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，尤其是關于一種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。經熔煉-精煉-變質處理，Sr的加入量0.04wt%,靜置40-60分鐘，電磁泵低壓鑄造，對鑄件進行T6熱處理得到相應鑄件。該方案提供了更準確的元素含量控制值和可靠的操作工藝參數，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

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

【背景技術】
[0002]鑄造鋁合金，自19世紀七八十年代的初級鋁鋅合金發(fā)展到現在的鋁銅、鋁硅、鋁鎂、鋁稀土以及鋁鋰合金，其中研究和應用較多的是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、比強度高等特點，廣泛地被應用于航空、航天、汽車、機械等各行業(yè)。特別是隨著我國經濟建設的高速發(fā)展，帶動了現代工業(yè)的飛速發(fā)展，汽車、摩托車、電器、電子、機械等成為了國民經濟的支柱產業(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、低熱膨脹系數和中等的切削加工性能而被廣泛應用于制造活塞、汽缸體、氣缸蓋和曲軸箱等機械行業(yè)特別是汽車行業(yè)所用鑄件。但是Al-Si系合金強度和硬度一般，且韌性較低，一般而言Al-Si系合金不是高強韌鋁合金。針對這一問題，國內外進行了許多研究，并發(fā)展出了 ZL系的各種牌號的合金，其本質都是通過合金化來提高其力學性能。由于普通鑄造AlSi7Cu2Mg合金的力學性能不高，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性能，擴大其使用范圍，始終是材料工作者努力思考的問題。將電磁泵充型技術用于鑄造生產是國內外近年來發(fā)展起來的一種先進技術，它克服了傳統(tǒng)鑄造技術的缺陷。使鑄件質量大大提高，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、鑄件質量好等優(yōu)點。電磁泵低壓鑄造工藝技術是澆注薄壁復雜鋁鑄件的有效方法之一，配合合適的內澆道冒口及冷鐵，可澆注出形狀復雜、壁厚差大、質量要求高的鑄件。因此被認為未來高質量鋁鑄件生產實現自動化和現代化最有前途的鑄造工藝方法。其中變質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據證實鑄造鋁合金的生產方法及其材料性能，因此，需要進行更多可靠的研究，以指導生產實踐。


【發(fā)明內容】

[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，提供了準確的可控的手段來得到高質量的鑄造鋁合金。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，使固溶體結構復雜化，提高合金的強度；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，經淬火和時效處理后，可使合金的力學性能大大提高。
[0004]作為優(yōu)選的鑄造鋁合金，所述的變質劑鍶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Sr的加入量在0.02%~0.04%范圍內時，共晶硅的形態(tài)隨著Sr的加入量的增加而越來越細小。從鋁合金強韌化理論出發(fā)，通過添加和改變合金元素含量進行成分優(yōu)化設計，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。可以得到上述配比范圍的鑄造鋁合金性能較優(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的質量分數為1.3-2.0wt%。。該含量比值的鑄造鋁合金性能在配比范圍內性能較優(yōu)。優(yōu)化后的合金抗拉強度、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:熔煉準備工作，將坩堝預熱至暗紅色，爐料在裝爐前預熱，預熱溫為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，當合金熔體溫度為700~720°C時，對合金熔體進行除氣精煉后，對合金液進行測氫，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進行變質處理，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，開始進行電磁泵低壓鑄造，澆注控制在溫度為680-700°C ；
D:對鑄件進行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度。但Si相在未經變質處理以前，在共晶體中一般都呈片狀分布，嚴重的割裂了基體，由于應力集中的結果，使延伸率和抗拉強度顯著降低，失去了使用價值。所有需要變質處理，但是變質劑的選擇及其加入量和操作參數影響到鑄造鋁合金的性能，因此經過正交試驗法，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，提供了更準確的元素含量控制值和可靠的操作工藝參數，并采用電磁泵低壓鑄造出基于AlSi7Cu2Mg的高性能鑄造招合金結構件。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0009]圖1，現有技術的未變質的鑄件組織形貌圖，放大100倍；
