高塑性鑄造鋁合金及其重力鑄造制備方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明設(shè)及的是一種鑄造侶合金及其制備方法，具體是一種高塑性鑄造侶合金及 其重力鑄造制備方法，屬于金屬材料類及冶金領(lǐng)域。
【背景技術(shù)】
[0002] 鑄造侶合金作為傳統(tǒng)的金屬材料，因其密度小、比強(qiáng)度高等特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航 空、航天、汽車、機(jī)械等行業(yè)。隨著現(xiàn)代工業(yè)及鑄造新技術(shù)的發(fā)展，對(duì)鑄造侶合金，如具有高 強(qiáng)度、高塑性、優(yōu)良的耐磨性和耐腐蝕性的鑄造侶合金，需求量越來(lái)越大。經(jīng)過(guò)幾十年的發(fā) 展，高強(qiáng)度侶合金已形成完整系列，性能趨于穩(wěn)定，生產(chǎn)方法日趨完善，成為材料領(lǐng)域中不 可或缺的合金體系。但目前高強(qiáng)度鑄造侶合金的塑性較低，一般不能承受較大的變形量，從 而使其應(yīng)用受到較大的限制。許多需要高塑性的重要部件多采用變形侶合金制造。然而變 形侶合金雖然具有理想的高塑性，但其加工過(guò)程對(duì)設(shè)備和工裝模具要求高，工序多，因此生 產(chǎn)周期長(zhǎng)，成本很高。相比之下，鑄造侶合金具有價(jià)格低廉，鑄件組織各向同性，容易生產(chǎn)形 狀復(fù)雜的零件，既可W單件生產(chǎn)也可W大批量生產(chǎn)等許多優(yōu)點(diǎn)。因此，開(kāi)發(fā)能夠代替部分 變形侶合金并具有高塑性的鑄造侶合金，規(guī)范其鑄造成型工藝，縮短生產(chǎn)周期，降低制造成 本，成為該領(lǐng)域目前的發(fā)展趨勢(shì)。
[0003] 中國(guó)專利CN85102364AA公布了一種娃鋪蹄系高塑性鑄造侶合金，其成分含量為 5. 5 ~9. 5% Si、0. 2 ~0. 8% Mn，0. 1 ~0. 2% Ti，0. 001 ~0. 2% Te，0. 1 ~0. 2% Sb，余量 為A1，延伸率為16%左右。但是，該合金在提高塑性的同時(shí)，合金強(qiáng)度劇烈下降，其性能也 不能滿足目前工業(yè)生產(chǎn)的需要。在中國(guó)專利CN101248200A中，公布了一種鑄造侶合金，其 成分含量為 2. 5 ~3. 3% Si、0. 2 ~0. 7% MgJe < 0. 18%，Mn < 0. 5、Ti < 0. l、Sr < 0. 03、 其他<0. 1，余量為Al。該合金鑄造狀態(tài)時(shí)延伸率為13%，T6熱處理后，延伸率僅為5%， 遠(yuǎn)遠(yuǎn)達(dá)不到高塑性鑄造侶合金鑄件的應(yīng)用需求。另外，由于合金中Si量較低，組織中共晶 體量較少，使得合金成形溫度較高、吸氣傾向較大，存在難W避免的氣孔、縮孔和縮松等鑄 造缺陷，難W獲得高致密鑄件，因而成型性（鑄造性能）較差。在中國(guó)專利CN103305730A 中，公布了一種新型M-Si-Mg-化-Sr鑄造合金，其成分含量為11. 0~12. 0 % Si, 0. 30~ 0. 50% Cu，0. 35 ~0. 55% Mg，0. 01 ~0. 02% Sr，Mn《0. 35%，Zn《0. 20%，化《0. 40%， Ti《0. 10%，Ni《0. 10%，Pb《0. 10%，Sn《0. 10%，Cr《0. 10%，其他《0. 6%，余量為 Al。該合金的鑄態(tài)抗拉強(qiáng)度在245~275MPa之間，延伸率在5~8%之間。但是，該Al-Si 系合金中添加的化元素會(huì)增大合金的熱裂和腐蝕傾向，降低鑄造性能，因此限制了該合金 在工業(yè)中的應(yīng)用范圍。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0004] 本發(fā)明針對(duì)現(xiàn)有技術(shù)存在的鑄造侶合金塑性普遍偏低并且沒(méi)有考慮到侶合金的 鑄造性能的不足，在不降低合金強(qiáng)度和鑄造性能的基礎(chǔ)上，提供了一種高塑性鑄造侶合金 及其重力鑄造制備方法，通過(guò)選擇合適的成分參數(shù)W及調(diào)整相應(yīng)的熱處理工藝，從而制備 出具有優(yōu)異延伸率的鑄造侶合金。
[0005] 本發(fā)明的目的是通過(guò)W下技術(shù)方案實(shí)現(xiàn)的：
[0006] 第一方面，本發(fā)明提供一種高塑性鑄造侶合金，包括成分及其重量含量為；Si 7. 5 ~13. 5 %、Mg 0. 5 ~0. 8 %、Mn 0. 2 ~0. 5 %、Ti 0. 1 ~0. 4 %、RE 0. 01 ~1 %、 化《0. 4 %、P《lOOppm、Sr 100 ~600ppm，余量為 A1。
[0007] 優(yōu)選地，所述RE為Gd、Y、Nd、Sm、Er、孔、La中的一種或幾種。
