一种具有优良流动性能的Al-Si-Mg-B-Mn铸造合金的制备工艺的制作方法

专利检索2022-05-10  4


一种具有优良流动性能的al

si

mg

b

mn铸造合金的制备工艺
技术领域
1.本发明属于铝合金材料技术领域,具体涉及一种具有优良流动性能的al

si

mg

b

mn铸造合金的制备工艺。


背景技术:

2.al

si

mg合金因其具有良好的韧性、中等的强度、优越的耐腐蚀性能以及良好的加工性能等广泛应用于汽车、航空航天、船舶等领域。在汽车行业迅猛发展的今天,节能降耗要求不断高涨,安全和环保法规日趋严格,对于汽车轻量化的需求也就更加迫切。铝合金薄壁铸造对交通运输轻型化、节能化有重要意义。若是熔融金属的流动性较差将会使得薄壁铸件模具中的熔融金属过早凝固,导致不完全填充和气孔的产生,因此薄壁铸造工艺要求合金有更好的流动性。在生产中常使用al

si系合金为材料,如a356铝合金,其具有较好的铸造流动性和机械加工性能,但是铝合金铸态组织由α

al和共晶硅所组成,α

al枝晶粗大,共晶硅以针片状形式分布于枝晶间区域严重降低了合金的流动性能。通常对合金进行改性处理以提高其流动性能,扩大其工业应用范围。现如今,稀土提纯技术得到不断的改进,稀土合金化理论的不断完善,利用稀土改善铝合金的铸造性能以及细化变质的方法受到普遍重视。在铝硅合金中利用la、ce等稀土元素能显著提高流动性,但是生产成本较大且改善效果不明显。在目前铝合金熔体处理中也普遍采用al

ti

b中间合金作为晶粒细化剂得到从而改善合金的流动性,但是其具有一定的细化极限并且运用到生产中其细化效果不稳定。目前这些方法仍不能满足铝合金薄壁铸造对于流动性的要求。


技术实现要素:

3.本发明针对上述现有技术所存在的不足,提供了一种具有优良流动性能的al

si

mg

b

mn铸造合金的制备工艺。本发明通过配料、熔炼铸造、热处理等工艺流程,改善了al

si合金的微观组织和性能,在可以保证具有较高的强度和硬度的同时提高了合金的流动性,并降低了成本,有利于其广泛应用于汽车零部件的制造行业。
4.本发明al

si

mg

b

mn铸造合金的成分按质量百分比构成为:
5.si 6.50~7.50%,mg 0.25~0.45%,b 0.02~0.03%,mn 1.50~2.00%,fe≤0.12%(杂质相),ti 0.10~0.20%,余量为铝。
6.本发明al

si

mg

b

mn铸造合金的制备工艺,包括如下步骤:
7.步骤1:配料
8.以原材料成分和目标成分计算理论配料量,称取纯度为99.9%的工业纯铝、al

si中间合金、al

mg中间合金、al

b中间合金、al

mn中间合金、al

ti中间合金并烘干,完成配料;
9.步骤2:涂料并烘干
10.为防止铝合金熔体在铸造过程中与工具发生反应,将涂料(主要成分为zno和
nasio3,成分比为3:1)均匀的涂在石墨黏土坩埚、熔炼工具和模具上,并将石墨粘土坩埚放在熔炼炉中干燥,称取好的合金用砂纸打磨去除表面氧化层后放在200

300℃的干燥箱干燥预热;
11.步骤3:熔炼铸造
12.将al

si中间合金和纯铝依次加入已预热至300℃的石墨坩埚内,而后随炉升温到730℃,待其全部熔化后搅拌静置保温20min;随后加入al

mn中间合金、al

ti中间合金,待全部熔化后充分搅拌,调整炉温至720℃并保温静置20min;然后将al

mg中间合金用铝箔包裹住快速放入熔化的合金液中并用扒渣勺将其按入合金液底部,以减少氧化烧损,充分搅拌,调整炉温至720℃并保温静置20min;最后加入al

b中间合金,待全部熔化后充分搅拌,调整炉温至720℃并保温静置20min;
13.步骤4:精炼
14.用扒渣勺将合金熔液表层浮渣快速除去,撇渣后加入c2cl6(占总质量的1%

