃，固溶时间为7h；所述冷却处理采用水淬方式进行冷却，水淬温度为30℃；所述时效处理中，时效温度为160℃，时效时间为6h。
83.本对比例与实施例3的不同之处在于，al粉、si粉、mg锭和cu锭一同进行熔炼，而不
是分步骤进行熔炼，该制备方法制得的铝合金，其铸态组织中含有mg2si中间相与fe的不可溶第二相。由于不可溶第二相的存在，使该铝合金材料成分分布不均匀，导致材料变脆。
84.对实施例1-4与对比例1制得的铝合金铸件与最终得到的高强韧铸造铝合金进行力学性能测试，并与市售a356、a390、319.0的力学性能进行对比，得到的结果如表1所示。
85.表1
[0086][0087]
从表1中可以看出：实施例1-4制得的铝合金铸件及最终的高强韧铸造铝合金，具有较高的拉伸强度、屈服强度和延伸率，其性能优异，优于对比例1制得的铝合金以及现有的a356*、a390*、319.0*；铝合金铸件的抗拉强度≥214mpa，屈服强度≥116mpa，延伸率≥8.7％；高强韧铸造铝合金的抗拉强度≥343mpa，屈服强度≥290mpa，延伸率≥8.2％，在不牺牲抗拉强度和屈服强度的情况下，大大提升了延伸率，满足汽车铝合金零部件对强度和韧性的双高要求。
[0088]
本发明的高强韧铸造铝合金，该铝合金的组分仅包括al、si、mg、cu、fe、sr，不含任何贵金属和稀有金属元素，降低成本，适合工业化应用；通过控制铝合金中的各组分及含量，且通过该制备方法的设计，使其铸态组织中不存在fe的不可溶第二相，使材料成分分布更加均匀，材料性能更优异；且铸态组织中不存在mg2si中间相；通过精准控制铸态组织中中间相的种类、含量、尺寸及分布来优化铝合金的性能，使得该高强韧铸造铝合金具有较高的抗拉强度(达到343mpa以上)，较高的屈服强度(达到290mpa以上)，较好的延伸率(达到8.2％)以上，能够满足汽车铝合金零部件对强度和韧性的双高要求；本发明的高强韧铸造铝合金的制备方法简单，安全可靠，操作方便，具有较高的市场竞争力，适合推广到规模化生产中。
[0089]
当然，本技术领域内的一般技术人员应当认识到，上述实施例仅是用来说明本发明，而并非用作对本发明的限定，只要在本发明的实质精神范围内，对上述实施例的变化、变型都将落在本发明权利要求的范围内。