降低Fe中间相危害及其高力学性能含钪、锆的A356铸造合金的制备方法
【专利摘要】本发明涉及一种降低Fe中间相危害及其高力学性能含钪、锆的A356铸造合金的制备方法，根据A356铸造合金的成分和质量百分含量，取商业A356合金锭、Al?Ti中间合金锭、Al?Sc中间合金锭和Al?Zr中间合金锭，熔炼合金，浇铸成铸锭；将所得到的铸锭加工成的铸板；将所得到的铸板固溶处理；将固溶后的铝板在0?5℃水中淬火10?30s，然后30s内立即在155?165℃时效处理8?10h，最后空冷即得到高力学性能A356铸造合金。所制A356铸造合金中的针片状含Fe金属间化合物基本消失，晶粒成花瓣状晶，得到了细化作用，抗拉强度从271MPa提升到298MPa，延伸率从0.3％提升到8.4％。
【专利说明】
降低Fe中间相危害及其高力学性能含钪、锆的A356铸造合金的制备方法
技术领域
[0001]本发明涉及一种降低Fe中间相危害及其高力学性能含钪、锆的A356铸造合金的制备方法，属于有色金属材料技术领域。
【背景技术】
[0002]由于铝合金具有质轻，强度高等优点，一直被运用于飞机，建筑，汽车及生活中的各个领域。特别是作为铸造合金的A356铸造合金，由于其流动性优异，所以适合做结构比较复杂的结构零件。然后再经过固溶时效处理，即可生产具有更好力学性能的铸造铝合金。
[0003]Al-S1-Mg铸造合金的主要强化机理是时效强化，该铸造合金时效过程中析出相的顺序通常认为:a(SSS-过饱和固溶体)—GP或GP-1区—β”相(GP-1I) —β’相，S卩:固溶处理过程中形成过饱和固溶体，时效过程中先析出富积Mg和Si的原子团，原子团的慢慢长大形成GP区，然后随着时效时间的延长GP区长大成介稳相-β”相，即铸造铝合金中主要的强化相。但是随着科技的发展，现今对结构零件的力学性能要求越来越高，也就是对生产结构零件的铸造铝合金的力学性能要求变得更高。
[0004]铁(Fe)作为Α356铝合金中的有害元素，在凝固过程中，会和Al及Si反应生成针片状的β铁相，这种片状结构会是合金断裂机制发生变化，从而使合金力学性能受到很大的影响。因此Fe元素对Al-S1-Mg具有很大的有害作用，但是Fe是铝合金中不可避免的一种杂质元素，是不可避免的，因此只能通过改变含Fe金属间化合物的微观结构，才能提高铸造合金的力学性能。
[0005]通常商业上通过添加合金元素来改变含Fe金属间化合物的形貌，使铁相从针片状(α)变成鱼骨状，汉子状(β)，从而提高铸造合金的性能。Shouxun Ji等人(Effect of ironon the microstructure and mechanical property of Al-Mg-S1-Mn and Al-Mg-Sidiecast alloys ,Materials Science and Engineering:A，564(2013)130_139)已经发现通过添加Mn可以改变含Fe金属间化合物的结构，从而改变其力学性能。除此之外，Sc和Zr作为铸造铝合金的一种细化剂，其不断可以细化晶粒，而且可以改变含Fe金属间化合物的微观结构。Ussadawut Patakham等人(Effects of iron on intermetallic compound forma Zr on in scandium modified Al-S1-Mg Alloys,J.Alloys Compd.,616(2014)198-207)也发现Sc可以改变含Fe金属间化合物的结构，提高性能Jc和Zr的添加对不含Fe的A356的性能也无不利影响。
