一种高强铸造铝合金及制备方法
技术领域
本发明适合于一种高强铸造铝铜合金成分。
背景技术
近年来，随着经济的发展，大众对家庭中汽车的要求更加普遍化，私有化，新能源汽车在国内发展中逐渐提上日程。在材料选择层面上，以铝代钢，实现汽车的轻量化可以大大降低汽车的能耗，实现减排，环保的要求。汽车结构件作为汽车的骨架和受力部分，起着支撑和保护的作用，对汽车的安全性能和寿命有着重大的影响。
铝铜合金作为2牌号系列比较成熟的合金，是一种航空航天的常用合金，由于其密度小，强度大，导电导热性好的优点，一直备受各行各业的青睐，是一种十分有前景和开发潜力的合金。
发明内容
本发明的目的是提供一种高强铸造铝合金，该合金适用于重力铸造、倾转铸造、流变铸造方法。本发明中选用倾转铸造，可降低气孔一类的铸造缺陷，进而获得优质的坯锭。
由于铝铜合金的结晶温度宽，导致铸造性能和流动性不好，常常加入其他元素对合金的性能加以改善，本发明中加入了一定比例的硅和锰。硅元素用于改善该种合金的流动性和铸造性能，实验表明，硅元素的加入可以大幅度的提高合金的流动性，但硅元素增加再度增加时，流动性提高不再明显。锰的作用主要是中和杂质铁。铁是铝合金中的有害元素，锰元素的加入可以使得铁形成的微观组织的形貌发生改变，从而使得铁从有害相变成无害相。
整个制备过程不再使用传统的重力铸造，而改用倾转铸造，在铸造成型过程中，合金液体基本处于平稳状态，这样可以最小程度的对合金液体造成扰动，从而降低合金中卷入空气中的气体，避免气孔的出现。倾转铸造压头相比于重力铸造较大，可进一步的减少缩孔等缺陷。
本发明是通过以下技术方案实现的。
本发明所述的一种高强铸造铝合金，按质量百分比，由以下合金元素组成：铜：4.0-5.5%，硅：0.2-3.0%，锰：0. 05-1.0%，杂质铁：≤0.1%，余为铝。
本发明成分除铝铜两种合金元素外，还添加了硅、锰，并避免了杂质铁的危害。硅主要起增强流动性，抗热裂，增加铸造性能的作用，同时起到增加抗拉强度的作用；硅元素不宜增加过多，否则会导致合金韧性降低，延伸率下降；锰元素可以中和原料中不可避免的铁带来的害处，同时对硅相的长大起到一定的抑制作用。
现就各元素来源做进一步说明。合金成品的铝元素来自于四个方面：1、纯铝锭（纯度>99.9%）；2、Al-10Si（90%铝，10%硅）中间合金中的铝成分；3、Al-10Mn（90%铝，10%锰）中间合金中的铝成分；4、合金制备过程中所用到用来包裹小块原料以及金属精炼剂的铝箔。合金成品中硅元素的来源：Al-10Si中的硅元素。合金成品中锰元素的来源：Al-10Mn中的锰元素。合金成品中铜元素的来源：纯铜块体。
本发明所述的一种高强铸造铝合金的制备方法，按如下步骤：
（1）加入部分纯铝，720-750℃进行熔炼。熔炼温度不宜过高或过低。以当温度过高时，合金的短时间内烧损现象严重，而温度过低时，由于熔炼时间过长，氧化严重亦会比较严重，同时工作效率较低，且熔炼时间过长。兼顾熔炼工作效率及避免氧化两个方面，熔炼温度控制在720-750℃之间。
（2）加入Al-10Mn、Al-10Si中间合金块体和纯铝。先后分别加入大块的Al-10Mn、Al-10Si中间合金块体，再加入纯铝块体，加料过程中确保所有原料浸没在铝液中，若再行加入，原料就会暴露在空气中，即停止加入，待本次加入的原料全部熔化后，再继续加入原料，直至所有较大体积的原料全部熔化。加入的纯铝尽可能的用较大体积的块体，Al-10Mn、Al-10Si中间合金块体应使用较大块体（球体的比表面积最小，若有条件可将原料加工成球体，再进行熔炼），而非小碎块，用以减小比表面积。这样可以使得加入的纯铝和Al-10Mn、Al-10Si中间合金同空气的接触面积尽可能的小，避免大量氧化。纯铝和Al-10Mn、Al-10Si中间合金浸没在已熔化的铝液当中，可以使锰、硅两种元素尽可能少的与空气接触，避免氧化。
