專利名稱：：一種發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)體用高強(qiáng)度鑄造鋁硅合金及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明屬于金屬材料領(lǐng)域，涉及一種發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)體用高強(qiáng)度鑄造鋁硅合金及其制備方法，特別是該合金在其成分范圍內(nèi)所對(duì)應(yīng)的熔煉及熱處理工藝。
背景技術(shù)：
：發(fā)動(dòng)機(jī)工作時(shí)，機(jī)體持續(xù)承受拉、壓、彎、扭等復(fù)雜的機(jī)械載荷；氣缸壁與燃燒室中高溫燃?xì)庵苯咏佑|，長(zhǎng)時(shí)間承受較高的熱載荷。為了滿足惡劣的工作環(huán)境對(duì)材料的要求，制備機(jī)體所用的合金應(yīng)該具有足夠的強(qiáng)度和剛度，并且具有良好的耐磨和抗腐蝕性能。在減輕車重，提速節(jié)能的行業(yè)背景下，鑄造鋁合金機(jī)體在發(fā)動(dòng)機(jī)上的應(yīng)用越來(lái)越普遍。常用發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)體鑄造鋁合金有AA319，AA356，AC4B，ZL101，ZL107等牌號(hào)。這類合金的特點(diǎn)是具有中等強(qiáng)度性能，制造成本較低，適合商業(yè)化生產(chǎn)，但是用這類合金制備氣缸體時(shí)，都需要用汽缸襯筒或進(jìn)行表面處理來(lái)滿足機(jī)體工作中所需的耐磨損性能。襯筒放置在鑄模中或插入機(jī)加工的缸膛內(nèi)，缸體的這種加工方式勢(shì)必會(huì)增加產(chǎn)品的成本。為了解決這一問(wèn)題，就需要一種既適合氣缸體制造又具有良好耐磨性的新型鑄造鋁合金來(lái)作為替代用材。提高這類鑄造鋁硅合金性能的常用方法是對(duì)材料的成分及生產(chǎn)工藝進(jìn)行調(diào)整。具體來(lái)說(shuō)有以下幾點(diǎn)1)提高基體中Ni元素的含量，同時(shí)添加一定量的V，Sc，Cr，Mo，Ta等貴重元素，并且控制合金中Fe含量在一定范圍內(nèi)，代表性專利有US5996471A，US4681736,US4975243;2)改進(jìn)制備工藝，控制熔體凝固過(guò)程，使固相生長(zhǎng)速率(R)與液固界面溫度梯度(G)比在適當(dāng)范圍內(nèi)，代表性專利有US4434014，US5019178;3)結(jié)合一定的熱加工和熱處理工藝來(lái)獲得理想的組織性能，代表性的專利有CN100439533C，US4934442?？梢?jiàn)，在以上改善這類合金性能的措施中，要么增加成分中貴重元素的含量，要么采用特殊的制備和加工工藝。雖然這使合金性能在一定程度上得到提高，但也導(dǎo)致了生產(chǎn)成本的大幅增加。這一狀況阻礙了這類合金在普通工業(yè)生產(chǎn)條件下的推廣與應(yīng)用。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明的目的是解決發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)體用鑄造鋁硅合金存在的高性能導(dǎo)致高成本的矛盾。在不增加生產(chǎn)成本的前提下，大幅度提高合金的機(jī)械性能，以滿足汽車行業(yè)的發(fā)展對(duì)合金力學(xué)機(jī)械性能的要求?！N發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)體用高強(qiáng)度鑄造鋁硅合金及其制備方法。