高塑性铸造铝合金及其重力铸造制备方法
【技术领域】
[0001] 本发明设及的是一种铸造侣合金及其制备方法，具体是一种高塑性铸造侣合金及 其重力铸造制备方法，属于金属材料类及冶金领域。
【背景技术】
[0002] 铸造侣合金作为传统的金属材料，因其密度小、比强度高等特点，广泛应用于航 空、航天、汽车、机械等行业。随着现代工业及铸造新技术的发展，对铸造侣合金，如具有高 强度、高塑性、优良的耐磨性和耐腐蚀性的铸造侣合金，需求量越来越大。经过几十年的发 展，高强度侣合金已形成完整系列，性能趋于稳定，生产方法日趋完善，成为材料领域中不 可或缺的合金体系。但目前高强度铸造侣合金的塑性较低，一般不能承受较大的变形量，从 而使其应用受到较大的限制。许多需要高塑性的重要部件多采用变形侣合金制造。然而变 形侣合金虽然具有理想的高塑性，但其加工过程对设备和工装模具要求高，工序多，因此生 产周期长，成本很高。相比之下，铸造侣合金具有价格低廉，铸件组织各向同性，容易生产形 状复杂的零件，既可W单件生产也可W大批量生产等许多优点。因此，开发能够代替部分 变形侣合金并具有高塑性的铸造侣合金，规范其铸造成型工艺，缩短生产周期，降低制造成 本，成为该领域目前的发展趋势。
[0003] 中国专利CN85102364AA公布了一种娃铺蹄系高塑性铸造侣合金，其成分含量为 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 为A1，延伸率为16%左右。但是，该合金在提高塑性的同时，合金强度剧烈下降，其性能也 不能满足目前工业生产的需要。在中国专利CN101248200A中，公布了一种铸造侣合金，其 成分含量为 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，余量为Al。该合金铸造状态时延伸率为13%，T6热处理后，延伸率仅为5%， 远远达不到高塑性铸造侣合金铸件的应用需求。另外，由于合金中Si量较低，组织中共晶 体量较少，使得合金成形温度较高、吸气倾向较大，存在难W避免的气孔、缩孔和缩松等铸 造缺陷，难W获得高致密铸件，因而成型性（铸造性能）较差。在中国专利CN103305730A 中，公布了一种新型M-Si-Mg-化-Sr铸造合金，其成分含量为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%，余量为 Al。该合金的铸态抗拉强度在245~275MPa之间，延伸率在5~8%之间。但是，该Al-Si 系合金中添加的化元素会增大合金的热裂和腐蚀倾向，降低铸造性能，因此限制了该合金 在工业中的应用范围。
【发明内容】
[0004] 本发明针对现有技术存在的铸造侣合金塑性普遍偏低并且没有考虑到侣合金的 铸造性能的不足，在不降低合金强度和铸造性能的基础上，提供了一种高塑性铸造侣合金 及其重力铸造制备方法，通过选择合适的成分参数W及调整相应的热处理工艺，从而制备 出具有优异延伸率的铸造侣合金。
[0005] 本发明的目的是通过W下技术方案实现的：
[0006] 第一方面，本发明提供一种高塑性铸造侣合金，包括成分及其重量含量为；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，余量为 A1。
[0007] 优选地，所述RE为Gd、Y、Nd、Sm、Er、孔、La中的一种或几种。
[000引优选地，所述RE为Gd、化或孔中的一种或几种时，RE的重量含量为0. 05~1. 0%; 所述RE为Y、化I、Sm或La中的一种或几种，RE的重量含量为0. 05~0. 6%。
[0009] 优选地，所述P的重量含量为0. 05~0. 60化pm。
[0010] 优选地，所述高塑性铸造侣合金中的Si、Mg、Mn、Ti、RE、Fe、P、Sr、Al来自工业纯 侣、结晶娃、工业纯儀、Al-Mn中间合金、稀±中间合金、A^Sr中间合金、A1-P中间合金和 A^Ti-B中间合金。
