一種鑄造耐熱鋁合金及其制備工藝的制作方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及一種耐熱鋁合金及其制備工藝,屬于有色金屬冶煉和加工的技術(shù)領(lǐng) 域,更具體地,涉及一種包括鋁和合金元素的耐熱鋁合金,其中添加合金元素錳形成的富錳 相具有優(yōu)異的耐熱硬性,提高合金的耐熱性能。
【背景技術(shù)】
[0002] 根據(jù)加工工藝特點的不同,耐熱鋁合金可以分為變形耐熱鋁合金和鑄造耐熱鋁合 金。變形耐熱鋁合金主要包括Al-Cu-Mn系、Al-Cu-Mg-Fe-Ni系以及在其基礎(chǔ)上改進(jìn)的A1-Cu-Mg-Ag系耐熱硬鋁。鑄造耐熱鋁合金主要包括Al-Si系和Al-Cu系兩大類。Al-Si系鑄造耐 熱鋁合金具有良好的鑄造性能,但強(qiáng)度較低,往往要添加〇!、啦、附、此、稀土等合金元素以 提尚其耐熱性能;Al -Cu系鑄造耐熱錯合金具有$父尚的強(qiáng)度和尚溫性能,但鑄造性能和耐蝕 性能相對較差,而且比重較大,尺寸不穩(wěn)定。
[0003] 鑄造 Al-Si系合金因為具有優(yōu)異的鑄造性能而備受重視,現(xiàn)已成為制備耐熱鋁合 金最主要的基本合金。Al-Si系鑄造耐熱鋁合金中,Si是最主要的合金元素,為了獲得優(yōu)良 的鑄造性能,通常Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)介于6~14wt. %。然而,Si的添加對合金基體的強(qiáng)度和韌性 等都有一定的削弱作用,因此,Al-Si二元合金的強(qiáng)度通常不高。所以,需要在Al-Si合金中 加入合金元素如Cu、Mg等,通過形成金屬間化合物或固溶強(qiáng)化來提高合金力學(xué)性能。Cu是該 系合金中一種非常重要的強(qiáng)化元素。適量的Cu對鑄造 Al-Si合金的強(qiáng)化作用非常大,而且形 成的強(qiáng)化相CuA12(0相)熱強(qiáng)性較好,能夠顯著地改善合金高溫力學(xué)性能。但當(dāng)Cu含量較高 時,容易形成微孔,這些微孔在拉伸過程中會成為微裂紋的產(chǎn)生源頭,因此隨著Cu含量的增 加,合金的塑性和韌性以及鑄造性能不斷下降,所以Cu的添加量需要謹(jǐn)慎控制,一般為1~ 4wt.%。典型的Al-Si-Cu鑄造合金有美國的319合金和A380合金等。Mg是該系合金中另一種 重要的強(qiáng)化元素,Mg和Si在鑄態(tài)下可以形成網(wǎng)絡(luò)狀Mg 2Si析出相,經(jīng)熱處理后,Mg2Si會以中 間過渡相彌散分布在基體上,可以有效提高合金的室溫力學(xué)性能,但Mg 2Si相在高溫下不穩(wěn) 定,工作環(huán)境溫度在185°C以上時會向平衡相轉(zhuǎn)變并顯著長大,降低合金的力學(xué)性能。隨著 Mg含量的增加,合金的強(qiáng)度提高,但延伸率卻發(fā)生相應(yīng)地降低。國內(nèi)有報道指出,高的Mg含 量會顯著降低近共晶Al-Si合金的塑性。Caceres et al.研究表明,A357合金中高的Mg添加 量會在合金組織中形成粗大的富Fe的π相(Al9FeMg 3Si5),降低合金的塑性。在Al-Si系鑄造 鋁合金中,Mg的添加量取決于Si含量的多少,一般,Si含量越高,Mg的添加量相應(yīng)地就越低。
