專利名稱：摻雜CuH的6181鋁合金及其熔煉鑄造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種高強(qiáng)度鋁合金，還涉及其制備方法。
背景技術(shù)：
由于鑄鋁合金中有粗大的第二相質(zhì)點(diǎn)和共晶組織，以及固溶體內(nèi)部成分濃度的不均勻，各種非金屬夾雜與顯微疏松等阻礙第二相擴(kuò)散的特點(diǎn)，決定了鑄鋁合金要有足夠的淬火加熱溫度和較長(zhǎng)的保溫時(shí)間，以使強(qiáng)化相在固溶體內(nèi)達(dá)到最大的溶解度，以便達(dá)到淬火、時(shí)效強(qiáng)化的目的。若固溶溫度低，或保溫時(shí)間短，強(qiáng)化相未得到充分溶解，顯微組織中保留有較多的殘留強(qiáng)化相，或淬火轉(zhuǎn)移速度較慢，冷卻速度不夠，使強(qiáng)化相沿晶析出，都會(huì)降低鑄造鋁合金熱處理后的力學(xué)性能和耐蝕性能。而消除這種缺陷必須再次進(jìn)行熱處理，以保證強(qiáng)化相的充分固溶和快速轉(zhuǎn)移淬火冷卻，使合金得到過飽和的固溶體，然后進(jìn)行時(shí)效， 即可獲得良好的力學(xué)性能。鑄造鋁合金中合金元素多，雜質(zhì)元素比較復(fù)雜，固溶處理加熱溫度和合金過燒溫度較接近，如果固溶加熱溫度過高，或爐內(nèi)循環(huán)氣流不良，溫度不均勻，控溫儀表失靈，工件過于靠近加熱器等，則容易引起合金中低熔點(diǎn)共晶體復(fù)熔，使組織中出現(xiàn)復(fù)熔球和共晶體復(fù)熔。嚴(yán)重過燒時(shí)，組織中將出現(xiàn)黑色過燒三角，晶界熔化，工件表面呈灰黑色，有所謂汗珠滲出現(xiàn)象。合金成分不同，過燒特征各異。當(dāng)合金出現(xiàn)過燒，尤其是嚴(yán)重過燒時(shí)，將使力學(xué)性能迅速降低，因此合金出現(xiàn)過燒時(shí)只能作報(bào)廢處理。機(jī)標(biāo)JB/T7946. 2-1999鑄造鋁硅合金過燒標(biāo)準(zhǔn)分為正常組織、過熱組織、輕微過燒組織、過燒組織和嚴(yán)重過燒組織五級(jí)。熱處理溫度過高，引起共晶硅的強(qiáng)烈聚焦，邊角圓滑和粗化，它優(yōu)先于復(fù)熔球、熔化三角之前，是組織的前奏和過燒征兆之一，稱為過熱組織，對(duì)力學(xué)性能有一定影響。由于鑄造鋁合金的組織是不均勻的，存在著低熔點(diǎn)共晶體。例如ZAlSi7Mg鋁合金，根據(jù)Al-Si-Mg鋁合金三元液相投影圖處于α (Al)+Si 二元相區(qū)中，其平衡組織為初生 α (Α1) + (α (Al)+Si)共晶體，還可能出現(xiàn)少量的Mg2Si相，由于分散度較高，一般金相組織中不易發(fā)現(xiàn)和分辨，但在工業(yè)生產(chǎn)的結(jié)晶條件下，使該合金處于α (Al)+Si+Mg2Si三相區(qū)內(nèi)，所以鑄組織中可出現(xiàn)α (Al)+Si+Mg2Si三元共晶及雜質(zhì)鐵相等構(gòu)成多元復(fù)雜共晶體。根據(jù)Al-Si-Mg三元相圖含硅量為8% (wt)的垂直截面，Al-Si-Mg三元共晶熔點(diǎn)為555°C，在固溶處理(535士5°C)時(shí)很容易發(fā)生低熔點(diǎn)共晶體熔化，形成過燒復(fù)熔球和共晶硅聚集長(zhǎng)大，嚴(yán)重時(shí)出現(xiàn)帶狀復(fù)熔物和三角晶界的復(fù)熔物。Al-Si-Mg合金中α (Al)固溶體復(fù)熔溫度與含Mg量有關(guān)，含Mg量越高，復(fù)熔溫度越低，所以金相檢驗(yàn)取樣時(shí)，當(dāng)零件截面大、成分偏析嚴(yán)重、Mg2Si相較集中、三元共晶多的部位，容易發(fā)現(xiàn)過燒組織。