超高强韧铸造铝合金及其成型方法与流程

1.本发明涉及高性能铸造铝合金材料及其加工技术领域，具体涉及一种超高强韧铸造铝合金及其成型方法。


背景技术：

2.目前高强韧铝合金主要包括2xxx和7xxx系列传统变形铝合金，以及在其基础上发展起来的粉末冶金铝合金、喷射成型铝合金、铝基复合材料、超塑性铝合金等。由于铸造成形性能较差，常规铸造条件下缩松、气孔等缺陷难以避免，因此目前7xxx系al-zn-mg-cu高强韧变形铝合金均为锻造、轧制及挤压等件，一般情况下不能通过铸造方法直接获得高性能复杂铸件。
3.随着超高强铝合金应用领域的不断扩大，一些重要的铝合金铸件也迫切需要实现提高承载能力和减重的双重目的，迫切需要开发性能接近变形铝合金性能的超高强韧铝合金铸件。近年来国内采用变形铝合金制备铝合金铸件的研究屡见报道，但仍处于实验室研究阶段，因此开发出能够替代变形铝合金的超高强韧铸造铝合金材料及其铸造成型方法，达到以铸代锻，对于扩大超高强韧铝合金应用范围具有重要的现实意义。


技术实现要素：

4.为了克服现有技术中的不足，本发明的主要目的在于提供一种超高强韧铸造铝合金及其成型方法，该超高强韧铸造铝合金抗拉强度≥600mpa，屈服强度≥520mpa，延伸率≥10％，以铸代锻，能够替代现有技术中的变形铝合金。
5.为了实现上述目的，根据本发明的第一方面，提供了一种超高强韧铸造铝合金。
6.该超高强韧铸造铝合金以质量百分比计包括以下组分：zn 7.6～8.6％，mg 1.8～2.4％，cu 1.1～1.7％，zr 0.1～0.2％，sc 0.1～0.2％，其余为al及不可避免的杂质；
7.其中，不可避免的杂质中fe含量≤0.06％、si含量≤0.06％，其余杂质总量≤0.15％。
8.进一步的，所述的铸造铝合金的金相组织包含α-al初生相以及分布于初生相间的共晶相，所述α-al初生相呈球状，平均晶粒尺寸≤50μm。
9.进一步的，所述超高强韧铸造铝合金的抗拉强度≥600mpa，屈服强度≥520mpa，延伸率≥10％。
10.为了实现上述目的，根据本发明的第二方面，提供了一种超高强韧铸造铝合金的成型方法。
11.上述超高强韧铸造铝合金的成型方法包括以下步骤：
12.按照一定合金配比，将各组分的金属单质或合金进行混合熔炼，得到熔体；
13.在物理外场作用下对所述熔体进行均匀化处理，获得温度和成分均匀的合金浆料；
14.将所述合金浆料铸造成型，并对得到的合金铸件依次进行固溶处理及时效处理，
zn-mg-cu系合金上sc的强烈细化作用得以充分的体现。近年来复合微合金化处理可以进一步细化合金凝固组织，同时可以降低每种元素的加入量，尤其是对于昂贵sc，复合添加可以显著降低合金材料成本。本发明采用sc、zr复合添加，获得一定细化程度的铸态组织，以期形成同铝基体更加匹配的复合粒子，增大异质形核的密度和析出强度的作用，同时也可以进一步降低同等合金化效果下的微合金化元素临界成分。
32.为保证本发明合金的综合力学性能，可以采用高纯原料，熔炼用坩埚与工具应避免采用铁质材料以避免fe、si元素的溶入。合金浇铸前推荐采用惰性气体进行熔体除气除渣。
33.为保证本发明合金的综合力学性能，合金熔体压力成型前需进行物理外场作用快速强制均匀化处理，使熔体温度快速降低到特定温度，保证合金熔体成分场及温度场均匀分布，实现合金凝固组织的细化和均匀化，减少枝晶的形成。
34.为保证本发明合金的综合力学性能，合金熔体需在压力下成型，成型压力≥50mpa，成型方式包括高压压铸、挤压铸造或液态模锻等。
35.本发明合金为可热处理强化铝合金，较同类变形合金而言，对铸态合金的热处理工艺有十分严格的要求。针对本发明合金，其合金铸件通过多级强化固溶处理和时效处理，可用于生产抗拉强度≥600mpa，屈服强度≥520mpa，延伸率≥10％的铝合金铸件。
36.本发明的优点：
37.通过采取较高的zn、mg含量和zn/mg比值，sc与zr复合微合金化，同时对合金熔体施加物理外场快速强制均匀化处理，进而实现增加η强化相和共晶相比例、细化晶粒组织、抑制枝晶生长和改变合金凝固方式的目的，从而降低合金热裂倾向和显著改善合金的铸造性能。该合金通过多级强化固溶处理和时效处理可以获得优良的强韧性能，可以生产抗拉强度在600mpa以上，屈服强度在520mpa以上，延伸率在10％以上的铝合金铸件，用于高强韧变形铝合金的替代材料。
附图说明
38.通过阅读下文优选实施方式的详细描述，各种其他的优点和益处对于本领域普通技术人员将变得清楚明了。附图仅用于示出优选实施方式的目的，而并不认为是对本发明的限制。而且在整个附图中，用相同的参考符号表示相同的部件。在附图中：
