本發(fā)明涉及一種鑄造鋁銅合金，該鋁銅合金比較適合應(yīng)用于高強(qiáng)度高韌性的場合，本發(fā)明還公開了該鑄造鋁銅合金的制備方法和在軸向柱塞泵殼體中的應(yīng)用。

背景技術(shù)：

軸向液壓柱塞泵是各類工程機(jī)械，如行走或移動機(jī)械的關(guān)鍵核心器件，直接影響著主機(jī)平臺的性能、功能、能耗、制造成本以及商業(yè)競爭力等各項(xiàng)關(guān)鍵性技術(shù)指標(biāo)。輕量化、高壓化、大流量是液壓柱塞泵發(fā)展的永恒主題。鑄鐵、鋼是目前柱塞泵殼體的主要用材，存在著重量大、不耐腐蝕等缺點(diǎn)，導(dǎo)致設(shè)備制造能耗大、維護(hù)成本高，不經(jīng)濟(jì)和社會效益低下等缺點(diǎn)。采用鋁合金替代鑄鐵、鋼制造高壓柱塞泵殼體是柱塞泵輕量化發(fā)展的主題及方向，并可克服鑄鐵、鋼泵殼體的缺點(diǎn)與不足。

高壓大流量斜盤式軸向柱塞泵殼體是采用qt450-10球鐵材料鑄造成型。為此，采用鋁合金替代可解決輕量化問題，但同時必須解決鑄造成型問題以及承載剛強(qiáng)度問題，方可解決泵殼體替代技術(shù)難題。

現(xiàn)有各類鑄造鋁合金普遍存在強(qiáng)度不高的事實(shí)，難以達(dá)到qt450-10球鐵材料的高強(qiáng)度量級以及高韌性要求，即承載強(qiáng)度達(dá)到450mpa以上，斷后伸長率達(dá)到10％。采用zl205a高強(qiáng)度鑄造鋁合金，承載強(qiáng)度可以達(dá)到強(qiáng)度量級，但斷后伸長率低約4％，韌性顯得嚴(yán)重不足。還因zl205a高強(qiáng)度鑄造鋁合金存在鑄造性能差、尤其熱裂傾向嚴(yán)重，滿足不了成品率要求，僅僅適用于砂型鑄造工藝。難以滿足金屬型鑄造工藝要求。砂型鑄造工藝存在著揮發(fā)性有機(jī)溶劑氣體、粉塵，一型一件，質(zhì)量穩(wěn)定性難以保證，嚴(yán)重的制約現(xiàn)代工程大批量泵殼體的生產(chǎn)要求。而采用金屬模鑄造工藝，能夠滿足環(huán)保要求以及尺寸精度、高品質(zhì)一致性的現(xiàn)代化工程大批量生產(chǎn)要求，是現(xiàn)代高壓泵殼體發(fā)展的重要要求。

專利號為zlcn201410417136.2的中國發(fā)明專利為《一種高強(qiáng)鋁合金及其制備方法》(授權(quán)公告號cn104195391b)，該專利公開了一種高強(qiáng)度鋁合金材料，其抗拉強(qiáng)度高達(dá)700mpa，顯然，拉伸強(qiáng)度量級遠(yuǎn)高于450mpa，滿足泵殼體的強(qiáng)度要求，但其制造方法是采用固態(tài)模壓成形，難以滿足復(fù)雜泵殼體的鑄造成型的技術(shù)要求。

申請?zhí)枮閏n201610196580.5的中國發(fā)明專利申請公開《一種高強(qiáng)韌鑄造鋁合金及其制備方法》(申請公布號cn105803272a)，該文獻(xiàn)公布的一種高強(qiáng)鑄造鋁合金材料是屬于鋁硅系合金，具有鑄造性能好、熱裂傾向小可以滿足鑄造復(fù)雜泵殼體的成型要求，但其拉伸強(qiáng)度低，如340～379mpa，斷后伸長率更低，滿足不了泵殼體的承載高強(qiáng)度要求。