合金的成分范圍為Si:12.0-14.Owt%;Ni:<0.3wt%;Cu:3.0-5.Owt%;Fe:0.3-0.8wt%;Mn:0.4-0.8wt%;Mg:<0.4wt%;Ti:0.1-0.2wt%;Zr:<0.27wt%其余為Al。其中Al元素的純度>99.Owt^，其他元素均以中間合金的形式加入，所用中間合金如下Al-37.Owt%Si;Al-lO.Owt%Ni;A1_45.Owt%Cu;A1_6.Owt%Fe;Al-lO.Owt%Mn;Al-lO.Owt%Mg;A1_5.Owt%Ti;A1_4.Owt%Zr。上述成分鑄造鋁硅合金的制備過(guò)程如下1)熔煉用具及原料的準(zhǔn)備與烘干(烘干溫度控制在200°C);2)分層次放入原料，低熔點(diǎn)低密度原料放在底層，高熔點(diǎn)高密度原料放在上層，安放順序如下Al-lO.Owt%Mg，Al-37.Owt%Si，Al-10.Owt%Mn，Al-6.Owt%Fe，Al-10.Owt%Ni，Al-45.Owt%Cu;3)熔煉溫度800。C，待合金呈糊狀時(shí)用鐘罩將Al-5.Owt%Ti;A1_4.Owt%Zr—起壓入坩堝底部，在熔體上鋪撒熔劑；4)待合金完全熔化后，攪拌除渣壓入A1P變質(zhì)劑，在80(TC保溫30-40min;5)降溫到750-76(TC，除渣精煉，用干燥Ar氣(或六氯乙烷)精煉l-2分鐘，通Ar氣的噴嘴壓入坩堝底部約1/3處；6)靜置10-15min，等爐溫降到710-720°C時(shí)把熔體快速平穩(wěn)地澆入預(yù)熱到175-185"的金屬模具中。對(duì)上述操作做幾點(diǎn)說(shuō)明所用熔劑為50wt%NaCl+50wt%KC1粉末，粒度《125iim為宜，加入量控制在熔體總量的3_5wt%;Al-Ti，Al-Zr滯后加入是為了減少Ti，Zr元素的燒損，提高元素在熔體中的有效變質(zhì)溫度和保溫時(shí)間是由AIP變質(zhì)劑在熔體中的孕育期決定的，AIP變質(zhì)劑中P的加入量控制在熔體總質(zhì)量的0.08-0.lwt%;低溫快澆可以提高該合金的鑄造質(zhì)量。澆注完畢后，將所得鑄件進(jìn)行熱處理，工藝參數(shù)為固溶處理510±5°CX5_8h+室溫水淬；時(shí)效處理160士5。CX6-10h+空冷。本發(fā)明開(kāi)發(fā)研制一種新型高強(qiáng)度發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)體用鑄造鋁硅合金以及該合金的制備和熱處理工藝。采用普通金屬模澆鑄，通過(guò)優(yōu)化該合金的成分和工藝，使其室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別達(dá)到316-336MPa與245_263MPa，斷后延伸率達(dá)到0.72_0.83%，布氏硬度最高達(dá)到155-166HBW。與現(xiàn)有技術(shù)相比較，其優(yōu)點(diǎn)在于1)與同類型合金相比，降低了Ni元素的含量，減少了合金中貴重元素的含量；2)本發(fā)明優(yōu)化了合金中Cu，F(xiàn)e元素含量，在普通金屬模鑄造工藝下，把Fe含量提高到0.8wt^仍能使合金強(qiáng)度保持在335MP以上；3)本發(fā)明在合金成分中添加了微量Zr元素，起到細(xì)化晶粒，強(qiáng)化基體，進(jìn)一步提高組織穩(wěn)定性的作用；4)制備工藝上不需要進(jìn)行其他特殊操作，鑄錠質(zhì)量良好，工藝簡(jiǎn)單，可操作性強(qiáng)。