1.5%)精炼除气,静置保温10

20min,除渣;
15.步骤5:浇注
16.将200

300℃预热的金属模具固定在机械振动台上,设定振动频率为30hz,振动时间为120s,随后将合金熔液浇注到模具中,冷却后得到合金铸锭;
17.步骤6:固溶处理和人工时效处理
18.将所得合金铸锭依次进行固溶处理和人工时效处理。固溶处理工艺为:570℃固溶保温5h(水淬,70~80℃温水);人工时效工艺为:160℃时效保温4

8h,出炉空冷。
19.本发明采用的熔炼工具及模具使用钛合金材料tc4。
20.本发明方法的设计依据是:
21.si可以提高铝合金流动性,在凝固过程时,al

si合金较小的收缩率,保障了铸造的充型能力,使得铸件几乎不产生裂纹;此外,能与mg形成mg2si强化相,该相固溶于α

al基体中,能通过时效析出形成弥散强化,保证合金的力学性能。mg含量愈高,抗拉强度逐渐提高,延伸率逐渐下降。所述si的质量分数优选为6.50~7.50%,mg的质量分数为0.25~0.45%。
22.未添加b时,凝固过程中首先形成粗大的α

al枝晶骨架,枝晶臂相互搭接后阻碍晶间低熔点共晶液相的流动补缩,因此铝合金的铸造流动性较差,添加b合金进行细化处理后,初α

al枝晶退化,晶粒尺寸减小,为晶间低熔点共晶液相提供了更多、更顺畅的流动补缩通道。由al

b相图可知,存在一个共晶反应:l=α(al) alb2,alb2不能作为熔融合金的形核中心,但α(al)有可能成为晶粒的生长基底。此时b的含量为0.022%,温度为659.7℃,当al

b中间合金加入到合金熔体中时,此时的中间合金会因为融化从而释放出b原子。若是b的含量较低,无法使al

b中间合金达到发生共晶反应所需的成分要求,合金熔体中无法形成有效的形核基底,由此导致细化效果不明显;当b的含量达到共晶成分点时,b原子会在合金凝固的降温过程中发生共晶反应析出大量的α(al)相和alb2粒子,熔体中会出现大量的形核中心,此时液态熔融合金尽管未达到过冷,也将会在α(al)相上直接外延生长,从而使晶粒得到细化。当加入大量的b原子,只有0.022%的b可以参加共晶反应生成α(al)相,为熔融合金提供形核中心,此时虽然仍有少量细化作用,但效果并不明显,随着b含量的增加晶粒尺寸会有所下降,但这种趋势逐渐平缓。综上所述b的质量分数优选为0.02~0.03%。
23.室温下mn在铝中的溶解度为0.2%,除了一部分mn固溶于α

al固溶体外,大部分mn与al形成金属间化合物mnal6,细化晶粒,降低晶粒尺寸;另外,铝合金中不可避免存在杂质元素fe,粗大的针状铁相在凝固的早期形成,它的存在阻碍了液态金属的流动,使合金的流动性下降并使充型性变差,mn可以与fe固溶形成金属间化合物,减少针状物晶粒大小,使合金中的alfesi富铁相转变为密度更大的复杂al

fesimn多元金属化合物富铁相,有利于富铁相的沉积;同时由于针状富铁相在mn的变质作用下转变为了块状,有利于b与fe相互反应生成fe2b并沉降到熔融合金的底部,降低fe对流动性的有害作用,提高了合金的流动性。
24.当mn添加量低于1.5%时,此时合金在凝固过程中晶粒粗大,枝晶较快接触,在熔体中形成交联的枝晶网络,阻碍熔体的自由流动。
25.当mn元素添加超过2%时,此时超过合金的极限固溶度,此时合金中有菱形和长条形的大尺寸初生相析出,第二相含量明显增加,且主要沿晶界连续析出,降低合金晶粒的晶界强度,降低合金的力学性能,随着晶粒粗大,影响合金的延伸率。同时随着晶粒粗大,熔体过冷度减小,a

al生长速度更快,因此枝晶搭接时间提前,枝晶搭接温度升高,合金的流动性降低。
26.当mn的质量分数在所选区间时,随着mn元素的添加,改变了熔体的凝固区间和凝固模式.当凝固区间降低时,熔体由糊状凝固向逐层凝固转变,熔体流动范围增大,流动阻力降低,因此提高了合金的流动性。
27.当mn元素的添加量高于1.5%时,对合金的晶粒起到细化效果。随着合金mn元素的添加量逐渐增大,合金的凝固区间减小,此时熔体的过冷度增加,凝固温度区间变窄使籽晶长大的时间缩短,合金晶粒的细化效果越明显,α