39.图1a为现有技术中7xxx系合金(al-7.92zn-1.90mg-1.59cu-0.12zr)的挤压铸造组织图；
40.图1b为本发明实施例1中al-8.14zn-1.93mg-1.56cu-0.11zr-0.13sc合金的挤压铸造组织图；
41.图2a为现有技术中7xxx系合金(al-7.92zn-1.90mg-1.59cu-0.12zr)的热裂敏感性试棒图；
42.图2b为本发明实施例1中al-8.14zn-1.93mg-1.56cu-0.11zr-0.13sc合金的热裂敏感性试棒图；
43.图3a为现有技术中7xxx系合金(al-7.92zn-1.90mg-1.59cu-0.12zr)的挤压铸造成形制动毂照片；
44.图3b为本发明实施例1中al-8.14zn-1.93mg-1.56cu-0.11zr-0.13sc合金的挤压
铸造成形制动毂照片。
具体实施方式
45.下面将参照附图更详细地描述本公开的示例性实施方式。虽然附图中显示了本公开的示例性实施方式，然而应当理解，可以以各种形式实现本公开而不应被这里阐述的实施方式所限制。相反，提供这些实施方式是为了能够更透彻地理解本公开，并且能够将本公开的范围完整的传达给本领域的技术人员。
46.本发明提供了一种超高强韧铸造铝合金，具体为超高强韧铸造al-zn-mg-cu-zr-sc合金，为一种可以作为铸造合金使用的超高强韧铝合金材料。
47.该超高强韧铸造铝合金以质量百分比计包括以下组分：zn 7.6～8.6％，mg 1.8～2.4％，cu 1.1～1.7％，zr 0.1～0.2％，sc 0.1～0.2％，其余为al及不可避免的杂质；其中，不可避免的杂质中fe含量≤0.06％、si含量≤0.06％，其余杂质总量≤0.15％。
48.本发明中超高强韧铸造铝合金的凝固晶粒组织细小圆整、化学成分均匀无偏析、无缩松缩孔及热裂等缺陷，抗拉强度≥600mpa，屈服强度≥520mpa，延伸率≥10％，实现超高强韧铝合金的以铸代锻。
49.本发明还提供了一种超高强韧铸造铝合金的成型方法，成型过程包括合金熔炼、熔体精炼、熔体在物理外场作用下快速强制均匀化处理、压力铸造成型和热处理。
50.该制备方法具体包括以下步骤：
51.(1)原料准备：以高纯金属al、高纯金属zn、高纯金属mg、高纯al-cu中间合金、高纯al-zr中间合金以及高纯al-sc中间合金作为原料，按照al-zn-mg-cu-zr-sc合金成分的重量百分比：zn 7.6～8.6％，mg 1.8～2.4％，cu 1.1～1.7％，zr 0.1～0.2％，sc 0.1～0.2％，余为al，以及不可避免的杂质fe含量≤0.06％、si含量≤0.06％，其余杂质总量≤0.15％。
52.其中，al-cu中间合金中cu含量以质量百分比计为30～50％，余量为al；
53.al-zr中间合金中zr含量以质量百分比计为3～5％，余量为al；
54.al-sc中间合金中sc含量以质量百分比计为1～2％，余量为al。
55.(2)合金熔炼：将上述金属和中间合金混合进行熔炼，熔炼温度为780～800℃，全部熔化后保温10～20min。
56.(3)合金精炼：将熔体温度降至750℃后采用底吹氩气的方式进行除气除渣精炼处理，时间为20～30min，结束后保温静置10～20min。
57.(4)均匀化处理：将精炼后熔体倒入坩埚中，熔体浇注温度680～720℃，坩埚温度20～200℃，随后将坩埚置于物理外场(电磁场、超声场或机械场等)熔体处理设备中，在物理外场作用下剧烈搅拌处理，使得熔体快速冷却至610～660℃，时间≤120s，以获得温度和成分均匀的合金浆料。其中，坩埚比热熔≥500j/(kg
·
℃)。
58.(5)压力成型合金铸件或试样：将合金浆料浇入模具或压室内并压力成型铸件或试样，成型模具为金属型模具，模具预热温度为200～250℃，成型压力≥50mpa。
59.(6)对合金铸件或试样进行热处理：热处理包括对合金铸件进行三级固溶处理及时效处理，其中：
60.一级固溶温度为450～460℃，时间为3～9h；二级固溶温度为460～470℃，时间为3
～6h；三级固溶温度为470～475℃，时间为1～3h，固溶处理后进行水淬；
61.时效温度为110～130℃，时间为12～36h，获得高强韧铸造铝合金铸件或试样。
62.以下将通过具体实施例对本发明中高强韧铸造铝合金的制备方法进行详细说明。
63.实施例1：