圖1是本發(fā)明應(yīng)用實(shí)例合金CF3的金相組織照片圖2是本發(fā)明應(yīng)用實(shí)例合金CF8的金相組織照片4圖3是本發(fā)明應(yīng)用實(shí)例合金CF3的斷口SEM照片圖4是本發(fā)明應(yīng)用實(shí)例合金CF8的斷口SEM照片圖5是本發(fā)明應(yīng)用實(shí)例合金CF3的背散射照片圖6是本發(fā)明應(yīng)用實(shí)例合金CF8的背散射照片圖1和圖2是合金熱處理后金相組織照片，可以看出P變質(zhì)后消除了初晶硅的尖銳棱角，顆粒得到細(xì)化，平均尺寸在15ym以下；共晶硅經(jīng)熱處理后熔斷為細(xì)小的顆粒狀，彌散地分布在基體中。初/共晶硅在基體中細(xì)小彌散的分布是提高該合金力學(xué)性能的主要因素之一。圖3和圖4是合金拉伸樣斷口SEM照片，可以看出，斷口同時(shí)具有韌窩斷裂和準(zhǔn)解離斷裂形貌特征。隨著拉伸載荷的增加，位錯(cuò)在夾雜、初/共晶硅及金屬間化合物顆粒周圍不斷集中；位錯(cuò)無(wú)法切過(guò)鑄造缺陷和析出相，只能以繞過(guò)機(jī)制移動(dòng)，從而在相界面大量塞積，導(dǎo)致界面應(yīng)力集中，使相界面分離，硬而脆的第二相在應(yīng)力作用下碎裂，產(chǎn)生裂紋源。韌窩狀斷口多集中在熱處理后基體中析出的細(xì)小A12Cu顆粒周圍。這是因?yàn)楹辖鸸倘芴幚砗驝u及少量Mg，Si等元素溶入Al基體形成成分復(fù)雜的過(guò)飽和固溶體，使基體強(qiáng)度提高，韌性降低；在隨后時(shí)效過(guò)程中，Cu元素以A12Cu的形式析出，導(dǎo)致析出相附近基體中固溶Cu元素的大幅減少，基體韌性反而提高，因此在變形過(guò)程中局部表現(xiàn)出塑性斷裂特征，形成韌窩狀斷口，這一過(guò)程屬于高能吸收過(guò)程的延性斷裂。斷口組織大多表現(xiàn)為準(zhǔn)解離斷裂，撕裂嶺是準(zhǔn)解理斷裂的一種最基本的斷口形貌特征。一般認(rèn)為，準(zhǔn)解理斷裂的微觀形貌特征，在某種程度上反映了解理裂紋與已發(fā)生塑性變形的晶粒間相互作用的關(guān)系。圖4所示為實(shí)例合金中存在的富Fe相枝晶，一次枝晶尺寸在15ym左右。在一次枝晶上存在尚未充分生長(zhǎng)的二次枝晶，這與熔體冷卻速度較快有關(guān)。一次枝晶中存在明顯I型裂紋，從其走勢(shì)可以判斷該裂紋是在枝晶尖端高度集中的應(yīng)力作用下產(chǎn)生的。根據(jù)Griffith的理論，物體內(nèi)存儲(chǔ)的彈性應(yīng)變能的降低大于等于由于開(kāi)裂形成兩個(gè)新表面所需的表面能，即物體內(nèi)存儲(chǔ)的彈性應(yīng)變能的降低(或釋放)是裂紋擴(kuò)展的動(dòng)力。所以此類富Fe相的存在能夠在一定程度上緩解應(yīng)力集中，吸收應(yīng)變能，阻止裂紋進(jìn)一步擴(kuò)展。圖5和圖6是合金熱處理后組織的背散射照片，可以看出金屬間化合物在合金基體中的析出形貌。能譜分析發(fā)現(xiàn)，析出相以富Cu相和富Fe相為主。一部分富Cu相是凝固過(guò)程中在熔體中形成的，呈塊狀分布在富Fe相周圍；另一部分是熱處理后在基體中析出，這類析出為細(xì)小白色顆粒狀分布在基體里。富Fe相以魚骨狀團(tuán)簇形式存在，并且隨著Fe含量的增加，富Fe金屬間化合物團(tuán)簇?cái)?shù)量增加，F(xiàn)e元素可以提高基體在高溫下的屈服強(qiáng)度。這兩類金屬間化合物的析出產(chǎn)生彌散強(qiáng)化效果，提高合金的力學(xué)性能。表1和表2所列數(shù)據(jù)是本發(fā)明涉及合金與幾種常用牌號(hào)鑄造鋁合金室溫拉伸性能和布氏硬度對(duì)比，可見(jiàn)，實(shí)例合金力學(xué)性能超過(guò)日本表1.