专利名称：：一种发动机机体用高强度铸造铝硅合金及其制备方法
技术领域：
：本发明属于金属材料领域，涉及一种发动机机体用高强度铸造铝硅合金及其制备方法，特别是该合金在其成分范围内所对应的熔炼及热处理工艺。
背景技术：
：发动机工作时，机体持续承受拉、压、弯、扭等复杂的机械载荷；气缸壁与燃烧室中高温燃气直接接触，长时间承受较高的热载荷。为了满足恶劣的工作环境对材料的要求，制备机体所用的合金应该具有足够的强度和刚度，并且具有良好的耐磨和抗腐蚀性能。在减轻车重，提速节能的行业背景下，铸造铝合金机体在发动机上的应用越来越普遍。常用发动机机体铸造铝合金有AA319，AA356，AC4B，ZL101，ZL107等牌号。这类合金的特点是具有中等强度性能，制造成本较低，适合商业化生产，但是用这类合金制备气缸体时，都需要用汽缸衬筒或进行表面处理来满足机体工作中所需的耐磨损性能。衬筒放置在铸模中或插入机加工的缸膛内，缸体的这种加工方式势必会增加产品的成本。为了解决这一问题，就需要一种既适合气缸体制造又具有良好耐磨性的新型铸造铝合金来作为替代用材。提高这类铸造铝硅合金性能的常用方法是对材料的成分及生产工艺进行调整。具体来说有以下几点1)提高基体中Ni元素的含量，同时添加一定量的V，Sc，Cr，Mo，Ta等贵重元素，并且控制合金中Fe含量在一定范围内，代表性专利有US5996471A，US4681736,US4975243;2)改进制备工艺，控制熔体凝固过程，使固相生长速率(R)与液固界面温度梯度(G)比在适当范围内，代表性专利有US4434014，US5019178;3)结合一定的热加工和热处理工艺来获得理想的组织性能，代表性的专利有CN100439533C，US4934442。可见，在以上改善这类合金性能的措施中，要么增加成分中贵重元素的含量，要么采用特殊的制备和加工工艺。虽然这使合金性能在一定程度上得到提高，但也导致了生产成本的大幅增加。这一状况阻碍了这类合金在普通工业生产条件下的推广与应用。
发明内容本发明的目的是解决发动机机体用铸造铝硅合金存在的高性能导致高成本的矛盾。在不增加生产成本的前提下，大幅度提高合金的机械性能，以满足汽车行业的发展对合金力学机械性能的要求。—种发动机机体用高强度铸造铝硅合金及其制备方法。合金的成分范围为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%其余为Al。其中Al元素的纯度>99.Owt^，其他元素均以中间合金的形式加入，所用中间合金如下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。上述成分铸造铝硅合金的制备过程如下1)熔炼用具及原料的准备与烘干(烘干温度控制在200°C);2)分层次放入原料，低熔点低密度原料放在底层，高熔点高密度原料放在上层，安放顺序如下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)熔炼温度800。C，待合金呈糊状时用钟罩将Al-5.Owt%Ti;A1_4.Owt%Zr—起压入坩埚底部，在熔体上铺撒熔剂；4)待合金完全熔化后，搅拌除渣压入A1P变质剂，在80(TC保温30-40min;5)降温到750-76(TC，除渣精炼，用干燥Ar气(或六氯乙烷)精炼l-2分钟，通Ar气的喷嘴压入坩埚底部约1/3处；6)静置10-15min，等炉温降到710-720°C时把熔体快速平稳地浇入预热到175-185"的金属模具中。对上述操作做几点说明所用熔剂为50wt%NaCl+50wt%KC1粉末，粒度《125iim为宜，加入量控制在熔体总量的3_5wt%;Al-Ti，Al-Zr滞后加入是为了减少Ti，Zr元素的烧损，提高元素在熔体中的有效变质温度和保温时间是由AIP变质剂在熔体中的孕育期决定的，AIP变质剂中P的加入量控制在熔体总质量的0.08-0.lwt%;低温快浇可以提高该合金的铸造质量。浇注完毕后，将所得铸件进行热处理，工艺参数为固溶处理510±5°CX5_8h+室温水淬；时效处理160士5。CX6-10h+空冷。