[0004] 目前,亞共晶類Al-Si-Cu-Mg合金是Al-Si系耐熱鋁合金中應(yīng)用較為廣泛的一類合 金,典型例子是A380和ZL702兩個牌號,其化學(xué)成分見表1。主要是利用可熱處理強(qiáng)化的富銅 相( 9、W相等)作為主要的耐熱相。這類合金中都含有少量的Mn,是用來中和Fe的有害作用。 在這類合金中添加 Ni,可形成富Ni相,可輔助改善耐熱性。ZL702A是在ZL702基礎(chǔ)之上降低 Si和Mg含量形成另一種耐熱鋁合金。
[0005] 表1典型的Al-Si-Cu系耐熱合金的化學(xué)成分
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[0007] 從發(fā)動機(jī)用耐熱鋁合金的研究現(xiàn)狀來看,以Al-(6-10wt%)Si-(l-4Wt%)Cu為基 礎(chǔ)合金,調(diào)整Si、Cu和Mg含量保證合金具有良好的鑄造性能和耐熱強(qiáng)度,經(jīng)多元合金化方式 少量添加附、11、21'、0、1^甚至?6,微量添加13、!1;1;\他、13、0、]\1〇等形成少量的復(fù)雜金屬間化 合物以改善耐熱性能。但這種思路并不能滿足高功率密度發(fā)動機(jī)對鋁合金耐熱性的要求, 因為存在兩個方面的局限性。一方面:合金中含有高量的Cu且Si含量偏低,鑄造性能較差, 特別是熱裂傾向嚴(yán)重,不能為高服役溫度(300°C以上)提供可靠性組織致密性保證;另一方 面是合金的耐熱強(qiáng)度主要依賴CuA1 2相,但該耐熱相結(jié)構(gòu)相對簡單,更高溫度下的熱穩(wěn)定性 較差,A380和ZL702A的典型發(fā)動機(jī)用耐熱鋁合金的高溫抗拉強(qiáng)度在150°C之后顯著下降,就 是因為主要耐熱相CuA1 2在高溫下受應(yīng)力作用快速粗化所致。因此,為了滿足高功率密度發(fā) 動機(jī)對鋁合金高服役溫度下高強(qiáng)度的要求,必須進(jìn)行全新的合金設(shè)計,尋找新的具有優(yōu)異 熱穩(wěn)定性的復(fù)雜金屬間化合物作為主要的耐熱相。
【發(fā)明內(nèi)容】
[0008] 本發(fā)明的目的是克服已有技術(shù)的缺點,提供一種鑄造耐熱鋁合金及其制備工藝。
[0009] 本發(fā)明所述的一種鑄造耐熱鋁合金,由鋁、硅、銅、錳、鍶組成,按重量百分比計, 硅10.0-13.0%,銅3.0-4.5%,錳0.8-2.5 %,鍶0.02-0.03%,鋁為余量,合金鑄態(tài)下組織特 征為:初生富猛相A1 i5Mn3Si2、△115厘113 312+〇_厶1+3;[二相共晶體、厶1151113 312+0_厶1+31 + 9 (CuA12)四相共晶體,富錳相Al15Mn3Si 2體積分?jǐn)?shù)為2.2-6.9%。
[0010] 本發(fā)明所述的耐熱鋁合金的制備工藝,包括以下步驟:
[0011] 第一步:將鋁硅中間合金、紫銅、鋁錳中間合金和結(jié)晶硅塊加熱熔化,形成硅元素 的質(zhì)量百分比在10.0~13.0%之間、銅元素的質(zhì)量百分比在3.0~4.5%、錳元素的質(zhì)量百 分比在0.8~2.5 %之間的合金熔體;
[0012] 第二步:將合金熔體加熱至710~730°C時加入熔體質(zhì)量0.06%的六氯乙烷進(jìn)行精 煉,靜置10分鐘后,加入Al、Sr質(zhì)量比為9:1的Al-Sr中間合金進(jìn)行變質(zhì)處理,保溫30分鐘,進(jìn) 行化學(xué)成分測定,使得加入Al-Sr中間合金后的合金熔體中鍶Sr的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)含量為0.02-0.03% ;