圖2，本發(fā)明實施例變質后的組織形貌圖，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]為了使了詳細說明本發(fā)明說公開的技術方案，現結合圖1-圖4作進一步說明。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，可通過固溶強化和析出中間相A12CU化合物而使強度獲得較大的提高。雖然Cu的加入使Al-Si合金具有了較好的綜合力學性能，但是仍然無法滿足現代工程結構中大型、復雜、高強度重要鑄件的要求。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 鑄造鋁合金的力學性能有不同程度的影響，對強度而言，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性能的一個重要途徑之外，對鑄造鋁合金進行熔體處理也是改善鑄造鋁合金力學性能的重要途徑。熔體處理主要包括熔體凈化、晶粒細化、變質處理等三個方面，有效的熔體處理可同時獲得高純凈度的熔體、理想的細化和變質效果。此外選擇合適的鑄造工藝和精確控制熱處理參數，可以進一步提供鑄造鋁合金力學性能。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性能，即了保持Al-Si合金的原有優(yōu)點，同時使力學性能有所提高。主要有以下幾條途徑:
I)鋁合金的變質處理。通過對包括初晶α固溶體、共晶體和初晶Si三個部分的晶粒細化。經過變質處理之后，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。如果用高純Al和純Si配制成Al-Si合金時，即使不經變質處理也能獲得良好的變質組織，顯示出很高的力學性能。但是，如果其中Fe、Sn、Pb、Ca、P等雜質含量和含氣量增大，將使合金性能明顯降低。因此可以通過減少雜質含量來改善合金性能。
[0013]3)改進鑄造方法。提高Al-Si合金力學性能的途徑，和其它金屬材料一樣。除了改善合金材質本身的各種性能外，還要重視各種鑄造方法。例如電磁振動結晶法可以細化晶粒，從而提聞力學性能。
[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，使固溶體結構復雜化，提高合金的強度；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，經淬火和時效處理后，可使合金的力學性能大大提高。
[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:熔煉準備工作，將坩堝預熱至200°C以上呈現暗紅色，爐料在裝爐前預熱，預熱溫為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，當合金熔體溫度為700°C時，對合金熔體進行除氣精煉后，對合金液進行測氫，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進行變質處理，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，開始進行電磁泵低壓鑄造，澆注控制在溫度為680°C ；
D:對鑄件進行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。所述元素的質量分數A: Zr (%) ,B: Cd (%)，C =Cu (%)，D:Mg (%)的比值為5:10:50:13。
[0016]經過相圖對比和力學對比試驗，可以發(fā)現，未變質的試樣晶相中的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，使共晶硅細化并向粒狀化發(fā)展。對該試樣做力學性能測試: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，平均抗拉強度達到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度比重力鑄造下提高了 4.66%，伸長率提高了 23.94%。由此力學性能看，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。所述元素的質量分數A:Zr (%) ,B: Cd (%)，C =Cu (%)，D:Mg (%)的水平組合為A3B3C1D3。再經過合金化和在開始進行電磁泵低壓鑄造，澆注控制在溫度為700°C，熔體處理和熱處理后，其力學性能為:σ b達369Mpa，拉伸率 δ 5.28%，硬度 ΗΒ146。
[0018]實施例3，其制備步驟同前，根據正交試驗法改變在中間合金的加入量和操作參數，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)，并制備標準拉伸試樣。澆注控制在溫度為720°C，熔體處理和熱處理后，其力學性能為:σ b達351Mpa，拉伸率δ 5.12 %，硬度ΗΒ139。
[0019]實施例4:其制備步驟同前，根據正交試驗法改變在中間合金的加入量和操作參數，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、準備原材料和工具、熔煉合金，在低壓電磁泵上進行澆注實驗，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)，并制備標準拉伸試樣。澆注控制在溫度為680°C，熔體處理和熱處理后，其力學性能為:σ b達339Mpa，拉伸率δ 4.40%，硬度ΗΒ131。