顯然，采用鑄造鋁銅合金，再進(jìn)行合金化、微合金化，即成分配方的創(chuàng)造性突破以及工藝技術(shù)的保證是實(shí)現(xiàn)高壓鑄造成型、高強(qiáng)高韌性以及輕量化的重要技術(shù)方法及途徑勢在必行。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明所要解決的技術(shù)問題是針對上述的技術(shù)現(xiàn)狀而提供一種能替代qt450-10球鐵材料的鑄造鋁銅合金材料。

本發(fā)明所要解決的又一個技術(shù)問題是提供一種高強(qiáng)度、高韌性鑄造鋁銅合金材料。

本發(fā)明所要解決的又一個技術(shù)問題是提供一種高強(qiáng)度、高韌性鑄造鋁銅合金材料的制備方法。

本發(fā)明所要解決的又一個技術(shù)問題是提供一種高強(qiáng)度、高韌性鑄造鋁銅合金材料在軸向柱塞泵殼體中的應(yīng)用。

本發(fā)明解決上述技術(shù)問題所采用的技術(shù)方案為：一種鑄造鋁銅合金材料，其特征在于該材料包括如下組分及重量百分比：

cu：4.70％～5.80％；

mn：0.50％～0.70％；

mg：0.20％～0.40％；

ti：0.15％～0.35％；

zr：0.30％～0.60％；

sc：0.15％～0.30％；

fe+si≯0.30％；

na+k≯0.02％；

余量為al及不可避免的雜質(zhì)。

在本發(fā)明中，cu是主加合金元素，與al構(gòu)成本發(fā)明合金的基礎(chǔ)體系。cu在鋁中具有固溶強(qiáng)化和時效析出強(qiáng)化的作用，并隨銅含量的提高，其強(qiáng)化作用越大，能夠提高鋁合金的力學(xué)性能，特別是對常溫強(qiáng)度的提高作用極大。但cu含量太高會使鋁合金變脆，耐腐蝕性能惡化；cu含量太低強(qiáng)化不足，滿足不了高承載強(qiáng)度要求。綜合優(yōu)化cu含量應(yīng)控制在4.70％～5.80％，其強(qiáng)化效果最大。但在此成分范圍內(nèi)二元鋁銅合金，凝固時熱裂傾向最大，形成的α枝晶組織粗大，收縮率大，強(qiáng)度極低易受阻開裂，產(chǎn)生熱裂問題，嚴(yán)重的將導(dǎo)致鑄件報廢。顯然，解決高承載強(qiáng)度、高韌性以及低熱裂傾向的技術(shù)功效，僅僅依靠cu的單一作用是不夠的。

在本發(fā)明中，mn元素能顯著提高室溫和高溫力學(xué)性能，同時能夠改善鑄造成型性能。部分mn呈過飽和狀態(tài)固溶在α鋁中，對提高α相強(qiáng)度有利，抗熱裂作用有利；部分mn形成不溶的t(cu2mn3al20)相化合物，增加共晶組織，對抗熱裂作用也有利；部分mn綜合掉有害元素fe、si，形成化合物在熔煉時沉降到爐底，或在鑄件中可改變形成相形態(tài)，由針狀相轉(zhuǎn)變成漢字狀有利于韌性提高。顯然，mn量不宜太高，否則t相增多，晶粒尺寸也會增大，使合金變脆，還易引起mn偏析，造成合金力學(xué)性能降低。綜合考慮多元素的共同作用以及對室溫強(qiáng)度的貢獻(xiàn)，mn含量控制在0.50％～0.70％內(nèi)。

在本發(fā)明中，mg是對合金化貢獻(xiàn)率較大的合金元素，能夠固溶到α鋁中具有固溶強(qiáng)化作用，能夠提高α相的強(qiáng)度，對降低熱裂傾向有利；同時在時效處理時能形成s(al2cumg)相，提高強(qiáng)度與耐腐蝕性比θ(al2cu)相作用大。通過加mg也可以減少加cu量，對提高力學(xué)性能、抗熱裂以及耐腐蝕性能有利，但鎂量不能太高，否則與高銅量沖突，會增加熔煉難度以及惡化力學(xué)性能。綜合后mg量控制在0.20％～0.40％為益。