[0013]第三步:隨后進(jìn)行真空靜置30-60分鐘,再加熱至710~730°C后澆入到金屬模具 中,凝固并在合金中形成初生富錳相Al15Mn3Si2、Al15Mn 3Si2+a-Al + Si的三相共晶體及 Al15Mn3Si2+a-Al + Si + 0(CuAl2)的四相共晶體,最終得到含有初生富錳相Al15Mn3Si2、 八1151\ /[1133丨2+(1-41+3;[的二相共晶體及4115]/[1133丨2+ (1-41+3丨+9((^12)的四相共晶體的耐熱錯 合金鑄
[0014] 本發(fā)明的有益效果:
[0015] 這種耐熱鋁合金材料是以傳統(tǒng)的低成本鑄造系鋁硅合金作為基本合金,通過添加 微量Sr進(jìn)行變質(zhì)處理、添加 Cu、Mn形成一種耐熱性更加好的富錳相作為主要耐熱相來制備 本發(fā)明中的合金。與亞共晶類Al-Si-Cu-Mg合金相比,本合金具有更高的耐熱溫度、鑄造性 能優(yōu)異,熱裂傾向小,能達(dá)到預(yù)期效果。本發(fā)明將Μη添加到Al-Si系鑄造合金中,一部分會固 溶至α-Al中起固溶強(qiáng)化作用,另一部分Μη和其它合金元素共同形成富錳強(qiáng)化相。從合金化 提高耐熱性來看,本發(fā)明合金在含鐵量相對較低(小于〇.2wt. % )的情況下,添加 Cu和價格 更加便宜的Μη,形成一種新型的富錳相(Al15Mn3Si2)作為主要的耐熱相,大大提高了合金的 耐熱溫度。而添加10.0-13.Owt.%的Si又能保證合金具有優(yōu)異的流動性能和低的熱裂傾 向,從而保證了生產(chǎn)實踐中對鑄造性能的要求。
[0016] 1 .本發(fā)明的近共晶鋁硅合金中引入了一種具有優(yōu)良耐熱性能的富錳相 (Al15Mn3Si 2),大大提高了合金的耐熱性。本發(fā)明合金合金鑄態(tài)組織如圖1所示。在本發(fā)明 中,合金凝固獲得共存的三種典型的組織:(1)凝固過程第一階段生成的初生富錳相 Al15Mn3Si2;⑵凝固過程第二階段生成的Al15Mn 3Si2+a-Al+Si的三相共晶體;(3)凝固過程第 三階段生成的Al15Mn 3Si2+a-Al+Si+0(CuAl2)的四相共晶體。本發(fā)明合金鑄態(tài)樣品的XRD結(jié)果 見圖2,表明凝固過程中形成了大量的富錳相(Al 15Mn3Si2)。初生富Μη相的SEM照片和SEM-EDS結(jié)果和共晶富Μη相的TEM-EDS結(jié)果和TEM-SAD結(jié)果見圖3。這些組織表征表明所發(fā)明的合 金在凝固過程形成了大量的富Μη相Al 15Mn3Si2(3525°CX20h固溶后組織如圖4所示,初生富 Μη相形態(tài)未發(fā)生改變(圖4a),而共晶CuA12相的數(shù)量有所減少,且出現(xiàn)了明顯的溶解現(xiàn)象并 轉(zhuǎn)變成顆粒狀,長時間固溶或高溫固溶,殘留的CuA1 2相發(fā)生明顯的粗化(圖4b)。為了更加 清楚直觀地分析本發(fā)明合金在固溶處理過程中富錳相和9(CuA12)相的耐熱性,本發(fā)明采用 顯微壓痕作為位置標(biāo)記(見圖3中"+"處),觀察了同一試樣的同一位置在固溶處理(525ΓΧ 20h)前后組織的變化,結(jié)果如圖5所示:在固溶處理過程中,無論是初生富錳相還是共晶富 錳相,在固溶過程中,其數(shù)量和形態(tài)均未發(fā)生明顯變化,這也就說明本發(fā)明合金中引入的富 錳相Al 15Mn3Si2比目前獲得廣泛應(yīng)用的亞共晶A