al生长速度降低,枝晶搭接时间推迟,枝晶搭接温度降低,合金的流动性提高。当添加量为2.0%时,此时mn含量达到合金的共晶成分,同时mn达到极限固溶度,此时mn对于晶粒细化的效果最好,在浇注温度一定的情况下,枝晶搭接延迟,合金的流动性增加。随着晶粒细化效果加强,合金的流动性得到提高,在浇注过程中充型能力提高,减少了疏松、孔隙等缺陷的产生,力学性能保持较好。所述mn的质量分数优选为1.50~2.00%。
28.ti在铝合金中生成tial3,在凝固过程中tial3起到异质形核作用,给α

al初相提供形核点,细化晶粒细化,降低晶粒尺寸,提高合金的性能。所述ti的质量分数优选为0.10~0.20%。
29.与已有技术相比,本发明有益效果体现在:
30.1、本发明在al

si

mg合金中加入0.02~0.03b元素,与al元素、ti元素形成第二相颗粒,合金降温过程中第二相颗粒大量析出,充当异质形核核心,细化了晶粒;加入1.50~2.00mn元素,mn元素与al元素形成第二相颗粒mnal6,有效地细化晶粒尺寸从而提高其流动性。制备的al

si

mg

b

mn铸造合金,依据国家标准gb/t5611

2017,采用同心三螺旋线合金流动性测定仪测量其流动性,其中控制浇注温度为750℃,所得本技术所制备合金流动性试样长度可达到389.7~412.6mm,明显超过一般a356铸造铝合金的性能(a356合金使用态流动性一般不高于385mm,伸长率低于8%)。
31.2、本发明添加b、mn元素细化了晶粒,提高合金的流动性,浇注过程中补缩能力增强,充型能力更好,减少疏松气孔等缺陷的产生。同时复合添加mn、b后,也增加了富铁相中fe原子与b的接触几率,使得有害杂质元素fe更易去除,减少了合金在外力的条件下富铁相
产生应力集中的情况,同时降低富铁相和针状共晶si相的交界处产生裂纹的可能性,合金的伸长率也有较大幅度提高,达到11.8~14.8%。
32.3、本发明在铸造过程中所使用的熔炼工具及模具采用用钛合金材料,避免熔炼工具及模具中的铁在熔炼过程中析出铁元素融于熔体中,减少了铁元素含量对合金性能的影响。
33.4、本发明按照新的合金成分设计思路,加入适量的b、mn,价格相对较低,易为获取,在满足铝合金流动性能要求下,成本明显降低。
具体实施方式
34.下面结合实施例详细说明,下面实施例是说明性的,而不是限定性的,不能以下述实施例来限定本发明的保护范围。
35.本发明所提供的合金成分(质量百分比,%)范围为:si为6.50~7.50,mg为0.25~0.45,b为0.02~0.03,mn为1.50~2.00,ti为0.10~0.20,fe≤0.12,余量为铝。
36.表1 实施例1

8中合金的原料按按质量百分比构成如下:
[0037][0038]
实施例1:
[0039]
本实施例按如下步骤制备亚共晶al

si

mg

b

mn铸造合金:
[0040]
1、配料计算:按照91.43%al、6.5%si、0.45%mg、0.02%b、1.50%mn和0.10%ti的质量百分比,称取纯铝、al

si中间合金、al

mg中间合金、al

b中间合金、al

mn中间合金以及al

ti中间合金完成配料;
[0041]
2、涂料并烘干:为防止铝合金熔体在铸造过程中与工具发生反应,将涂料(主要成分为zno和nasio3,成分比为3:1)均匀的涂在石墨黏土坩埚、熔炼工具和模具上,并将石墨粘土坩埚放在熔炼炉中干燥,称取好的合金用砂纸打磨去除表面氧化层后放在200

300℃的干燥箱干燥预热;
[0042]
3、熔炼铸造:将称取的al

si中间合金和纯铝依次加入已预热至300℃的石墨坩埚内,而后随炉升温到730℃,待其全部熔化后搅拌静置保温20min;随后将称取al

mn中间合金、al

ti中间合金待其全部熔化后充分搅拌,调整炉温至720℃并保温静置20min;随后将称取的al

mg中间合金用铝箔包裹住快速放入熔化的合金中并用扒渣勺将其按入溶液底部,以减少氧化烧损,充分搅拌,调整炉温至720℃并保温静置20min;随后将称取al

b中间合金待其全部熔化后充分搅拌,调整炉温至720℃并保温静置20min;
[0043]
4、精炼:用扒渣勺将熔液表层浮渣快速除去,撇渣后加入c2cl6(占总质量的1%