（3）待步骤（2）加入的大块Al-10Mn，Al-10Si中间合金和纯絽全部熔化后，再将纯铜与称量中较小的、难以个体化单独加入的小碎块Al-10Mn、Al-10Si中间合金用铝箔包在一起加入。利用纯铜较大的密度，使铝箔及其包裹的Al-10Mn、Al-10Si中间合金块体沉入已经熔化的铝液中，防止铝箔包裹的合金漂浮与空气接触。
（4）合金全部熔化后，加入六氯乙烷进行精炼，脱氢，六氯乙烷的加入量按熔体总质量计为0.3-0.8%，优选0.5%，并分两次加入，使得反应更充分，更彻底，起到更好的除渣效果。
（5）实验室条件下，熔炼所用的坩埚为至少可盛装5kg原料的大坩埚，批量生产则越大越好（坩埚越大，除渣效果好），加入六氯乙烷后，即可加入通入氩气进行进一步脱氢，除渣。通气后，合金液体中的浮渣会随着通入的气体漂浮在合金液体的表面，扒去浮渣后，将大坩埚中的合金液体转移到铸造用小坩埚中，小坩埚使用前，在炉中预热至720℃，防止出现合金液冷凝过快。将小坩埚固定在倾转铸造的设备上，与倾转铸造的模具配合，利用倾转铸造，得到合金铸锭即可。
（6）将所得的合金铸锭进行热处理，按实验所得，520℃固溶12h+140℃时效12h，所得合金具有最高抗拉强度及最大延伸率。
熔炼过程中，硅、锰以中间合金的方式加入，铜以纯铜的方式加入。由于粉末等比表面积过大，加入过程中氧化变质严重，中间合金的加入要求较大的块体。而由于纯锰、纯硅的熔点过高，为避免低温相过多造成偏析，高温条件下烧损严重等问题，通过观察Al-Mn、Al-Si相图得知，Al-10Mn为较优质合金。Al-Si相图低温相种类少，可不必考虑低温下相种类过多造成的问题，实验表明纯铜可以在720℃左右熔化在铝液当中，并且可以不造成较大烧损，故为避免二次成型带来的成分难以确定及偏析的问题，铜元素直接使用纯铜，不再使用工业生产的Al-20Cu，Al-50Cu等。熔炼过程后期加入六氯乙烷作为金属精炼剂，起到除渣、脱氢的作用。
本发明针对熔炼铸造法设计了该成分合金配方，以该成分合金辅以倾转铸造的成型工艺，即可获得合格的汽车结构件材料。相比于现有方法，该合金最大的优势是合金原料的获得方式容易，原料种类少，成本低，且强度高，属于可热处理合金，具有进一步的挖掘和开发的潜力。并且该合金坯锭的成型方式可以确保合金质量，成型容易。
该合金在铸造过程中先加入纯铝进行熔化，待铝液完全熔化后，加入中间合金及纯铜，使其完全浸没入铝液当中，避免其与空气接触造成氧化等问题。待合金全部熔化后，加入六氯乙烷进行精炼，脱氢，并剥离加入六氯乙烷后产生的氧化渣。后用730℃不熔的石墨碳棒通入氩气，进一步进行除渣。除渣后保温，进行成型。
附图说明
图1为未热处理的合金微观组织图。
图2为仅进行固溶热处理的合金微观组织图，条件为：520℃，保温12h。
图3为固溶后进行时效的合金微观组织图，条件为：520℃，保温12h。结束后淬火，立刻在140℃条件下进行人工时效，时间为12h。
具体实施方式
下面结合附图的合金微观组织图，对成分合金发明的技术方案进行进一步说明，包括但不限于此，凡是对本发明技术方案的合金成分及成型方案进行同等替换，或改进改造，而不脱离本发明合金成分的精神和范围的，均涵盖于本发明的保护范围中。
本实施方式提供了一种合金成分配方。其中的铝、铜为基本组元，硅、锰为添加组元，合金的特点是不加入细化剂，不加入镁元素，仅在铝铜锰硅四组元的条件下进行铸态和热处理态的对比，尽可能的挖掘和开发合金潜力潜能，使其成为在加入细化剂和镁等其他强化剂的基础上开发出最大的力学性能。