實(shí)例合金與幾種常用牌號(hào)鑄造鋁合金室溫拉伸性能數(shù)據(jù)<table>tableseeoriginaldocumentpage6</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage7</column></row><table>壓鑄熱處理的ADC12牌號(hào)合金。布氏硬度超過(guò)壓鑄成型過(guò)共晶A390合金。合金硬度越高，耐磨性越好，實(shí)例合金不僅具有良好的強(qiáng)度性能，還具有較高的硬度和耐磨性?！銇?lái)說(shuō)，F(xiàn)e被認(rèn)為是鑄造鋁合金生產(chǎn)中的雜質(zhì)元素予以剔除，其含量過(guò)高，用一般鑄造方法很難達(dá)到相應(yīng)牌號(hào)規(guī)定力學(xué)性能；Ni被認(rèn)為是改善合金組織性能的有益元素，生產(chǎn)中通常把該元素含量保持在0.8wt^以上；而實(shí)例合金在低Ni高Fe的成分范圍內(nèi)采用普通金屬模鑄造及熱處理后即可獲得理想的綜合性能，是一種具有良好實(shí)用性的新型鑄造鋁合金。具體實(shí)施例方式實(shí)施例1:冶煉合金按如下成分組成Si:12.5wt%;Ni:0.25wt%;Cu:5.Owt%;Fe:0.3wt%;Mn:0.5wt%;Mg:0.3wt%;Ti:0.15wt%;Zr:0.27wt%其余為Al。實(shí)例合金編號(hào)CF3。合金制備步驟如下在坩堝底部鋪撒一層熔劑，然后將工業(yè)純鋁(純度>99.Owt%)和中間合金分層次放入坩堝中，熔點(diǎn)低密度小的放置在下層，熔點(diǎn)高密度大的放置在上層；將爐溫升至78(TC，保溫待原料呈糊狀時(shí)用鐘罩將Al-Ti，Al-Zr中間合金壓入坩堝底部，隨后在熔體表面鋪撒熔劑；等原料完全熔化后，用潔凈的Ti棒插入熔體輕輕攪拌3-5圈，清除熔體表面熔渣；用鐘罩分兩次將AlP壓入熔體進(jìn)行變質(zhì)處理，待其完全熔化后取出鐘罩，升溫至800°C，保溫30min;然后把爐溫降到750-760°C，除渣后將干燥Ar氣通入坩堝底部約1/3處精煉1-2分鐘；靜置15-20min，等爐溫降到710_720°C時(shí)開(kāi)爐除渣，將熔體快速平穩(wěn)地澆入預(yù)熱到175-185t:的金屬模具中。對(duì)鑄錠實(shí)施如下熱處理工藝固溶處理510±5°CX5_8h+室溫水淬；時(shí)效處理160士5。CX6-10h+空冷。熱處理后合金的力學(xué)性能抗拉強(qiáng)度316MPa;屈服強(qiáng)度245MPa;延伸率0.83%，最大布氏硬度155HBW。實(shí)施例2:冶煉合金按如下成分組成Si:13.5wt%;Ni:0.3wt%;Cu:5.Owt%;Fe:0.8wt%;Mn:0.6wt%;Mg:0.4wt%;Ti:0.10wt%;Zr:0.27wt%.其余為Al.實(shí)例合金編號(hào)CF8。合金制備步驟如下在坩堝底部鋪撒一層熔劑，然后將工業(yè)純鋁(純度>99.Owt%)和中間合金分層次放入坩堝中，熔點(diǎn)低密度小的放置在下層，熔點(diǎn)高密度大的放置在上層；將爐溫升至78(TC，保溫待原料呈糊狀時(shí)用鐘罩將Al-Ti，Al-Zr中間合金壓入坩堝底部，隨后在熔體表面鋪撒熔劑；等原料完全熔化后，用潔凈的Ti棒插入熔體輕輕攪拌3-5圈，清除熔體表面熔渣；用鐘罩分兩次將AlP壓入熔體進(jìn)行變質(zhì)處理，待其完全熔化后取出鐘罩，升溫至800°C，保溫30min;然后把爐溫降到750-760°C，除渣后將干燥Ar氣通入坩堝底部約1/3處精煉1-2分鐘；靜置15-20min，等爐溫降到710_720°C時(shí)開(kāi)爐除渣，將熔體快速平穩(wěn)地澆入預(yù)熱到175-185t:的金屬模具中。對(duì)鑄錠實(shí)施如下熱處理工藝固溶處理510±5°CX5_8h+室溫水淬；時(shí)效處理160士5。