[0006]虽然Sc在改变含Fe中间相有很大的益处，但是由于Al-Sc合金在凝固过程中发生的是共晶反应，从而使Sc含量必须超过0.55%才有很好的作用。复合添加Sc和Zr后，Sc的固溶度会降低，从而是Sc有利析出和Fe，Al及Si反应，从而使其减小Fe中间相有更好的效果。因此，本发明通过复合添加Sc和Zr改变Al-S1-Mg中的含Fe金属间化合物，主要针对了抗拉强度和延伸率两种力学性能进行了研究，发现这两种性能得到很大改善。发明可以一种降低β铁相的危害的方法及其高力学性能含钪、锆的A356铸造合金的制备方法，并将其运用于商业生产，从而满足现今的工业运用
【发明内容】
[0007]本发明的目的在于提供一种降低β铁相的危害的方法，并发现这种合金的高力学性能得到了很大程度的提升，即:抗拉强度和延伸率同时提升。本发明还提供其含钪、锆的Α356铸造合金的制备方法。
[0008]为了实现上述目的，本发明所采用的技术方案如下:
[0009]—种降低Fe中间相危害及其高力学性能含钪、锆的Α356铸造合金的制备方法，步骤如下:
[0010](I)根据Α356铸造合金的成分和质量百分含量，取商业Α356合金锭、Al-Ti中间合金锭、Al-Sc中间合金锭和Al-Zr中间合金锭，熔炼合金，浇铸成铸锭；
[0011](2)将所得到的铸锭加工成的铸板；
[0012](3)将所得到的铸板固溶处理；
[0013](4)将固溶后的铝板在0_5°C水中淬火10-30s，然后30s内进行时效处理，时效处理温度为155-165°C，时间为8-10h，最后空冷即得到高力学性能A356铸造合金。
[0014]本发明得到高力学性能A356铸造合金成分和质量百分含量为，硅:6.5-6.8%，镁:
0.3-0.4%，铁:彡0.2%，钛:0.1-0.15%，钪:0.15-0.35%，锆:0.10-0.25%，余量为铝。
[0015]所述步骤(I)中采用电磁感应熔炼方法熔炼合金。
[0016]所述步骤(I)中熔炼温度控制在700_750°C，且在真空环境下浇铸成铸锭。
[0017]所述步骤(3)固溶处理温度为527-537 V。
[0018]所述步骤(3)固溶处理时间为4_6h。
[0019]本发明的优点:制备方法简单，所制A356铸造合金中的针片状含Fe金属间化合物基本消失，晶粒也从柱状晶变成花瓣状晶，得到了细化作用。和对比例1(商业A356)相比，抗拉强度和延伸率得到了很大的提升，抗拉强度最大从27 IMPa提升到298MPa，延伸率最大从
0.3%提升到8.4%。
【附图说明】
[0020]图1为本发明实施例1所制得的含钪、锆的A356铸造合金铸态的金相组织照片(在图中发现树枝晶消失，因此晶粒发生了细化，而且在图中没见到针片状含Fe金属间化合物的存在，表明Sc和Zr的添加使针片状的Fe金属间化合物消失)。
[0021 ]图2为本发明实施例1所制得的含钪、锆的A356铸造合金在T6态合金断口图(断口处没有含Fe金属间化合物的存在，改变了断裂模式，提升了力学性能)。
[0022]图3为本发明对比例I所制得的A356合金铸态的组织SEM照片(图中白色针片状结构就是含Fe金属间化合物，其实导致A356脆性断裂的主要原因)。
[0023]图4为本发明实施例1所制得的T6态A356合金断口图(在端口的边缘，可以见到残留的针片状含Fe金属间化合物，材料的断裂主要是该针片状含Fe金属间化合物和Al基体之间发生剥离)。
【具体实施方式】
[0024]下面结合实施例进一步说明本发明，并不限制本发明。
[0025]实施例1、2、3和比较例I所采用的原材为:商业A356合金锭、Al-lOwt.%Ti中间合金锭、Al-2wt.% Sc中间合金锭和Al-5wt.% Zr中间合金锭，但是并不限制本发明(任何保证含钪、锆的A356铸造合金的成分的原材都可以使用(商业A356合金锭、Al-Ti中间合金锭、Al-Sc中间合金锭和Al -Zr中间合金锭)，该合金成分为硅:6.5_6.8 %，镁:0.3-0.4 %，铁:<