各组元的作用：铝铜为该铸造铝铜合金的基本组元，锰、硅用于中和工业纯铝中不可避免的铁的掺入，避免针状富铁相的存在造成害处。硅的加入为降低或避免热裂，提高铸造性能，并起到兼顾提升抗拉强度的作用。由于锰的作用主要是中和杂质铁，因此实际量不宜过多，锰元素量的大小主要根据铝锭的来源进行确定。铝锭品质较差，则适当提高锰含量，若制备铝锭品质较好，纯度很高，则可以降低锰含量至0.1%及以下。按经验预估，锰含量不宜超过1%，本成分配比认为在理想条件下，即原料中铁杂质的量为0的条件下，可以不加入锰元素，但由于现实情况下几乎无法做到这一点，因此将锰元素的量定为0.05-1.0%。
实施例1。
一种高强铸造铝合金，按质量百分比，由以下合金元素组成：铜：5.0%，硅：1.0%，锰：1.0%，杂质铁：≤0.1%，余为铝。
合金的制备方法，按如下步骤。
（1）加入部分纯铝，纯铝在740℃熔化。
（2）先加入大块的Al-10Mn、Al-10Si中间合金块体，然后再加入纯铝块体；纯铝块体应尽可能的用较大体积的，中间合金块体应使用较大体积但较扁平状的，使铝锭更容易将中间合金压在液体当中，避免中间合金漂浮在液体表面与空气接触造成氧化。
（3）将纯铜切成0.5-1cm3见方大小块体，与小碎块的Al-10Mn、Al-Si中间合金用铝箔（计入纯铝质量中）包好放入铝液当中。
（4）合金全部熔化后，加入六氯乙烷进行精炼，脱氢，六氯乙烷的加入量按熔体总质量计为0.5%，并分两次加入，使得反应更充分，更彻底，起到更好的除渣效果。
（5）将原料装入坩埚进行熔炼，再将熔炼好的合金液体通20分钟的氩气，进行进一步的除渣，脱氢。通氩气结束后，将净化后的合金液体从熔炼用的大坩埚转移到倾转铸造所用的小坩埚中，转移过程中使金属液液面尽可能的平稳流动，尽可能避免出现过渡流和湍流，转移后，将盛装金属液体的小坩埚放置在倾转铸造装置上，与相应的模具配合，即可浇铸合金锭。
重力铸造与倾转铸造合金力学性能的比较：重力铸造铸态下合金的抗拉强度可以达到180Mpa，倾转铸造合金抗拉强度可以达到200Mpa。两种铸造方式得到合金的延伸率相差不大，延伸率在5.5%左右。
（6）在520℃下固溶12h，在140℃下时效12h后合金的抗拉强度最高可以达到380Mpa，延伸率可以达到12.5%。
实施例2。
合金制备方式同实施例1，合金成分为铜5.0%，硅：1.0%，锰：0.05%，杂质铁：≤0.1%，余为铝。
重力铸造与倾转铸造合金力学性能的比较：重力铸造铸态下合金的抗拉强度可以达到175Mpa，倾转铸造合金抗拉强度可以达到203Mpa。两种铸造方式得到合金的延伸率相差不大，延伸率在5.8%左右。
在520℃下固溶12h，在140℃下时效12h后合金的抗拉强度最高可以达到388Mpa，延伸率可以达到13.3%。
实施例3。
合金制备方式同实施例1，合金成分为铜5.0%，硅：3.0%，锰：0.3%，杂质铁：≤0.1%，余为铝。
重力铸造与倾转铸造合金力学性能的比较：重力铸造铸态下合金的抗拉强度可以达到188Mpa，倾转铸造合金抗拉强度可以达到205Mpa。两种铸造方式得到合金的延伸率相差不大，延伸率在3.2%左右。
在520℃下固溶12h，在140℃下时效12h后合金的抗拉强度最高可以达到350Mpa，延伸率可以达到9.2%。
实施例4。
合金制备方式同实施例1，合金成分为铜4.6%，硅：1.0%，锰：0.3%，杂质铁：≤0.1%，余为铝。
重力铸造与倾转铸造合金力学性能的比较：重力铸造铸态下合金的抗拉强度可以达到187Mpa，倾转铸造合金抗拉强度可以达到208Mpa。两种铸造方式得到合金的延伸率相差不大，延伸率在6.3%左右。
在520℃下固溶12h，在140℃下时效12h后合金的抗拉强度最高可以达到375Mpa，延伸率可以达到12.7%。
实施例5。
合金制备方式同实施例1，合金成分为铜4.0%，硅：0.2%，锰：0.05%，杂质铁：≤0.1%，余为铝。