Al-Cu和Al-Mg為基的固溶體型鋁合金，由于鑄時(shí)的不平衡結(jié)晶，容易形成Al2Ciu β (Mg2Al3)或Mg2Si等沿晶分布的共晶體，所以過燒特征表現(xiàn)為晶界和共晶體熔化，呈細(xì)小的三角形分布在晶粒交匯處。而Al-Cu為基的ZAlCu5Mn鋁合金在正常淬火狀態(tài)下的金相組織，應(yīng)以α (Al)固溶體為基，枝晶內(nèi)有均勻彌散的二次T(Al12Mn2Cu)相質(zhì)點(diǎn)，枝晶和晶間有初生T相，當(dāng)淬火溫度較高發(fā)生輕微過燒時(shí)，在顯微組織中可出現(xiàn)T相聚集長(zhǎng)大，并有較大的空白區(qū)，少量共晶體開始復(fù)熔。嚴(yán)重過燒時(shí)，顯微組織中除了上述特征更為明顯外，還會(huì)出現(xiàn)大量三角形和圓形共晶復(fù)熔物，以及晶界熔化。過燒工件表面往往呈深灰色至黑色，出現(xiàn)起泡、結(jié)瘤、工件撓曲變形，甚至淬火開裂。Al-Si系合金過燒斷口呈黑色，晶粒粗大。Al-Cu系鋁合金過燒斷口上可出現(xiàn)白色亮斑。 而Al-Mg系鋁合金的過燒斷口則出現(xiàn)黃色的亮斑等宏觀特征。過燒對(duì)力學(xué)性能的影響鑄造鋁合金的力學(xué)性能，隨著淬火加熱溫度的提高，強(qiáng)化相逐漸溶解充分，力學(xué)性能隨之提高。若淬火加熱溫度超過合金中低熔點(diǎn)共晶體的初始階段(輕微過燒)，則抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率略有提高，這是提高淬火溫度使強(qiáng)化相溶解充分所帶來的強(qiáng)化效果，但是卻掩蓋了輕微過燒所造成的抗拉強(qiáng)度損失。當(dāng)淬火溫度超過合金中低熔點(diǎn)共晶體的熔化溫度，引起過燒或嚴(yán)重過燒時(shí)，其力學(xué)性能將迅速下降。例如ZAlSi7Mg 鋁合金淬火加熱至555°C低熔點(diǎn)共晶體開始熔化直至558°C以前，力學(xué)性能隨著淬火溫度的提高而增加，但由于陽(yáng)81合金中開始出現(xiàn)明顯的過燒特征，抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率隨之下降，而ZAlCu5Mn鋁合金淬火加熱溫度從540°C至550°C，其抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率有升高趨向， 由于550°C時(shí)低熔點(diǎn)共晶體開始復(fù)熔，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率急劇下降。有過燒組織的零件遇到動(dòng)載荷時(shí)，對(duì)力學(xué)性能的影響更為明顯，容易在過燒的復(fù)熔部位形成疲勞源，降低零件的使用壽命。

發(fā)明內(nèi)容
為了克服現(xiàn)有技術(shù)的不足，本發(fā)明提供一種高強(qiáng)度鋁合金，能夠克服現(xiàn)有鋁合金性能的不足，提高其強(qiáng)韌性、成形性和淬透性，為高效深加工提供高端基材。本發(fā)明解決其技術(shù)問題所采用的技術(shù)方案是一種高強(qiáng)度鋁合金，以質(zhì)量百分比計(jì)，包括0. 8 1. 2 %的Si，小于等于0. 45 %的狗，小于等于0. 1 %的Mn，小于等于0. 1 %的 Cr, 0. 6 1. 0 %的Mg，小于等于0. 2 %的Zn，小于等于0. 1 %的Ti，0. 9 2. 0 %的Cu，余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，每種雜質(zhì)的含量不超過總質(zhì)量百分比的0. 05%，所有雜質(zhì)的含量不超過總質(zhì)量百分比的0. 15%。