0.2%，钛:0.1-0.15%，钪:0.15-0.35%，锆:0.10-0.25%，余量为铝。此外实施例和比较例中合金的总质量为10kg，是根据磨具的大小决定，在保证添加原料的质量比的原则下，并不限于其它模具。
[0026]实施例1
[0027]制备101^的铸造合金，以商业4356合金锭(8.60)31-2#.%3(:中间合金锭(0.95kgWPAl-5wt.% Zr中间合金锭(0.45kg)采用电磁感应熔炼方法熔炼合金，熔炼温度控制在700-750°C，且在真空环境下浇铸成铸锭。
[0028](2)将所得到的铸锭加工成200*100*20mm3的铸板。本实施例制得的合金经电感耦合等离子光谱(ICP)测试，其化学成分(单位为重量百分比)为:硅(Si):6.59%，镁(Mg):
0.36%，铁(Fe):0.014%，钛(Ti):0.12%，钪(Sc):0.19%，锆(Zr):0.22%，余量为铝(Al);合金金相组织如图1所示，其晶粒基本为从商业A356的树枝状晶变成瓣状晶粒。
[0029](3)将步骤(2)所得到的铸板在527-537 V固溶处理4_6h ；
[0030 ] (4)将固溶后的铝板在0-5 °C水中淬火10-30 s，然后30 s内进行时效处理，时效处理温度为155-165°C，时间为8-10h，最后空冷即得到含钪、锆的A356铸造合金。
[0031 ] (5)将(4)中得到的试样制备成拉伸试样;本实例制得的T6态含钪、锆的A356铸造合金的抗拉强度为298Mpa，延伸率为8.4%。如图2所示，在晶粒内部和材料断裂表面没有片状的针片状的含Fe金属间化合物存在，如此可见Sc和Zr的添加改变了含Fe金属间化合物，使针片状的含Fe金属间化合物消失，从而影响了材料断裂的机制，提升了材料的力学性能。
[0032]实施例2
[0033](I)制备1kg的铸造合金，以商业A356合金锭(8.80)、Al-2wt.%Sc中间合金锭(1.0Okg)和Al-5wt.% Zr中间合金锭(0.23kg)采用电磁感应熔炼方法熔炼合金，熔炼温度控制在700-750°C，且在真空环境下浇铸成铸锭。
[0034](2)将所得到的铸锭加工成200*100*20mm3的铸板。本实施例制得的合金经电感耦合等离子光谱(ICP)测试，其化学成分(单位为重量百分比)为:硅(Si):6.71%，镁(Mg):
0.37%，铁(Fe):0.12%，钛(Ti):0.14%，钪(Sc):0.20%，锆(Zr):0.11%余量为铝(Al);
[0035](3)将步骤(2)所得到的铸板进行固溶处理4-6h，固溶温度为527-537Γ。
[0036](4)将固溶后的铝板在0_5°C水中淬火10-30s，然后30s内进行时效处理，时效处理温度为155-165°C，时间为8-10h，最后空冷即得到高强度含钪、锆的A356铸造合金。
[0037](5)将(4)中得到的试样制备成拉伸试样，本实例制得的T6态含钪、锆的A356铸造合金的抗拉强度为为374Mpa，延伸率为2.3%。
[0038]实施例3
[0039]制备1kg的铸造合金，以以商业A356合金锭(8.00kg)、Al-2wt.%Sc中间合金锭(1.75kg)和Al-5wt.% Zr中间合金锭(0.30kg)，采用电磁感应熔炼方法熔炼合金，熔炼温度控制在700-750°C，且在真空环境下浇铸成铸锭。
[0040](2)将所得到的铸锭加工成200*100*20mm3的铸板。本实施例制得的合金经电感耦合等离子光谱(ICP)测试，其化学成分(单位为重量百分比)为:硅(Si):6.53%，镁(Mg):