64.一种高强韧铸造al-8.14zn-1.93mg-1.56cu-0.11zr-0.13sc合金，其化学成分为(wt.％)为：zn 8.14、mg 1.93、cu 1.56、zr 0.11、sc 0.13，余量为al。
65.制备方法包括：
66.(1)原料准备：al、mg和zn以高纯金属形式加入，合金元素cu、zr、sc均以高纯铝基中间合金形式加入；
67.(2)合金熔炼：采用电阻炉和石墨坩埚，熔炼时待金属料(纯al及其中间合金al-50cu、al-5zr、al-2sc)完全熔化后，将金属zn和mg用铝箔包覆后用钟罩压入底部并不停搅拌完全熔化。为充分熔解中间合金中已有的粗大金属间化合物粒子，熔炼温度设定为780℃，保温时间为20min。
68.(3)合金精炼：将熔体温度降至750℃后采用底吹氩气进行精炼除气除渣，精炼时间为30min，静止保温时间为10min。
69.(4)将720℃合金液倒入特种不锈钢坩埚中，坩埚比热熔≥500j/(kg
·
℃)，并放入电磁搅拌器中进行搅拌，处理时间小于120s，使得合金熔体温度快速降至660℃。
70.(5)浇入成型模具并挤压铸造成形，模具预热温度为240℃，压力为80mpa。
71.(6)热处理：包括三级固溶处理及时效处理；
72.一级固溶：温度450℃，保温时间3h；
73.二级固溶：温度460℃，保温时间3h；
74.三级固溶：温度470℃，保温时间3h，冷水淬火；
75.合金试样水淬后立即进行时效处理，时效温度120℃，保温时间24h。
76.实施例2～3中超高强韧铸造al-zn-mg-cu-zr-sc合金采用与实施例1相同的制备工艺，所不同之处仅在于原料合金配比的设置。
77.本发明中采用常规测试方法对实施例1～3中制备得到的铸造铝合金的力学性能进行测试，实施例1～3中铸造铝合金的合金组成及力学性能结果详见表1。
78.同时，本发明还对现有技术中的常规7xxx系合金以及有研究人员公开的铸造铝合金的力学性能进行汇总，以与本发明中的铸造铝合金形成有效对比说明。其中：
79.对比例1采用常规7xxx系合金，具体为al-7.92zn-1.90mg-1.59cu-0.12zr；
80.对比例2采用现有技术中公开的一种铸造al-zn-mg-cu-ta合金(详见cn105154729a)，以质量百分比计的合金成分为mg：1.5～3％，zn：6～10％，cu：1.5～2.5％，ta：0.02～0.51％，富铈混合稀土：0.0004～0.102％，余量为al，发明合金的室温抗拉强度在287～479mpa之间，波动大，强度的可靠性待提高，强度不能达到国防军工领域对高性能铸件的需求；
81.对比例3采用现有技术中公开的一种铸造al-zn-mg-cu-re合金(详见cn108642336a)，以质量百分比计的合金成分为mg：2.5～6.0％，zn：3.0～6.0％，cu：0.5～2.0％，re：0.01～1.5％，ti：0.00005～0.2％，b：0.00001％～0.1％，sr：0～0.2％，zr：0～0.2％，杂质≤0.45，余量为al，稀土元素为ce、y、la、pr、nd、sm、eu、gd、dy、ho、er、tm、yb、lu
中的一种或多种的组合，合金的室温抗拉强度在500mpa左右，延伸率在10％左右，但其强度仍然不能达到国防军工领域对高性能铸件的需求。
82.表1实施例1～3与对比例1～3中铸造铝合金的力学性能汇总
[0083][0084]
结合表1以及图1a～图3b可知：与常规7xxx铝合金(al-7.92zn-1.90mg-1.59cu-0.12zr)相比，本发明实施例中合金在同样的凝固条件下，合金铸态组织更加细小均匀，合金热裂敏感性显著降低，合金成形性好，表面缺陷少。
[0085]
对比图1a和图1b可以发现，铝合金al-7.92zn-1.90mg-1.59cu-0.12zr挤压铸造组织中初生α-al晶粒形貌为粗大的不规则树枝晶结构，二次枝晶臂比较粗大，晶粒尺寸大于150μm，晶间分布粗大的共晶相；而实施例1中获得的合金挤压铸造组织中初生α-al晶粒形貌为典型的球状晶，更加细小均匀，晶粒尺寸小于50μm，晶间共晶相分布更加均匀细小。
[0086]
而且，本发明中制备得到的铸造铝合金的抗拉强度≥600mpa，屈服强度≥520mpa，延伸率≥10％，满足超高强韧要求，实现高强韧铝合金的以铸代锻。
[0087]
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。因此，本发明的保护范围应以所述权利要求的保护范围为准。