一种高强铝合金的制备方法及高强铝合金与流程

1.本发明属于金属材料领域，尤其涉及一种高强铝合金及其制备方法。


背景技术：

2.现代社会对交通工具的低排放、轻量化、高效率要求越来越高，使得世界各大汽车制造商把大量的关注度集中在高性能轻质合金材料的开发和应用上来，据统计，若汽车自重下降10％，则油耗可下降8％，相应的排放可下降4％。由此，轻量化是节约能源和减少有害气体排放的有效途径，是汽车工业发展的必然趋势，而铝合金材料是当今社会汽车轻量化的首选材料。铝合金因具有密度小、流动性好、比强度高、比刚度高、耐腐蚀、抗冲击性能较好，同时也具有再回收、再生性等一系列优良特点，使得铝合金材料在汽车白车身或底盘等结构部分中得到了越来越广泛的应用。
3.在高真空高压压铸薄壁结构件上常用的材料为alsi10mnmg，该高铝合金牌号在欧盟标准中属于alsi10mg组别，属4
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系铝合金，该合金强韧性高、表面质量好、较易铸造，适宜于制造复杂、薄壁及承力要求不严格的零部件，如仪表盘、护板、壳体等。但由于该铸造铝硅合金的强度不高，机械加工性能较差，致使其应用范围受到较大的限制。因此，在alsi10mnmg合金成分范围的基础上，通过对合金成分的优化设计来提升压铸铝合金综合力学性能，开发具有良好力学性能的铝合金，对扩大该类铝合金的应用具有重要的意义。