1.5%)精炼除气,静置保温10

20min,除渣;
[0044]
5、浇注:将200

300℃预热的金属模具固定在机械振动台上,设定振动频率为30hz,振动时间为120s,随后将合金熔液浇注到模具中,冷却后得到铸锭;
[0045]
6、固溶处理和人工时效处理
[0046]
将所得合金铸锭依次进行固溶处理和人工时效处理。固溶处理工艺为:570℃固溶保温5h(水淬,70~80℃温水);人工时效工艺为:160℃时效保温4

8h,出炉空冷。
[0047]
实施例2:
[0048]
本实施例配料见表1。
[0049]
本实施例制备方法同实施例1。
[0050]
实施例3:
[0051]
本实施例配料见表1。
[0052]
本实施例制备方法同实施例1。
[0053]
实施例4:
[0054]
本实施例配料见表1。
[0055]
本实施例制备方法同实施例1。
[0056]
实施例5:
[0057]
本实施例配料见表1。
[0058]
本实施例制备方法同实施例1。
[0059]
实施例6:
[0060]
本实施例配料见表1。
[0061]
本实施例制备方法同实施例1。
[0062]
实施例7:
[0063]
本实施例按如下步骤制备亚共晶al

si

mg

b

mn铸造合金:
[0064]
1、配料计算:按照90.07%al、7.5%si、0.6%mg、0.03%b、1.70%mn和0.10%ti的质量百分比,称取纯铝、al

si中间合金、al

mg中间合金、al

b中间合金、al

mn中间合金以及al

ti中间合金完成配料;
[0065]
2、涂料并烘干:为防止铝合金熔体在铸造过程中与工具发生反应,将涂料(主要成分为zno和nasio3,成分比为3:1)均匀的涂在石墨黏土坩埚、熔炼工具和模具上,并将石墨粘土坩埚放在熔炼炉中干燥,称取好的合金用砂纸打磨去除表面氧化层后放在200

300℃的干燥箱干燥预热;
[0066]
3、熔炼铸造:将称取的al

si中间合金和纯铝依次加入已预热至300℃的石墨坩埚内,而后随炉升温到730℃,待其全部熔化后搅拌静置保温20min;随后将称取al

mn中间合
金、al

ti中间合金待其全部熔化后充分搅拌,调整炉温至720℃并保温静置20min;随后将称取的al

mg中间合金用铝箔包裹住快速放入熔化的合金中并用扒渣勺将其按入溶液底部,以减少氧化烧损,充分搅拌,调整炉温至720℃并保温静置20min;随后将称取al

b中间合金待其全部熔化后充分搅拌,调整炉温至720℃并保温静置20min;
[0067]
4、精炼:用扒渣勺将熔液表层浮渣快速除去,撇渣后加入c2cl6(占总质量的1%

1.5%)精炼除气,静置保温10

20min,除渣;
[0068]
5、浇注:将合金熔液浇注到在200

300℃预热的金属模具中,静置冷却后得到铸锭;
[0069]
6、固溶处理和人工时效处理
[0070]
将所得合金铸锭依次进行固溶处理和人工时效处理。固溶处理工艺为:570℃固溶保温5h(水淬,70~80℃温水);人工时效工艺为:160℃时效保温4

8h,出炉空冷。
[0071]
实施例8:
[0072]
本实施例配料同实施例7。
[0073]
本实施例制备方法同实施例7,但所采用的熔炼工具及模具为铁质,牌号为4cr5movsi。
[0074]
实施例1中,si的质量百分比为6.5%,si元素可以保证合金具有较好的流动能力和较好的力学性能。在合金中加入mn元素后,一定程度上提高合金的再结晶温度,同时mn元素与al元素形成第二相颗粒mnal6,有效地细化再结晶晶粒尺寸。同时mn元素将板片状或针状含铁相β

fe相转变为块状含铁相,与fe固溶形成金属间化合物,减少针状物晶粒大小,减少含铁相在基体中的撕裂作用,减少了裂纹源的产生,提高了铸件的强硬度。加入b元素后,b元素与al元素、ti元素形成第二相颗粒alb2、tib2,溶质ti原子易向tib2‑
熔体界面上富集,形成几个原子厚的固溶体层,富ti的表面层在随后的冷却中发生包晶反应使α

al形核,同时alb2在合金降温过程中大量析出,充当异质形核核心,细化了晶粒,提高强硬度和塑韧性的同时提高合金的流动性和充型能力,减少疏松气孔等缺陷的产生。
[0075]
流动性测试采用同心三螺旋线合金流动性测定仪,控制浇注温度为750℃,重复测试3次,取平均值,流动性试样长度为393.2mm。为测试al