[0020]實施例5:其制備步驟同前，根據正交試驗法改變在中間合金的加入量和操作參數，該Al-S1-Cu-Mg系鑄造鋁合金的成分為::Si含量為6.8% (均為質量分數)，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、準備原材料和工具、熔煉合金，在低壓電磁泵上進行澆注，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)，并制備標準拉伸試樣。澆注控制在溫度為720°C，熔體處理和熱處理后，其力學性能為:σ b達339Mpa，拉伸率δ 4.40%,硬度ΗΒ131?？紤]至Ij T1、Mg在熔煉是燒損比較嚴重，在稱量其中間合金時，應該略微多加了點，從而導致含量的增加，但偏差的不多，在成分誤差控制范圍之內。其中S1、Mn、Cu、Cd、Zr的含量都控制的嚴格，并且加純鎂時溫度740V稍低于加變質劑Sr的溫度750°C.因此Cd促進了時效強化效果，使機械性能提高。對于當前的合金，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提高合金的強度是由于它促進Cu的時效強化引起的。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小而密集的亞穩(wěn)沉淀相，對合金起彌散強化的作用。同時，還有一些較大的富Cd相、平衡相和少量的過剩硅相質點析出，對合金起到了第二相強化的作用。微量Cd的加入促進了 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，當加入微量Zr元素后，可對合金產生晶粒細化強化和固溶強化。(I)晶粒細化強化，A13Zr和Al存在一定的晶體學位向關系，且其錯配度為0.95%(Al3Zr與Al)，小于9%。當第二相作為異質晶核細化晶粒時，要滿足錯配度的要求。只有相應界面上原子錯配度不超過9%時，才有可能作為異質晶核。因此滿足共格對應條件，這表明Al3Zr可作為基體中Al相的非均質形核基底，從而起細化作用。(2)固溶強化，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，產生晶格畸變、應變場和固溶強化。含鋯鋁合金中，由于強化相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，具有較大的彌散強化效果。根據再結晶形核機制可知，彌散的A13Zr質點尺寸小，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的釘扎作用，可以穩(wěn)定變形組織的亞結構，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，從而阻礙了再結晶的形核。
[0022]當合金中加入了 Ti,根據Crossley和Mondolof提出的包晶反應理論，當招合金熔體中加入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濃度將達到0.15%，當溫度降低到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。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，包晶反應產生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，可能是沒有檢測到的緣故。Α13Τ?屬于增強相，A13Ti具有亞微米尺寸，因而增強相的細晶強化也起著十分重要的作用。晶粒細化可消除成分偏析，減小對基體連續(xù)性的破壞，可以起到提高抗拉強度的作用。當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，這些粒子有很強的形核作用，起到晶粒細化強化作用。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)化后的合金抗拉強度比優(yōu)化前提高17.39%，伸長率提高了 20.6%，達到工程應用的技術指標要求:在砂型鑄造下，Ob≥ 350MPa, δ≥5%。本發(fā)明所公開的技術方案可以用于指導工程實踐，具有強大的應用前景，適合汽車和航空領域結構鑄件使用。
【權利要求】
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.如權利要求項I所述的鑄造鋁合金，其特征在于所述的變質劑鍶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 的質量分數為 1.3-2.0wt%。
4.如權利要求項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:熔煉準備工作，將坩堝預熱至暗紅色，爐料在裝爐前預熱，預熱溫為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，當合金熔體溫度為700~720°C時，對合金熔體進行除氣精煉后，對合金液進行測氫，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量的.0.5%，分2-3次用鐘翠壓入溶池中一定深度處，在保護氬氣氛中，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進行變質處理，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，開始進行電磁泵低壓鑄造，澆注控制在溫度為680-700°C ； D:對鑄件進行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)先權日:2014年6月25日
【發(fā)明者】王宇星 申請人:衢州職業(yè)技術學院