在本發(fā)明中，ti可使α鋁得到顯著細(xì)化，避免出現(xiàn)粗大的α鋁枝晶，對抗熱裂傾向有利；并使θ(al2cu)和不可避免出現(xiàn)t(cu2mn3al20)相在熱處理時能更充分溶解，分布更均勻，提高強(qiáng)化效果。鈦含量不能過低也不能過高，過高易在熔煉時偏聚在坩堝底部，造成粗大tial3澆注到鑄件中會惡化力學(xué)性能。但在本合金配方中因引入sc元素，sc元素可與ti形成al3(ti,sc)化合物更有利于為α鋁的非自發(fā)形核核心，對α鋁的細(xì)化作用更強(qiáng)大。故此，鈦的加入可為0.15％～0.35％。

在本發(fā)明中，zr不僅使α鋁得到顯著細(xì)化，對實(shí)現(xiàn)無枝晶的等軸晶組織貢獻(xiàn)大；同時能對低熔點(diǎn)雜質(zhì)起到清理作用，如能與氫、鉀、鈉反應(yīng)形成穩(wěn)定性化合物，如zrh等避免其有害作用，對抗熱裂傾向以及避免針孔、疏松有利；在本合金配方中因引入sc元素，sc元素可與zr形成al3(zr,sc)化合物更有利于為α鋁的非自發(fā)形核核心，對α鋁的細(xì)化作用更強(qiáng)大。故此，加高zr可為0.30％～0.60％。

在本發(fā)明中，sc元素不僅可以改變合金基體α-al相尺寸和形態(tài)，使之細(xì)小，球化、分布均勻，同時可有效去除合金中含鐵相。sc與al、ti、zr元素形成al3sc，al3(zr,sc)，al3(ti,sc)，作為α鋁的異質(zhì)形核核心，細(xì)化作用比單一元素作用效果強(qiáng)大，也避免加入單一元素易造成偏析、積聚，不能有效細(xì)化α鋁的缺點(diǎn)與不足。sc的變質(zhì)、細(xì)化作用比ti、zr的作用大，但sc稀缺。為此，進(jìn)行匹配性設(shè)計(jì)，同時加入sc、ti、zr元素，可在降低sc含量的同時達(dá)到最大化細(xì)化晶粒的效果。綜合分析sc的加入量控制在0.15％～0.30％為宜。

在本發(fā)明中，單獨(dú)依靠銅的單一強(qiáng)化作用難以達(dá)到高強(qiáng)度高韌性的技術(shù)性能效果，必須通過加入mn、mg的復(fù)合強(qiáng)化作用。這樣可以將銅量加低限，避免鑄造時產(chǎn)生過多θ(al2cu)相及偏析組織，同時mn、mg的固溶強(qiáng)化作用對α鋁的強(qiáng)度提高有利于凝固時抗熱裂性能的提高，是對單一用銅強(qiáng)化作用不足的補(bǔ)充與提高。α鋁的形成溫度高，是先析出相，易形成粗大枝晶組織，在整個凝固期間，一旦枝晶組織相連，即發(fā)生固相收縮，一方面α鋁受阻收縮會發(fā)生熱裂，枝晶間被割裂的液相即或是低熔點(diǎn)液相不能及時有效的補(bǔ)縮，即強(qiáng)度理論，α鋁的強(qiáng)度不夠會造成熱裂，造成鑄件報廢，這是加mn、mg的作用之一；另一方面粗大枝晶組織將凝固過程割裂成無數(shù)個互不相通小微區(qū)，即液膜理論，結(jié)果枝晶組織越發(fā)達(dá)，小微區(qū)越多，鑄件組織疏松越嚴(yán)重，熱裂也越易產(chǎn)生，鑄件的力學(xué)性能越低下，甚至不能使用而報廢。為此，必須將鑄件組織中α鋁控制成無枝晶組織，即形成等軸晶組織，推遲液膜的形成時間及減小液相微區(qū)，以及避免過早形成固相骨架，方可解決熱裂問題以及力學(xué)性能提高問題。本發(fā)明中所添加的sc、ti、zr三元復(fù)合高效變質(zhì)、細(xì)化劑就是基于上述技術(shù)理論的研究，進(jìn)行科學(xué)性設(shè)計(jì)與大量試驗(yàn)設(shè)計(jì)而獲得。