本发明开发研制一种新型高强度发动机机体用铸造铝硅合金以及该合金的制备和热处理工艺。采用普通金属模浇铸，通过优化该合金的成分和工艺，使其室温抗拉强度和屈服强度分别达到316-336MPa与245_263MPa，断后延伸率达到0.72_0.83%，布氏硬度最高达到155-166HBW。与现有技术相比较，其优点在于1)与同类型合金相比，降低了Ni元素的含量，减少了合金中贵重元素的含量；2)本发明优化了合金中Cu，Fe元素含量，在普通金属模铸造工艺下，把Fe含量提高到0.8wt^仍能使合金强度保持在335MP以上；3)本发明在合金成分中添加了微量Zr元素，起到细化晶粒，强化基体，进一步提高组织稳定性的作用；4)制备工艺上不需要进行其他特殊操作，铸锭质量良好，工艺简单，可操作性强。图1是本发明应用实例合金CF3的金相组织照片图2是本发明应用实例合金CF8的金相组织照片4图3是本发明应用实例合金CF3的断口SEM照片图4是本发明应用实例合金CF8的断口SEM照片图5是本发明应用实例合金CF3的背散射照片图6是本发明应用实例合金CF8的背散射照片图1和图2是合金热处理后金相组织照片，可以看出P变质后消除了初晶硅的尖锐棱角，颗粒得到细化，平均尺寸在15ym以下；共晶硅经热处理后熔断为细小的颗粒状，弥散地分布在基体中。初/共晶硅在基体中细小弥散的分布是提高该合金力学性能的主要因素之一。图3和图4是合金拉伸样断口SEM照片，可以看出，断口同时具有韧窝断裂和准解离断裂形貌特征。随着拉伸载荷的增加，位错在夹杂、初/共晶硅及金属间化合物颗粒周围不断集中；位错无法切过铸造缺陷和析出相，只能以绕过机制移动，从而在相界面大量塞积，导致界面应力集中，使相界面分离，硬而脆的第二相在应力作用下碎裂，产生裂纹源。韧窝状断口多集中在热处理后基体中析出的细小A12Cu颗粒周围。这是因为合金固溶处理后Cu及少量Mg，Si等元素溶入Al基体形成成分复杂的过饱和固溶体，使基体强度提高，韧性降低；在随后时效过程中，Cu元素以A12Cu的形式析出，导致析出相附近基体中固溶Cu元素的大幅减少，基体韧性反而提高，因此在变形过程中局部表现出塑性断裂特征，形成韧窝状断口，这一过程属于高能吸收过程的延性断裂。断口组织大多表现为准解离断裂，撕裂岭是准解理断裂的一种最基本的断口形貌特征。一般认为，准解理断裂的微观形貌特征，在某种程度上反映了解理裂纹与已发生塑性变形的晶粒间相互作用的关系。图4所示为实例合金中存在的富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长的二次枝晶，这与熔体冷却速度较快有关。一次枝晶中存在明显I型裂纹，从其走势可以判断该裂纹是在枝晶尖端高度集中的应力作用下产生的。根据Griffith的理论，物体内存储的弹性应变能的降低大于等于由于开裂形成两个新表面所需的表面能，即物体内存储的弹性应变能的降低(或释放)是裂纹扩展的动力。所以此类富Fe相的存在能够在一定程度上缓解应力集中，吸收应变能，阻止裂纹进一步扩展。图5和图6是合金热处理后组织的背散射照片，可以看出金属间化合物在合金基体中的析出形貌。能谱分析发现，析出相以富Cu相和富Fe相为主。一部分富Cu相是凝固过程中在熔体中形成的，呈块状分布在富Fe相周围；另一部分是热处理后在基体中析出，这类析出为细小白色颗粒状分布在基体里。富Fe相以鱼骨状团簇形式存在，并且随着Fe含量的增加，富Fe金属间化合物团簇数量增加，Fe元素可以提高基体在高温下的屈服强度。这两类金属间化合物的析出产生弥散强化效果，提高合金的力学性能。表1和表2所列数据是本发明涉及合金与几种常用牌号铸造铝合金室温拉伸性能和布氏硬度对比，可见，实例合金力学性能超过日本表1.实例合金与几种常用牌号铸造铝合金室温拉伸性能数据<table>tableseeoriginaldocumentpage6</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage7</column></row><table>压铸热处理的ADC12牌号合金。布氏硬度超过压铸成型过共晶A390合金。