0.68%，铁(Fe):0.037%，钛(Ti):0.13%，钪(Sc):0.35%，，锆(Zr):0.15%余量为铝(Al);[0041 ] (3)将步骤(2)所得到的铸板在527-537°C固溶处理4-6h;
[0042 ] (4)将固溶后的铝板在0-5 °C水中淬火10-30 s，然后30 s内进行时效处理，时效处理温度为155-165°C，时间为8-10h，最后空冷即得到含钪、锆的A356铸造合金。
[0043](5)将(4)中得到的试样制备成拉伸试样，本实例制得的T6态含钪、锆的A356铸造合金的抗拉强度为278Mpa，延伸率为4.3%。
[0044]比较例I
[0045]本发明以传统商业的A356铸造合金做比较例，为了研究并具体说明Sc和Zr对合金力学性能的影响因素，具体步骤和性能如下:
[0046](I)采用电磁感应熔炼方法熔炼1kg的A356合金，熔炼温度控制在700-750°C，且在真空环境下浇铸成铸锭。图3为合金铸态SEM图，如图可见有大量的针片状含Fe金属间化合物产生(白色针状结构)。
[0047](2)将所得到的铸锭加工成200*100*20mm3的铸板。本实施例制得的合金经电感耦合等离子光谱(ICP)测试，其化学成分(单位为重量百分比)为:硅(Si):6.75%，镁(Mg):
0.35%，铁(Fe):0.011 %，钛(Ti):0.13%，余量为铝(Al);
[0048](3)将步骤(2)所得到的铸板在527-537°C固溶处理4-6h;
[0049 ] (4)将固溶后的铝板在0-5 °C水中淬火10-30 s，然后30 s内进行时效处理，时效处理温度为155-165°C，时间为8-10h，最后空冷即得到A356铸造合金。
[0050] (5)将(4)中得到的试样制备成拉伸试样，本实例制得的T6态A356铸造合金的抗拉强度为271Mpa，延伸率为0.30 %。图4为合金断裂表面，可以发现断口边缘存在针片状含Fe金属间化合物，因此材料的断裂主要是针片状含Fe金属间化合物和Al基体之间发生剥离。简而言之，含Fe金属间化合物存在会不利于合金力学性能。通过添加Sc和Zr可以明显改变合金微观组织，是其力学性能的到提升，特别是延伸率。
【主权项】
1.一种降低Fe中间相危害及其高力学性能含钪、锆的A356铸造合金的制备方法，其特征是步骤如下: (1)根据A356铸造合金的成分和质量百分含量，取商业A356合金锭、Al-Ti中间合金锭、Al-Sc中间合金锭和Al-Zr中间合金锭，熔炼合金，浇铸成铸锭； (2)将所得到的铸锭加工成的铸板； (3)将所得到的铸板固溶处理； (4)将固溶后的铝板在0-5°C水中淬火10-30s，然后30s内进行时效处理，时效处理温度为155-165°C，时间为8-10h，最后空冷即得到高力学性能A356铸造合金。2.如权利要求1所述的方法，其特征是得到高力学性能A356铸造合金成分和质量百分含量为，硅:6.5-6.8%，镁:0.3-0.4%，铁:彡0.2%，钛:0.1-0.15%，钪:0.15-0.35%，锆:0.10-0.25%，余量为铝。3.如权利要求1所述的方法，其特征是所述步骤(I)中采用电磁感应熔炼方法熔炼合金。4.如权利要求3所述的方法，其特征是所述步骤(I)中熔炼温度控制在700-750°C，且在真空环境下浇铸成铸锭。5.如权利要求1所述的方法，其特征是所述步骤(3)固溶处理温度为527-537Γ。6.如权利要求1所述的方法，其特征是所述步骤(3)固溶处理时间为4-6h。
【文档编号】C22F1/043GK105886854SQ201610408918
【公开日】2016年8月24日
【申请日】2016年6月8日
【发明人】赵乃勤, 沈小岑, 师春生, 刘恩佐, 何春年
【申请人】天津大学