在本發(fā)明中fe、si也是不可避免的有害雜質(zhì)，限制fe+si≯0.30％，過低會增加爐料成本，太高會惡化力學(xué)性能，同時通過加mn來綜合fe、si的有害作用。爐料中na、k也是不可避免的有害雜質(zhì)，過量也會對合金力學(xué)性能降低大，因此，限制na+k≯0.02％，也是考慮爐料成本問題，同時通過加高zr也是考慮綜合na、k的有害作用。

作為最佳，該材料包括如下組分及重量百分比：

cu：5％；

mn：0.6％；

mg：0.20％；

ti：0.15％；

zr：0.40％；

sc：0.20％。

一種鑄造鋁銅合金材料的制備方法，其特征在于包括如下步驟：

選材，采用高純鋁、高純鎂、al-50cu、al-10mn、al-10ti、al-10zr、al-2sc中間合金的爐料形式；所有爐料均需進(jìn)行表面清理，應(yīng)無塵土、油污；均需在溫度約150℃烘烤1～2小時；

熔煉，采用中頻感應(yīng)爐熔煉；精確配料，將高純鋁爐料在700～720℃熔化，然后依次加入鋁銅、鋁錳、鋁鈧、鋁鈦及鋁鋯中間合金的爐料，控制熔體溫度不高于780℃；待全部合金熔化后，加入精煉劑，對熔體精煉處理，扒渣后熔體靜置10～15分鐘；然后用鐘罩壓入高純鎂，攪熔等待5～7分鐘，使其成分均勻；

澆注，控制熔體溫度，當(dāng)溫度達(dá)到720～750℃時，澆注到樹脂砂型內(nèi)，或預(yù)熱過的金屬模內(nèi)，待凝固后取出；

固溶處理，溫度530℃±5℃，保溫時間13h～16h，然后在溫度65～70℃水中進(jìn)行淬火冷卻；隨后進(jìn)行時效處理，在鼓風(fēng)烘干箱中溫度165℃～175℃保溫時間10h～15h，取出后空冷。

作為優(yōu)選，所述的精煉劑為hgj-1a(上海虹光溶劑廠生產(chǎn)，hgj-1a為虹光溶劑漢語拼音字頭縮寫，1號溶劑a型)，添加量作為優(yōu)選，為0.750kg～1.00kg/100kg爐料。

所述的固溶處理在立式電阻爐中進(jìn)行。

鑄造鋁銅合金材料在殼體中的應(yīng)用，尤其在軸向柱塞泵殼體中的應(yīng)用。

與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)在于：采用本發(fā)明鋁合金材料可以實(shí)現(xiàn)替代qt450-10球鐵材料，制造泵殼體，實(shí)現(xiàn)輕量化、鑄造成型與承載強(qiáng)度要求，解決了無鑄造高強(qiáng)度鋁材可用難題；本發(fā)明中高強(qiáng)度、高韌性鑄造鋁合金材料克服了現(xiàn)有zl205鑄造鋁合金力學(xué)性能不足、成品率低下問題以及不適應(yīng)金屬模鑄造批產(chǎn)要求，其拉伸強(qiáng)度、斷后伸長率更高，抗熱裂傾向小，即適用于砂型鑄造，也適用于金屬模鑄造。采用本發(fā)明鋁合金材料，可以實(shí)現(xiàn)完全等軸晶組織，對于克服熱裂傾向問題極其有益。尤其適合于高壓(≥35mpa)大流量(≥190ml/r)斜盤式軸向柱塞泵殼體中的應(yīng)用。

附圖說明

圖1為實(shí)施例1的鑄造高壓大流量斜盤式軸向柱塞泵殼體結(jié)構(gòu)示意圖。

圖2為實(shí)施例1的鑄造砂型樣結(jié)構(gòu)示意圖。

圖3為實(shí)施例1的鑄造金屬模樣結(jié)構(gòu)示意圖。

圖4為實(shí)施例1的砂型鑄造金相組織。

圖5為實(shí)施例1的金屬模鑄造金相組織。

具體實(shí)施方式

以下結(jié)合附圖實(shí)施例對本發(fā)明作進(jìn)一步詳細(xì)描述。

實(shí)施例1：本實(shí)施例中的高強(qiáng)度、高韌性鑄造鋁合金材料包括下述重量百分比例組成：cu：5.00％；mn：0.60％；mg：0.20％；ti：0.15％；zr：0.40％；sc：0.20；余量為al及不可避免的雜質(zhì)。其熔煉鑄造方法技術(shù)特點(diǎn)在于：