6.5si

0.45mg

0.02b

1.5mn合金的力学性能,对其进行拉伸试验。将经过t6热处理和锻造处理的拉伸试棒分别在型号为cmt

5105电子万能实验机上进行,拉伸速度为2mm/min。重复测试3个相同处理方式的合金试棒并取平均值,所得力学性能指标为:锻后t6态抗拉强度为265mpa,伸长率为11.8%。
[0076]
实施例2中,mn的含量较实施例1中增加了13%,其他元素的含量没有改变。随着mn元素的增加,强化相第二相颗粒mnal6含量增加,同时mn元素,与fe固溶形成金属间化合物,合金的塑性增加,保证了合金具有良好的强硬度和流动性。材料热处理后的试样的力学性能指标为:抗拉强度为273.6mpa,延伸率为12.3%。流动性试样长度为399.4mm。
[0077]
实施例3中,mn元素较之实施例2金中的mn元素含量由1.7%增加到2.0%。mn元素的继续添加,提高了再结晶温度,减小了再结晶晶粒尺寸,材料具有较好的强度和延伸率。材料热处理后的试样的力学性能指标为:抗拉强度为282.2mpa,延伸率为13.0%。流动性试样长度为410.3mm。
[0078]
实施例4中,si的含量由实施例1的6.5%增加到7%,b含量由0.02%增加到0.03%,其他的元素含量不变。si元素的增加,提高了合金的流动性。随着b元素的增加,b原
子将在随后的降温过程中通过al

b共晶反应析出大量的α

al相和alb 2
粒子,使熔体中的形核中心数量大大增加,使液态铝在不需要过冷的情况下在这些预先存在的α

al相上直接外延生长,使晶粒得到细化。合金的强硬度和流动性增加。材料热处理后的试样的力学性能指标为:抗拉强度为290.5mpa,延伸率为13.9%。流动性试样长度为395.7mm。
[0079]
实施例5中,si的含量由实施例2的6.5%增加到7.5%,铸态组织经固溶处理后共晶组织占比增加,mg含量增加,增加了mg2si强化相,合金硬度较之实施例2增加。随着si含量越多,初晶形核温度、最快潜热释放温度都变低。在b加入量增加的条件下,随si含量的增加晶粒尺寸急剧减小。力学性能和流动性增加。材料热处理后的试样的力学性能指标为:抗拉强度为295.4mpa,延伸率为14.4%。流动性试样长度为412.6mm。
[0080]
实施例6中,b和mn的含量较实施例5有所增加,向合金熔体中加入过多的a1

b中间合金,可以增加有效b原子数量,但只有一部分b可通过共晶反应生成α

al相,过量的b原子只能以溶质原子的形式或以alb2相的形式存在于熔体中,虽然对于提高al

b中间合金的细化效果有一定的作用,但作用并不显著。因此对晶粒尺寸减少较小。力学性能和流动性提高不显著。材料热处理后的试样的力学性能指标为:抗拉强度为289.5mpa,延伸率为14.8%。流动性试样长度为406.6mm。
[0081]
实施例7中,合金的成分与实施例5相同,但其在制备过程中未采用机械振动。由于机械振动能不断打碎凝固过程中形成的树枝晶,迟滞了凝固时间;同时振动有利于fe2b和富铁相的沉降,降低了金属黏度,从而减小了沿程阻力损失,有利于合金的流动性。因此本例中合金的流动性显著降低,其力学性能下降。材料热处理后的试样的力学性能指标为:抗拉强度为286.4mpa,延伸率为13.1%。流动性试样长度为401.5mm。
[0082]
实施例8中,合金的成分与实施例7相同,但其在制备过程中不仅未采用机械振动并且所采用的熔炼工具与模具为导热系数较大的铁质。由于铁的导热系数约为钛的5倍,而液态金属在金属模具中流动时,和模具会发生热交换反应,模具的散热性越好,液态金属在流动过程中释放的能量越多,导致熔融合金温度降低的速度增大,减少了液态金属的流动时间,进而降低流动性。材料热处理后的试样的力学性能指标为:抗拉强度为281.7mpa,延伸率为12.0%。流动性试样长度为389.7mm。
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