[000引優(yōu)選地，所述RE為Gd、化或孔中的一種或幾種時(shí)，RE的重量含量為0. 05~1. 0%; 所述RE為Y、化I、Sm或La中的一種或幾種，RE的重量含量為0. 05~0. 6%。
[0009] 優(yōu)選地，所述P的重量含量為0. 05~0. 60化pm。
[0010] 優(yōu)選地，所述高塑性鑄造侶合金中的Si、Mg、Mn、Ti、RE、Fe、P、Sr、Al來(lái)自工業(yè)純 侶、結(jié)晶娃、工業(yè)純儀、Al-Mn中間合金、稀±中間合金、A^Sr中間合金、A1-P中間合金和 A^Ti-B中間合金。
[0011] 第二方面，本發(fā)明提供一種所述高塑性鑄造侶合金的重力鑄造制備方法，所述制 備方法包括W下步驟：
[0012] 第一步，烙煉合金，獲得侶合金烙體；
[0013] 第二步，對(duì)所述侶合金烙體進(jìn)行重力鑄造，獲得侶合金鑄件：
[0014] 第=步，將所述侶合金鑄件依次進(jìn)行固溶處理和時(shí)效處理，即得所述高塑性鑄造 侶合金。
[0015] 優(yōu)選地，第一步中，所述烙煉合金的具體步驟如下：
[0016] (1)將工業(yè)純侶、結(jié)晶娃、工業(yè)純儀、Al-Mn中間合金、稀±中間合金、A^Sr中間合 金、A1-P中間合金和M-Ti-B中間合金預(yù)熱至100~200°C，保溫2小時(shí)W上；
[0017] (2)烙煉A1、Si ;預(yù)熱烙煉器具至400~500°C，在其底部加入結(jié)晶娃，在結(jié)晶娃上 面覆蓋所需工業(yè)純侶總重量的40%~80%的工業(yè)純侶，升溫至工業(yè)純侶的烙點(diǎn)，得侶液； 結(jié)晶娃在所述侶液的包裹下烙化，烙化后反復(fù)攬拌，再加入余下的工業(yè)純侶；
[00化]做加Mn、RE ;在720~740°C條件下，向步驟似所得烙液中加入Al-Mn中間合 金、稀±中間合金；
[0019] (4)加Sr、P ;在730~750°C條件下，向步驟做所得烙液中加入Al-Sr中間合金 和A1-P中間合金，靜置15~30分鐘后攬拌3~5分鐘，使其充分烙化；
[0020] 妨加Ti ;在710~730°C條件下，向步驟（4)所得烙液中加入M-Ti-B中間合金， 攬拌，靜置3~5分鐘；
[002U 做加Mg ;在700~720°C條件下，向步驟妨所得烙液中加入工業(yè)純儀，充分烙 化；
[0022] (7)精煉；在710~740°C條件下，向步驟（6)所得烙液中加入精煉劑，精煉10~ 20分鐘，靜置15~40分鐘，冷卻至680~700°C，撇去表面浮渣，即得侶合金烙體。
[0023] 優(yōu)選地，步驟（1)中，所述預(yù)熱具體采用烘箱。
[0024] 優(yōu)選地，步驟（2)中，所述烙煉器具具體為相蝸；工業(yè)純侶的烙點(diǎn)在68(TC左右；所 述攬拌具體采用石墨椿。
[0025] 優(yōu)選地，步驟（7)中，所述精煉劑是常規(guī)的含鋼鹽、鐘鹽、氣鹽等無(wú)機(jī)鹽的侶合金 精煉劑或六氯己燒（C2C16)，其用量小于等于所述高塑性鑄造侶合金重量的5%。
[0026] 優(yōu)選地，第二步中，所述重力鑄造中侶合金烙體誘注溫度為680~700°C，鑄件模 具溫度為200~300 °C。
[0027] 優(yōu)選地，第S步中，所述固溶處理是指在480~540°C的環(huán)境下固溶4~18小時(shí)。 [002引優(yōu)選地，第=步中，所述的冷卻處理是指按照常規(guī)的爐冷、空冷或水澤方式進(jìn)行冷 卻；
[0029] 優(yōu)選地，第S步中，所述時(shí)效處理是指在170~250°C的環(huán)境下進(jìn)行10~40小時(shí)。
[0030] 我們的研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)稀±加入量不同時(shí)，稀±在侶合金中主要W =種形式存在；固 溶在基體中，偏聚在相界、晶界和枝晶界，固溶在化合物中或W化合物形式存在。在合金中 加入稀±元素后，稀±-方面起到有限固溶強(qiáng)化，提高強(qiáng)度的作用，另一方面稀±元素化學(xué) 活性極強(qiáng)，可W在長(zhǎng)大的晶粒界面上選擇性吸附，阻礙晶粒的生長(zhǎng)，細(xì)化晶粒，提高合金的 力學(xué)性能，尤其是塑性。當(dāng)進(jìn)一步增加稀±的含量時(shí)，稀±與A1、Mg、Si等元素形成的金屬 間化合物彌散分布于基體中，使合金斷裂過(guò)程中裂紋萌生位置與擴(kuò)展途徑發(fā)生改變，提高 合金的塑性。稀±元素的加入也可W改善鑄造侶合金的鑄造性能，該是因?yàn)榛莻H合金中 有害的雜質(zhì)，大多數(shù)含鐵相的結(jié)晶組織都十分粗大，直接影響合金的機(jī)械性能，降低合金的 流動(dòng)性和塑性，增加組織不均勻性，添加稀±，則可W改變鐵相的存在形態(tài)，提高合金的鑄 造性能及其塑性。另外，P和Sr對(duì)初晶Si和共晶Si的變質(zhì)可W有效的提高合金的塑性。
[0031] 與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明具有如下的有益效果：