采用純鋁、純鎂、al-50cu、al-10mn、al-10ti、al-10zr、al-2sc中間合金的爐料形式。

所有爐料均進(jìn)行表面清理，應(yīng)無塵土、油污；均在溫度約150℃烘烤1～2小時；采用中頻感應(yīng)爐熔煉。

先將純鋁爐料在700～720℃熔化，然后依次加入鋁銅、鋁錳、鋁鈧、鋁鈦及鋁鋯中間合金的爐料，控制熔體溫度不高于780℃；待全部合金熔化后，加入hgj-1a精煉劑(上海虹光溶劑廠生產(chǎn)，hgj-1a為虹光溶劑漢語拼音字頭縮寫，1號溶劑a型)0.750kg～1.00kg/100kg爐料，對熔體精煉處理，扒渣后熔體靜置10～15分鐘；然后用鐘罩壓入純鎂，緩慢攪熔等待5～7分鐘，使其成分均勻；控制熔體溫度，當(dāng)溫度達(dá)到720～750℃時，澆注到預(yù)熱過的樹脂砂型內(nèi)，以及金屬模具內(nèi)，待凝固后取出；在立式電阻爐中固溶處理：溫度530℃±5℃，保溫時間13h～16h，然后在溫度65～70℃水中進(jìn)行淬火冷卻；隨后進(jìn)行時效處理，在鼓風(fēng)烘干箱中溫度170℃±5℃保溫時間10h～15h，取出后空冷。

圖1為實(shí)施例1的鑄造高壓大流量斜盤式軸向柱塞泵殼體，可以砂模鑄造，也可金屬模鑄造。內(nèi)型腔砂芯采用熱芯盒樹脂砂芯，外?？刹捎脙砂胄蜕澳Ｅc局部砂芯組合模鑄造成型或金屬模組合型鑄造成型，內(nèi)型腔砂芯和外模均未示出。

圖2為實(shí)施例1的鑄造砂型樣，試樣直徑12mm，長度180mm，一型4件。1為澆口系統(tǒng)；2為冒口；3為樣件。

圖3為實(shí)施例1的鑄造金屬模樣；試樣直徑12mm，長度173mm。一型2件。1為冒口；2為澆口系統(tǒng)；3為樣件。并在結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)上考慮熱裂問題，熱裂觀察區(qū)為a區(qū)及b區(qū)，即通過a區(qū)及b區(qū)的尖角來觀察熱裂紋。

圖4為實(shí)施例1的砂型鑄造金相組織，少無枝晶組織，即完全等軸晶組織，晶粒尺寸均值在76微米，晶粒度約5級；

圖5為實(shí)施例1的金屬模鑄造金相組織，少無枝晶組織，即完全等軸晶組織，晶粒尺寸均值在50微米，晶粒度約6級。

本實(shí)施例中的獲得的材料應(yīng)用于高壓(≥35mpa)、大流量(≥190ml/r)、工作溫度45℃～55℃，實(shí)際溫度在50℃～70℃的斜盤式軸向變量柱塞泵上，進(jìn)行耐久性24h強(qiáng)度與密封性實(shí)驗(yàn)，滿足泵效率≥92％的變量特性要求以及可靠性要求，運(yùn)行中無異常噪聲、無漏油與滲油問題。

實(shí)施例2：本實(shí)施例中的cu：5.80％；mn：0.50％；mg：0.30％；ti：0.35％；zr：0.30％；sc：0.15％；余量為al及不可避免的雜質(zhì)。其余步驟同實(shí)施例1。

實(shí)施例3：本實(shí)施例中的鑄造鋁合金材料包括下述重量百分比例組成：cu：4.70％；mn：0.70％；mg：0.40％；ti：0.25％；zr：0.60％；sc：0.30％；余量為al及不可避免的雜質(zhì)。其余步驟同實(shí)施例1。

表1實(shí)施例1、實(shí)施例2及實(shí)施例3的力學(xué)性能及熱裂問題