本發(fā)明還提供所述高強(qiáng)度鋁合金的制備方法，以復(fù)合處理方式加入CuH，包括以下步驟步驟一按照所述高強(qiáng)度鋁合金的組分備料，包括占總產(chǎn)品質(zhì)量百分比0.8 1. 2%的Si，小于等于0. 45%的i^e，小于等于0. 1%的胞，小于等于0. 1 %的Cr，0. 6 1. 0% 的Mg，小于等于0.2%的Zn，小于等于0. 的Ti ；步驟二 先往熔煉爐中加入鋁錠或熔融鋁液，加熱使之完全熔化，按配方比例先加入步驟一的備料，使之完全溶解和熔化，精煉后在700 1000°C下保溫，得到合金熔體；熔化過程在封閉環(huán)境內(nèi)完成；步驟三使用氮?dú)饣蚨栊詺怏w或氮?dú)馀c惰性氣體任意比例的混合氣體對(duì)合金熔體進(jìn)行除氣凈化作業(yè)，并持續(xù)通氣直至反應(yīng)完畢；同時(shí)將占總產(chǎn)品質(zhì)量百分比0. 91 2. 03% 的CuH粉末以流態(tài)化方式隨上述氣體加入到合金熔體中；進(jìn)行攪拌，使CuH在合金熔體中分布均勻，并與合金熔體充分反應(yīng)；靜置、調(diào)溫至680 730°C，合金液出爐，沿以下兩種流程分別進(jìn)行不同制品的鑄造生產(chǎn)。
流程一沿流槽傾倒出爐，至立式水冷鑄造機(jī)系統(tǒng)，鑄造加工用錠坯，特別是鑄造厚度500mm以上的大型扁錠和直徑500mm以上的圓棒。流程二 轉(zhuǎn)注入鑄件的鑄模中，使用金屬型、砂型或混合型鑄方式，采用重力鑄造、 壓力鑄造或差壓鑄造工藝，鑄造鋁合金鑄件，特別是鑄造大型、薄壁或復(fù)雜結(jié)構(gòu)的鋁合金鑄件。本發(fā)明的有益效果是本發(fā)明在變形鋁合金中加入0. 9 2. 0%的Cu元素，可以在合金凝固過程中有效增加異質(zhì)形核核心，從而達(dá)到晶粒細(xì)化的效果，增強(qiáng)合金強(qiáng)度；并且加入的元素可以促進(jìn)形成間隙原子和間隙相，高溫時(shí)在α (Al)固溶體中溶解度大，而在室溫時(shí)很小，從而使合金具有較高的可熱處理性質(zhì)，熱處理后，其強(qiáng)度和硬度都有很大程度的提高。在本合金未經(jīng)加入上述元素之前，熔體中除形成各種元素的共溶體之外，還含有下列一些金屬間形成的化合物相Mg2Si 相、N 相(Al7Cu2Fe)、α 相(All2Fii3Si)、S 相(Al2CuMg)；這些金屬化合物在熔體冷卻時(shí)，由于體系最低自由能原理，在形成的晶粒中不能穩(wěn)定存在，將在晶格畸變能差的驅(qū)動(dòng)下向晶界移動(dòng)和集中，同時(shí)，由于合金元素在鋁基體中的飽和溶解度隨著溫度下降而顯著降低，所以隨著熔體的冷卻，過飽和的熔體不斷地析出富含合金元素的金屬間化合物，這些化合物在晶間富集，彼此間不易融合，在微觀結(jié)構(gòu)中成為粗大的晶間化合物群，對(duì)合金產(chǎn)生脆硬化影響，惡化合金鑄造成形性能，降低其均勻性、 韌性、耐蝕性和淬透性能。所以，當(dāng)合金凝固成為過飽和固溶體基體+晶間金屬化合物的基本結(jié)構(gòu)時(shí)，通常稱為純鑄態(tài)組織，具有這種組織的合金必須經(jīng)過“固溶+時(shí)效”的熱處理之后才能具有滿足需要的力學(xué)性能和其它技術(shù)指標(biāo)。雖然，經(jīng)過配方優(yōu)化處理和提高合金性能的熱處理能夠得到改善，但是合金本身仍然還是存在很多缺陷強(qiáng)度不夠高，不能鑄造大規(guī)格型錠等。本發(fā)明通過比較選擇，通過加入0.9 2.0%的Cu元素，另外在熔煉過程中充入的氮?dú)?，有利于鋁在800 1000°C的氮?dú)夥罩泻铣搔?Ν。由于N與Al反應(yīng)生成的AlN是原子晶體，屬類金剛石氮化物，最高可穩(wěn)定到2200°C ；室溫強(qiáng)度高，且強(qiáng)度隨溫度的升高下降較慢，能夠有效提高合金的高溫強(qiáng)度和抗腐蝕能力；導(dǎo)熱性好，熱膨脹系數(shù)小，可提高基體材料耐熱沖擊性能。