技术实现要素：

4.本发明针对现有压铸alsi10mnmg铝合金力学性能的不足之处，提供一种含sr和ti的高强铝合金及其制备方法。通过在alsi10mnmg合金的基础上，加入适量的sr、ti和c、b中间合金改善合金的综合力学性能，使之具有更好的室温强韧性，更优的流动性，以提高产品合格率，扩展该材料的使用范围，满足工业领域的需要。
5.本发明第一方面提供一种高强铝合金，以铝合金的总质量为基准，所述高强铝合金含有以下组分：9.5～11.5％wt％的si，0.35～0.45％wt％的mg，0～0.15％wt％的fe，0～0.03％wt％的cu，0～0.05％wt％的zn，0.5～0.8％wt％的mn，0.04～0.15％wt％的ti，0.014～0.02％wt％的sr，0.005～0.02％wt％的c，0.005～0.02％wt％的b，余量为al及不可避免的杂质。
6.本发明第二方面提供一种高强铝合金的制备方法，包括以下步骤：
7.将铝合金母合金锭在熔炉中熔化后，将al10sr及alti5cb中间合金锭加入熔体中，alti5cb中间合金添加量为母合金锭总重的1-2％；搅拌、通干燥氮气喷吹10分钟，温度保持在720-740℃；静置10-20分钟后在金属型模具中进行浇注得到铸件；
8.其中，所述的铝合金母合金锭是alsi10mnmg合金，所述alsi10mnmg合金中各组成元素的重量百分比为：9.5～11.5％wt％的si，0.35～0.45％wt％的mg，0～0.15％wt％的fe，0～0.03％wt％的cu，0～0.05％wt％的zn，0.5～0.8％wt％的mn，0.04～0.09％wt％的ti，0.014～0.02％wt％的sr，余量为al及不可避免的杂质。
9.本发明的有益效果在于：
10.本发明提供的高强铝合金，合金通过添加sr、ti、c、b元素，控制fe、cu、zn含量在低水平，适当提高mg含量，来提高铝合金的强度，并保证铝合金的塑性指标。经试验得出数据，每增加0.1％的mg，抗拉强度大约升高30mpa，但mg总含量超过0.45％，高温下会增加铝液的吸氢氧氮的倾向和增加铸件的气孔缺陷。并且在凝固过程中会析出强化相al2cumg，对铸件厚大部位补缩不利。对本发明所添加的sr元素，有一定程度的变质效果。经过sr变质处理的共晶硅组织更加均匀和细化，由原来的粗大片状变为细小纤维状。
11.本发明所添加的c、b元素，可在熔体中形成的弥散分布的tibc颗粒，可促进基体的非均质形核，细化合金组织，减小组织中二次枝晶间距，显著提升合金的力学性能指标，并可有效防止si溶于tial3造成的晶格畸变，进而影响细化强化效果的问题。
12.本发明将fe、cu、zn含量控制在低水平，使alfesi相的板块状得以消除，有利于降低热裂倾向，降低受力状态下裂纹的发生率，提高耐蚀性，保证一定的伸长率。
13.本制备工艺使用的母合金alsi10mnmg来源广泛，熔炼工艺成熟，通用性强，利于实现工业化生产。
14.通过本发明方法制备的高强铝合金，室温抗拉强度为280～300mpa，屈服强度为240～250mpa，伸长率为6～8％，具有良好的室温强韧性，其性能指标明显优于商用alsi10mnmg合金。
15.本发明的其他特征和优点将在随后的具体实施方式部分予以详细说明。
具体实施方式
16.下面结合具体的实施例对本发明做进一步的说明，但本发明的保护范围不受实施例的限制。
17.本发明第一方面提供一种高强铝合金，以铝合金的总质量为基准，所述高强铝合金含有以下组分：9.5～11.5％wt％的si，0.35～0.45％wt％的mg，0～0.15％wt％的fe，0～0.03％wt％的cu，0～0.05％wt％的zn，0.5～0.8％wt％的mn，0.04～0.15％wt％的ti，0.014～0.02％wt％的sr，0.005～0.02％wt％的c，0.005～0.02％wt％的b，余量为al及不可避免的杂质。
18.本发明中，所述的高强铝合金还包括杂质，所述的杂质元素为ca、p、cr、ni、pb、sn、be、zr等中的至少一种。
19.本发明中，以铝合金的总质量为基准，ca的含量不超过0.002wt％，p的含量不超过0.003wt％，其他杂质单量＜0.05wt％，杂质总量＜0.15wt。
20.本发明中，所述的高强铝合金室温抗拉强度为280～300mpa，屈服强度为240～250mpa，伸长率为6～8％。
21.本发明中，所述的高强铝合金经过抛丸处理后，抗拉强度为305～312mpa，屈服强度为255～265mpa，伸长率为6.5～9％。强度及塑性指标均有所提高，这是由于抛丸对合金表面晶粒细化作用的结果。
22.本发明第二方面提供一种高强铝合金的制备方法，包括以下步骤：
23.将铝合金母合金锭在熔炉中熔化后，将al10sr及alti5cb中间合金锭加入熔体中，alti5cb中间合金添加量为母合金锭总重的1-2％；搅拌、通干燥氮气喷吹10分钟，温度保持
在720-740℃；静置10-20分钟后在金属型模具中进行浇注得到铸件；
24.其中，所述的铝合金母合金锭是alsi10mnmg合金，所述alsi10mnmg合金中各组成元素的重量百分比为：9.5～11.5％wt％的si，0.35～0.45％wt％的mg，0～0.15％wt％的fe，0～0.03％wt％的cu，0～0.05％wt％的zn，0.5～0.8％wt％的mn，0.04～0.09％wt％的ti，0.014～0.02％wt％的sr，余量为al。