CX6-10h+空冷。熱處理后合金的力學(xué)性能抗拉強(qiáng)度336MPa;屈服強(qiáng)度263MPa;延伸率0.72%，最大布氏硬度161HWB。權(quán)利要求一種發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)體用高強(qiáng)度鑄造鋁硅合金，其特征是基本組成為Si12.0-14.0wt％；Ni＜0.3wt％；Cu3.0-5.0wt％；Fe0.3-0.8wt％；Mn0.4-0.8wt％；Mg＜0.4wt％；Ti0.1-0.2wt％；Zr＜0.27wt％，其余為Al。2.如權(quán)利要求1所述的一種發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)體用高強(qiáng)度鑄造鋁硅合金的制備方法，其特征在于制備合金所用的金屬元素A1的純度>99.Owt^，其他元素均以中間合金的形式加入，所用中間合金成分配比如下Al-37.Owt%Si;Al-lO.Owt%Ni;Al-45.Owt%Cu;Al-6.Owt%Fe;AHO.Owt%Mn;AHO.Owt%Mg;A1_5.Owt%Ti;Al-4.Owt%Zr，制備步驟如下1)熔煉用具及原料的準(zhǔn)備與烘干，烘干溫度控制在200°C;2)分層次放入原料，低熔點(diǎn)低密度原料放在底層，高熔點(diǎn)高密度原料放在上層，具體順序如下:Al-lO.Owt%Mg，Al-37.Owt%Si，Al-10.Owt%Mn，Al-6.Owt%Fe，Al-10.Owt%Ni，Al-45.Owt%Cu;3)熔煉溫度80(TC，待已加入的合金呈糊狀時(shí)用鐘罩將Al-5.Owt%Ti和Al_4.Owt%Zr—起壓入坩堝底部，鋪撒熔劑；4)待所有合金完全熔化后，攪拌除熔渣壓入A1P變質(zhì)劑，在80(TC保溫30-40min;5)降溫到750-760°C，除渣精煉，用干燥Ar氣或六氯乙烷精煉1_2分鐘，通Ar氣的噴嘴壓入坩堝底部約1/3處；6)靜置10-15min，等爐溫降到710_720°C時(shí)把熔體快速平穩(wěn)地澆入預(yù)熱到175_185°C的金屬模具中；7)澆注完畢后，將所得鑄件進(jìn)行熱處理，工藝參數(shù)為固溶處理510±5°CX5-8h+室溫水淬；時(shí)效處理160士5。CX6-10h+空冷。全文摘要一種發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)體用高強(qiáng)度鑄造鋁硅合金及其制備方法，屬于金屬材料領(lǐng)域。合金成分重量百分比為Si12.0-14.0％、Ni＜0.3％、Cu3.0-5.0％、Fe0.3-0.8％、Mn0.4-0.8％、Mg＜0.4％、Ti0.1-0.2％、Zr＜0.27wt％，其余為Al。熱處理參數(shù)為固溶處理510±5℃×5-8h+室溫水淬；時(shí)效處理160±5℃×6-10h+空冷。熱處理后的合金室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別達(dá)到316-336MPa與245-263MPa，斷后延伸率達(dá)到0.72-0.83％，布氏硬度最高達(dá)到155-166HBW。與同類合金相比，力學(xué)性能高；Ni元素的含量低，減少了合金中貴重元素的含量；Fe元素允許在較寬范圍內(nèi)波動(dòng)；鑄錠質(zhì)量良好，工藝簡(jiǎn)單，可操作性強(qiáng)。文檔編號(hào)C22C1/03GK101775529SQ201010034020公開(kāi)日2010年7月14日申請(qǐng)日期2010年1月11日優(yōu)先權(quán)日2010年1月11日發(fā)明者劉勝男,惠希東,王云亮,王恩睿,王樹(shù)申申請(qǐng)人:北京科技大學(xué)