因此，當(dāng)隊(duì)充入高溫鋁合金熔體時(shí)，本身就具有了與多種金屬金發(fā)生反應(yīng)的活性。所以適當(dāng)調(diào)節(jié)熔體凈化作業(yè)時(shí)的溫度和保護(hù)性氮?dú)獾臐舛?，可調(diào)節(jié)熔體中AlN的含量，這進(jìn)一步為調(diào)節(jié)熔體中過渡金屬元素的含量提供了方法。可見由于在本發(fā)明中使用流態(tài)化氮化物處理的手段，把強(qiáng)化基體和細(xì)化晶粒的多種效果集成在一起，取代中間合金，使鋁合金制造企業(yè)不再受制于中間合金生產(chǎn)商，有利于創(chuàng)建“近成型、短流程、集約化”的綠色生產(chǎn)線，節(jié)能降耗，降低綜合成本；同時(shí)，在熱處理過程中，由于形成了優(yōu)異的材料微觀結(jié)構(gòu)，錠坯的殘余應(yīng)力較小，因此可以顯著提高熱處理效能，提高錠坯的淬透性，在與同類合金比較時(shí)，能夠以“鑄造+熱處理方式”生產(chǎn)更厚的坯料(厚度500mm以上的板材和直徑500mm以上的棒材)，在系列規(guī)格(厚度15 200mm)的中厚板制造技術(shù)上實(shí)現(xiàn)“以鑄代軋”。下面結(jié)合實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)一步說明。
具體實(shí)施例方式實(shí)施例1 一種高強(qiáng)度鋁合金，以質(zhì)量百分比計(jì)，包括0. 8%的Si，0. 45%的狗，0. 1 %的Mn， 0. 1 %的Cr，0. 6 %的Mg，0. 2 %的&1，0. 1 %的Ti，0. 9 %的Cu，余量為Al和不可避免的雜質(zhì)， 每種雜質(zhì)的含量不超過總質(zhì)量百分比的0. 05%，所有雜質(zhì)的含量不超過總質(zhì)量百分比的 0. 15%。本發(fā)明還提供所述高強(qiáng)度鋁合金的制備方法，以復(fù)合處理方式加入CuH，包括以下步驟步驟一按照所述高強(qiáng)度鋁合金的組分備料，包括占總產(chǎn)品質(zhì)量百分比0.8%的 Si，0. 45%的 Fe，0. 的 Μη，0· 1 %的 Cr，0. 6%的 Mg，0. 2%的 Zn，0. 的 Ti ；步驟二 先往熔煉爐中加入鋁錠或熔融鋁液，加熱使之完全熔化，按配方比例先加入步驟一的備料，使之完全溶解和熔化，精煉后在700 1000°C下保溫，得到合金熔體；熔化過程在封閉環(huán)境內(nèi)完成；步驟三使用氮?dú)饣蚨栊詺怏w或氮?dú)馀c惰性氣體任意比例的混合氣體對(duì)合金熔體進(jìn)行除氣凈化作業(yè)，并持續(xù)通氣直至反應(yīng)完畢；同時(shí)將占總產(chǎn)品質(zhì)量百分比0. 91%的CuH 粉末以流態(tài)化方式隨上述氣體加入到合金熔體中；進(jìn)行攪拌，使CuH在合金熔體中分布均勻，并與合金熔體充分反應(yīng)；靜置、調(diào)溫至680 730°C，合金液出爐，沿以下兩種流程分別進(jìn)行不同制品的鑄造生產(chǎn)。流程一沿流槽傾倒出爐，至立式水冷鑄造機(jī)系統(tǒng)，鑄造加工用錠坯，特別是鑄造厚度500mm以上的大型扁錠和直徑500mm以上的圓棒。流程二 轉(zhuǎn)注入鑄件的鑄模中，使用金屬型、砂型或混合型鑄方式，采用重力鑄造、 壓力鑄造或差壓鑄造工藝，鑄造鋁合金鑄件，特別是鑄造大型、薄壁或復(fù)雜結(jié)構(gòu)的鋁合金鑄件。實(shí)施例2 一種高強(qiáng)度鋁合金，以質(zhì)量百分比計(jì)，包括1.0%的Si，0.35%的狗，0.09%的Mn， 0. 08%的Cr，0.8%的Mg，0. 的Ζη，0. 08%的Ti，1. 