25.本发明中，该制备方法还包括alsi10mnmg合金铸锭在熔炉中熔化之前，将合金铸锭预热至150-200℃的步骤。添加后熔体温度不会剧烈波动，且不易发生安全事故。
26.本发明中，该制备方法还包括将铝中间合金锭加入alsi10mnmg合金铸锭的熔体前，将熔体温度升至720℃的步骤。高温下加入al-ti-c-b中间合金并经过充分搅拌，比低温下加入更便于al-ti-c-b中间合金的快速融化和各元素成分均匀分散。
27.本发明中，该制备方法还包括将铝中间合金锭加入alsi10mnmg合金铸锭的熔体前进行预热步骤。al-ti-c-b中间合金预热到150℃-200℃左右，加入熔体搅拌时可以快速融化分散，不易烧损，预热后的中间合金加入熔体时不易发生爆炸隐患，保证熔炼过程的安全。
28.本发明中，所述的浇注后的铸件在热处理炉中进行固溶处理，温度为545℃时间为3-5h。经过固溶处理后的铸件内部组织均匀化，晶粒更加细化，获得成分均匀的固溶体组织。使铸件中各种相充分溶解，强化固溶体，消除应力与软化，提高铸件本体的韧性和抗蚀性。
29.本发明中，所述的固溶处理后的铸件在热处理炉中进行时效处理，温度为160℃时间为6-7h。人工时效处理可以使过饱和固溶体分解析出强化相，弥散分布于合金组织，强化合金。
30.本发明中，所述的时效处理后的铸件，对其表面进行抛丸处理。高强铝合金经过抛丸处理后，强度及塑性指标均有所提高，这是由于抛丸对合金表面晶粒细化作用的结果。
31.下面通过具体实施例对本发明进行进一步的详细说明。
32.实施例1
33.如下表1，选用工业用alsi10mnmg合金为母合金，将合金预热至150℃，将温度升至720℃，将al10sr及al-5ti-c-b中间合金预热后直接加入熔体中，经搅拌混合均匀，静置10分钟，然后在金属型模具中进行浇注；浇注后的铸件在电阻炉中进行545℃
×
3h固溶处理及160℃
×
6.5h时效处理。
34.如下表2，获得的铸件的机械性能如下所示：
35.室温抗拉强度为289.6mpa，屈服强度为258.9mpa，伸长率为9.5％。
36.实施例2
37.如下表1，选用工业用alsi10mnmg合金为母合金，将合金预热至180℃，将温度升至720℃，将al10sr及al-5ti-c-b中间合金预热后直接加入熔体中，经搅拌混合均匀，静置15分钟，然后在金属型模具中进行浇注；浇注后的铸件在电阻炉中进行545℃
×
4h固溶处理及160℃
×
6.5h时效处理。
38.如下表2，获得的铸件的机械性能如下所示：
39.室温抗拉强度为295.8mpa，屈服强度为264.7mpa，伸长率为10.8％。
40.实施例3
41.如下表1，选用工业用alsi10mnmg合金为母合金，将合金预热至200℃，将温度升至720℃，将al10sr及al-5ti-c-b中间合金预热后直接加入熔体中，经搅拌混合均匀，静置20分钟，然后在金属型模具中进行浇注；浇注后的铸件在电阻炉中进行545℃
×
3h固溶处理及160℃
×
6.5h时效处理，并对表面进行抛丸处理。
42.如下表2，获得的铸件的机械性能如下所示：
43.室温抗拉强度为308.2mpa，屈服强度为261.7mpa，伸长率为8.7％。
44.实施例4
45.如下表1，选用工业用alsi10mnmg合金为母合金，将合金预热至200℃，将温度升至720℃，将al10sr及al-ti-c-b中间合金预热后直接加入熔体中，经搅拌混合均匀，静置20分钟，然后在金属型模具中进行浇注。浇注后的铸件在电阻炉中进行555℃
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3.5h固溶处理及160℃
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6.5h时效处理，并对表面进行抛丸处理。
46.如下表2，获得的铸件的机械性能如下所示：
47.室温抗拉强度为311.5mpa，屈服强度为266.7mpa，伸长率为8.9％。
48.对比例1
49.对比例1为din标准alsi10mnmg，以铝合金的总质量为基准，din标准alsi10mnmg组分如下表3所示。
50.获得的铸件的机械性能如下表4所示。
51.表1本发明高强铝合金不同熔炼和热处理工艺汇总
[0052][0053]
表2本发明高强铝合金实验结果机械性能统计
[0054]
序号热处理工艺抗拉强度屈服强度延伸率11号289.6258.99.522号295.8264.710.833号308.2261.78.744号311.5266.78.9
[0055]
表3 din标准alsi10mg组别的组分表
[0056][0057]
表4 din标准alsi10mg组别铸件机械性能
[0058][0059]
以上所述为本发明最佳实施方式的举例，其中未详细述及的部分均为本领域普通技术人员的公知常识。本发明的保护范围以权利要求的内容为准，任何基于本发明的技术启示而进行的等效变换，也在本发明的保护范围之内。