[0011] 第二方面，本发明提供一种所述高塑性铸造侣合金的重力铸造制备方法，所述制 备方法包括W下步骤：
[0012] 第一步，烙炼合金，获得侣合金烙体；
[0013] 第二步，对所述侣合金烙体进行重力铸造，获得侣合金铸件：
[0014] 第=步，将所述侣合金铸件依次进行固溶处理和时效处理，即得所述高塑性铸造 侣合金。
[0015] 优选地，第一步中，所述烙炼合金的具体步骤如下：
[0016] (1)将工业纯侣、结晶娃、工业纯儀、Al-Mn中间合金、稀±中间合金、A^Sr中间合 金、A1-P中间合金和M-Ti-B中间合金预热至100~200°C，保温2小时W上；
[0017] (2)烙炼A1、Si ;预热烙炼器具至400~500°C，在其底部加入结晶娃，在结晶娃上 面覆盖所需工业纯侣总重量的40%~80%的工业纯侣，升温至工业纯侣的烙点，得侣液； 结晶娃在所述侣液的包裹下烙化，烙化后反复揽拌，再加入余下的工业纯侣；
[00化]做加Mn、RE ;在720~740°C条件下，向步骤似所得烙液中加入Al-Mn中间合 金、稀±中间合金；
[0019] (4)加Sr、P ;在730~750°C条件下，向步骤做所得烙液中加入Al-Sr中间合金 和A1-P中间合金，静置15~30分钟后揽拌3~5分钟，使其充分烙化；
[0020] 妨加Ti ;在710~730°C条件下，向步骤（4)所得烙液中加入M-Ti-B中间合金， 揽拌，静置3~5分钟；
[002U 做加Mg ;在700~720°C条件下，向步骤妨所得烙液中加入工业纯儀，充分烙 化；
[0022] (7)精炼；在710~740°C条件下，向步骤（6)所得烙液中加入精炼剂，精炼10~ 20分钟，静置15~40分钟，冷却至680~700°C，撇去表面浮渣，即得侣合金烙体。
[0023] 优选地，步骤（1)中，所述预热具体采用烘箱。
[0024] 优选地，步骤（2)中，所述烙炼器具具体为相蜗；工业纯侣的烙点在68(TC左右；所 述揽拌具体采用石墨椿。
[0025] 优选地，步骤（7)中，所述精炼剂是常规的含钢盐、钟盐、氣盐等无机盐的侣合金 精炼剂或六氯己烧（C2C16)，其用量小于等于所述高塑性铸造侣合金重量的5%。
[0026] 优选地，第二步中，所述重力铸造中侣合金烙体诱注温度为680~700°C，铸件模 具温度为200~300 °C。
[0027] 优选地，第S步中，所述固溶处理是指在480~540°C的环境下固溶4~18小时。 [002引优选地，第=步中，所述的冷却处理是指按照常规的炉冷、空冷或水泽方式进行冷 却；
[0029] 优选地，第S步中，所述时效处理是指在170~250°C的环境下进行10~40小时。
[0030] 我们的研究发现，当稀±加入量不同时，稀±在侣合金中主要W =种形式存在；固 溶在基体中，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±-方面起到有限固溶强化，提高强度的作用，另一方面稀±元素化学 活性极强，可W在长大的晶粒界面上选择性吸附，阻碍晶粒的生长，细化晶粒，提高合金的 力学性能，尤其是塑性。当进一步增加稀±的含量时，稀±与A1、Mg、Si等元素形成的金属 间化合物弥散分布于基体中，使合金断裂过程中裂纹萌生位置与扩展途径发生改变，提高 合金的塑性。稀±元素的加入也可W改善铸造侣合金的铸造性能，该是因为化是侣合金中 有害的杂质，大多数含铁相的结晶组织都十分粗大，直接影响合金的机械性能，降低合金的 流动性和塑性，增加组织不均匀性，添加稀±，则可W改变铁相的存在形态，提高合金的铸 造性能及其塑性。另外，P和Sr对初晶Si和共晶Si的变质可W有效的提高合金的塑性。
[0031] 与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：