5%的Cu，余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，每種雜質(zhì)的含量不超過總質(zhì)量百分比的0. 05%，所有雜質(zhì)的含量不超過總質(zhì)量百分比的 0. 15%。本發(fā)明還提供所述高強(qiáng)度鋁合金的制備方法，以復(fù)合處理方式加入CuH，包括以下步驟步驟一按照所述高強(qiáng)度鋁合金的組分備料，包括占總產(chǎn)品質(zhì)量百分比1.0%的 Si，0. 35%的 Fe，0. 09%的 Mn，0. 08%的 Cr,0. 8%的 Mg，0. 的 Ζη,Ο. 08%的 Ti ；步驟二 先往熔煉爐中加入鋁錠或熔融鋁液，加熱使之完全熔化，按配方比例先加入步驟一的備料，使之完全溶解和熔化，精煉后在700 1000°C下保溫，得到合金熔體；熔化過程在封閉環(huán)境內(nèi)完成；步驟三使用氮?dú)饣蚨栊詺怏w或氮?dú)馀c惰性氣體任意比例的混合氣體對(duì)合金熔體進(jìn)行除氣凈化作業(yè)，并持續(xù)通氣直至反應(yīng)完畢；同時(shí)將占總產(chǎn)品質(zhì)量百分比1. 52%的CuH 粉末以流態(tài)化方式隨上述氣體加入到合金熔體中；進(jìn)行攪拌，使CuH在合金熔體中分布均勻，并與合金熔體充分反應(yīng)；靜置、調(diào)溫至680 730°C，合金液出爐，沿以下兩種流程分別CN 102418017 A
說明書
5/5頁(yè) 進(jìn)行不同制品的鑄造生產(chǎn)。流程一沿流槽傾倒出爐，至立式水冷鑄造機(jī)系統(tǒng)，鑄造加工用錠坯，特別是鑄造厚度500mm以上的大型扁錠和直徑500mm以上的圓棒。流程二 轉(zhuǎn)注入鑄件的鑄模中，使用金屬型、砂型或混合型鑄方式，采用重力鑄造、 壓力鑄造或差壓鑄造工藝，鑄造鋁合金鑄件，特別是鑄造大型、薄壁或復(fù)雜結(jié)構(gòu)的鋁合金鑄件。實(shí)施例3 一種高強(qiáng)度鋁合金，以質(zhì)量百分比計(jì)，包括1. 2%的Si，0. 3%的Fe，0. 05%的Mn， 0. 05%的Cr，1. 0%的Mg，0. 12%的&1，0. 07%的Ti，2. 0%的Cu，余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，每種雜質(zhì)的含量不超過總質(zhì)量百分比的0. 05%，所有雜質(zhì)的含量不超過總質(zhì)量百分比的 0. 15%。本發(fā)明還提供所述高強(qiáng)度鋁合金的制備方法，以復(fù)合處理方式加入CuH，包括以下步驟步驟一按照所述高強(qiáng)度鋁合金的組分備料，包括占總產(chǎn)品質(zhì)量百分比1. 2%的 Si，0. 3% 的 Fe，0. 05% 的 Mn，0. 05% 的 Cr, 1. 0% 的 Mg，0. 12% 的 Ζη,Ο. 07% 的 Ti ；步驟二 先往熔煉爐中加入鋁錠或熔融鋁液，加熱使之完全熔化，按配方比例先加入步驟一的備料，使之完全溶解和熔化，精煉后在700 1000°C下保溫，得到合金熔體；熔化過程在封閉環(huán)境內(nèi)完成；步驟三使用氮?dú)饣蚨栊詺怏w或氮?dú)馀c惰性氣體任意比例的混合氣體對(duì)合金熔體進(jìn)行除氣凈化作業(yè)，并持續(xù)通氣直至反應(yīng)完畢；同時(shí)將占總產(chǎn)品質(zhì)量百分比2. 03%的CuH 粉末以流態(tài)化方式隨上述氣體加入到合金熔體中；進(jìn)行攪拌，使CuH在合金熔體中分布均勻，并與合金熔體充分反應(yīng)；靜置、調(diào)溫至680 730°C，合金液出爐，沿以下兩種流程分別進(jìn)行不同制品的鑄造生產(chǎn)。流程一沿流槽傾倒出爐，至立式水冷鑄造機(jī)系統(tǒng)，鑄造加工用錠坯，特別是鑄造厚度500mm以上的大型扁錠和直徑500mm以上的圓棒。流程二 轉(zhuǎn)注入鑄件的鑄模中，使用金屬型、砂型或混合型鑄方式，采用重力鑄造、 壓力鑄造或差壓鑄造工藝，鑄造鋁合金鑄件，特別是鑄造大型、薄壁或復(fù)雜結(jié)構(gòu)的鋁合金鑄件。