重力铸造与倾转铸造合金力学性能的比较：重力铸造铸态下合金的抗拉强度可以达到166Mpa，倾转铸造合金抗拉强度可以达到192Mpa。两种铸造方式得到合金的延伸率相差不大，延伸率在6.7%左右。
在520℃下固溶12h，在140℃下时效12h后合金的抗拉强度最高可以达到355Mpa，延伸率可以达到14.2%。
实施例6。
合金制备方式同实施例1，合金成分为铜5.5%，硅：3.0%，锰：1.0%，杂质铁：≤0.1%，余为铝。
重力铸造与倾转铸造合金力学性能的比较：重力铸造铸态下合金的抗拉强度可以达到189Mpa，倾转铸造合金抗拉强度可以达到215Mpa。两种铸造方式得到合金的延伸率相差不大，延伸率在3.3%左右。
在520℃下固溶12h，在140℃下时效12h后合金的抗拉强度最高可以达到395Mpa，延伸率可以达到11.3%。
上述实施例仅为部分实施例，从本发明所有做过的实验测试整体来看，合金的抗拉强度随硅含量的升高而增强，延伸率随硅含量升高而降低。抗拉强度和延伸率与锰元素没有必然联系，锰元素主要根据铝锭来源而定，最多不宜超过1.0%，建议高纯铝锭维持在0.3%左右，若铝锭品质不好，则适当提高锰含量，可以维持在0.8%左右。铜元素在4.6-5.0%之间合金的力学最理想，当合金名义成分在5.0-5.5%之间时，合金较推荐成分（4.6-5.0%）显出一定的脆性，当合金名义成分在4.0-4.5%之间时，合金比推荐成分稍软，延伸率有所增加。
金相显微镜下合金微观组织在上述范围内变化不大，现举例分析如下。
（1）热处理前，不进行固溶时效，合金的微观组织图，以铝为基体，合金元素为5.0%Cu，0.8%Mn，0Si（图1a，以下简称0Si）及铝为基体，合金元素为5.0%Cu，0.8%Mn，1.0%Si（图1b，以下简称1Si）为例。
如图1合金微观组织图。其中图1a中未加入硅元素，图1b中加入了1%的硅元素。可以在图中明显观察到，合金微观组织的晶界处多了碎玻璃状组织，合金的前后成分仅是硅不同，据此可知，硅富集在晶界处，对合金的孔隙起到了一定的填充作用，增加了抗拉强度，也即含有硅元素的合金（附图仅以1Si合金为例说明，硅含量在本发明所声明的范围内，组织图基本一致）具有更高的力学性能。电子显微镜下，可观察到，相比于0Si中白色亮斑状的组织，1Si中白色亮斑基本消失，转而变为网状组织，尤其使得对合金性能影响较大的杂质铁形成的β-AlnFe，形成对合金影响较小的α-Al（Mn，Fe）Si，从而提高合金的力学性能。图1c，1d分别为0Si及1Si合金电镜组织图。由此判定，加入硅元素后的合金具有更高的开发潜力。
（2）对铝为基体，合金元素为5.0%Cu、0.8%Mn、1.0%Si的合金为例，对该合金仅进行固溶处理和固溶处理后时效合金试样微观组织图，分别如图2a、2b所示。
图2a为合金进行了固溶热处理但未进行时效的微观组织，可以观察到图1b中的晶界已经消失，合金已基本形成一整体。由于合金晶界消失，故该合金不再适用于加入晶粒细化剂。但可以看到组织中河流状斑纹和基体相间分布，时效过后，如图2b所示，微观组织的布局基本相同，但白色微观组织的分布更均匀化，单一组织更加细小。合金的强度得到了进一步的提高。
（3）以合金成分为铝基体，合金元素为5.0%Cu、0.8%Mn、1.0%Si的合金为例，铸态下和固溶+时效的试样的拉伸断口图，如图3a为铸态合金未进行热处理的拉伸断口形貌图，图3b为520℃固溶12h+140℃时效12h的拉伸断口形貌图。
由图3a，可以观察到未进行热处理的合金，拉伸断口可以看到完整的晶粒和层状的撕裂棱等结构，由此可以判定，合金的断裂机理以沿晶断裂为主（脆性断裂），合金的延伸率和抗拉强度很差。图3b中不再能看到完整的小晶粒和层状的撕裂棱，而是以蜂窝状的韧窝为主，可见热处理后合金以韧性断裂为主。由于晶界消失，合金不再发生以脆性断裂为主的情形，提高了合金的性能。