權(quán)利要求
1.一種摻雜CuH的6181鋁合金，其特征在于以質(zhì)量百分比計(jì)，包括0. 8 1. 2 %的 Si，小于等于0. 45%的Fe，小于等于0. 的Mn，小于等于0. 的Cr，0. 6 1.0%的Mg， 小于等于0. 2 %的Zn，小于等于0. 1 %的Ti，0. 9 2. 0 %的Cu，余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，每種雜質(zhì)的含量不超過總質(zhì)量百分比的0. 05%，所有雜質(zhì)的含量不超過總質(zhì)量百分比的 0. 15%。
2.—種權(quán)利要求1所述摻雜CuH的6181鋁合金的鑄造熔煉方法，其特征在于包括下述步驟步驟一按照所述高強(qiáng)度鋁合金的組分備料，包括占總產(chǎn)品質(zhì)量百分比0. 8 1. 2%的 Si，小于等于0. 45%的Fe，小于等于0. 的Mn，小于等于0. 的Cr，0. 6 1.0%的Mg， 小于等于0.2%的Si，小于等于0. 的Ti ；步驟二先往熔煉爐中加入鋁錠或熔融鋁液，加熱使之完全熔化，按配方比例先加入步驟一的備料，使之完全溶解和熔化，精煉后在700 1000°C下保溫，得到合金熔體；熔化過程在封閉環(huán)境內(nèi)完成；步驟三使用氮?dú)饣蚨栊詺怏w或氮?dú)馀c惰性氣體任意比例的混合氣體對(duì)合金熔體進(jìn)行除氣凈化作業(yè)，并持續(xù)通氣直至反應(yīng)完畢；同時(shí)將占總產(chǎn)品質(zhì)量百分比0. 91 2. 03 %的 CuH粉末以流態(tài)化方式隨上述氣體加入到合金熔體中；進(jìn)行攪拌，使CuH在合金熔體中分布均勻，并與合金熔體充分反應(yīng)；靜置、調(diào)溫至680 730°C，合金液出爐，進(jìn)行鑄造。
3.—種權(quán)利要求2所述摻雜CuH的6181鋁合金的鑄造熔煉方法，其特征在于所述的鑄造是將合金液沿流槽傾倒出爐，至立式水冷鑄造機(jī)系統(tǒng)，鑄造加工用錠坯，特別是鑄造厚度500mm以上的大型扁錠和直徑500mm以上的圓棒。
4.一種權(quán)利要求2所述摻雜CuH的6181鋁合金的鑄造熔煉方法，其特征在于所述的鑄造是將合金液轉(zhuǎn)注入鑄件的鑄模中，使用金屬型、砂型或混合型鑄方式，采用重力鑄造、 壓力鑄造或差壓鑄造工藝，鑄造鋁合金鑄件，特別是鑄造大型、薄壁或復(fù)雜結(jié)構(gòu)的鋁合金鑄件。
全文摘要
本發(fā)明公開了一種摻雜CuH的6181鋁合金及其熔煉鑄造方法，先加熱鋁錠或熔融鋁液使之完全熔化；加入Si、Fe、Cu、Mn、Mg、Zn和Ti，使之完全溶解和熔化；精煉后在700～1000℃下保溫，得到合金熔體；使用氮?dú)饣蚨栊詺怏w或氮?dú)馀c惰性氣體任意比例的混合氣體對(duì)合金熔體進(jìn)行除氣凈化作業(yè)，并持續(xù)通氣直至反應(yīng)完畢；同時(shí)將CuH粉末以流態(tài)化方式隨上述氣體加入到合金熔體中；進(jìn)行攪拌，使CuH在合金熔體中分布均勻，并與合金熔體充分反應(yīng)；靜置、調(diào)溫至680～730℃，合金液出爐，進(jìn)行鑄造生產(chǎn)。本發(fā)明能夠克服現(xiàn)有鋁合金性能的不足，提高其強(qiáng)韌性、成形性和淬透性，為高效深加工提供高端基材。
文檔編號(hào)C22C21/18GK102418017SQ20111042123
公開日2012年4月18日 申請(qǐng)日期2011年12月15日 優(yōu)先權(quán)日2011年12月15日
發(fā)明者張中可, 車云, 門三泉 申請(qǐng)人:貴州華科鋁材料工程技術(shù)研究有限公司