合金硬度越高，耐磨性越好，实例合金不仅具有良好的强度性能，还具有较高的硬度和耐磨性。—般来说，Fe被认为是铸造铝合金生产中的杂质元素予以剔除，其含量过高，用一般铸造方法很难达到相应牌号规定力学性能；Ni被认为是改善合金组织性能的有益元素，生产中通常把该元素含量保持在0.8wt^以上；而实例合金在低Ni高Fe的成分范围内采用普通金属模铸造及热处理后即可获得理想的综合性能，是一种具有良好实用性的新型铸造铝合金。具体实施例方式实施例1:冶炼合金按如下成分组成Si:12.5wt%;Ni:0.25wt%;Cu:5.Owt%;Fe:0.3wt%;Mn:0.5wt%;Mg:0.3wt%;Ti:0.15wt%;Zr:0.27wt%其余为Al。实例合金编号CF3。合金制备步骤如下在坩埚底部铺撒一层熔剂，然后将工业纯铝(纯度>99.Owt%)和中间合金分层次放入坩埚中，熔点低密度小的放置在下层，熔点高密度大的放置在上层；将炉温升至78(TC，保温待原料呈糊状时用钟罩将Al-Ti，Al-Zr中间合金压入坩埚底部，随后在熔体表面铺撒熔剂；等原料完全熔化后，用洁净的Ti棒插入熔体轻轻搅拌3-5圈，清除熔体表面熔渣；用钟罩分两次将AlP压入熔体进行变质处理，待其完全熔化后取出钟罩，升温至800°C，保温30min;然后把炉温降到750-760°C，除渣后将干燥Ar气通入坩埚底部约1/3处精炼1-2分钟；静置15-20min，等炉温降到710_720°C时开炉除渣，将熔体快速平稳地浇入预热到175-185t:的金属模具中。对铸锭实施如下热处理工艺固溶处理510±5°CX5_8h+室温水淬；时效处理160士5。CX6-10h+空冷。热处理后合金的力学性能抗拉强度316MPa;屈服强度245MPa;延伸率0.83%，最大布氏硬度155HBW。实施例2:冶炼合金按如下成分组成Si:13.5wt%;Ni:0.3wt%;Cu:5.Owt%;Fe:0.8wt%;Mn:0.6wt%;Mg:0.4wt%;Ti:0.10wt%;Zr:0.27wt%.其余为Al.实例合金编号CF8。合金制备步骤如下在坩埚底部铺撒一层熔剂，然后将工业纯铝(纯度>99.Owt%)和中间合金分层次放入坩埚中，熔点低密度小的放置在下层，熔点高密度大的放置在上层；将炉温升至78(TC，保温待原料呈糊状时用钟罩将Al-Ti，Al-Zr中间合金压入坩埚底部，随后在熔体表面铺撒熔剂；等原料完全熔化后，用洁净的Ti棒插入熔体轻轻搅拌3-5圈，清除熔体表面熔渣；用钟罩分两次将AlP压入熔体进行变质处理，待其完全熔化后取出钟罩，升温至800°C，保温30min;然后把炉温降到750-760°C，除渣后将干燥Ar气通入坩埚底部约1/3处精炼1-2分钟；静置15-20min，等炉温降到710_720°C时开炉除渣，将熔体快速平稳地浇入预热到175-185t:的金属模具中。对铸锭实施如下热处理工艺固溶处理510±5°CX5_8h+室温水淬；时效处理160士5。CX6-10h+空冷。热处理后合金的力学性能抗拉强度336MPa;屈服强度263MPa;延伸率0.72%，最大布氏硬度161HWB。权利要求一种发动机机体用高强度铸造铝硅合金，其特征是基本组成为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％，其余为Al。2.如权利要求1所述的一种发动机机体用高强度铸造铝硅合金的制备方法，其特征在于制备合金所用的金属元素A1的纯度>99.Owt^，其他元素均以中间合金的形式加入，所用中间合金成分配比如下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，制备步骤如下1)熔炼用具及原料的准备与烘干，烘干温度控制在200°C;2)分层次放入原料，低熔点低密度原料放在底层，高熔点高密度原料放在上层，具体顺序如下: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)熔炼温度80(TC，待已加入的合金呈糊状时用钟罩将Al-5.Owt%Ti和Al_4.Owt%Zr—起压入坩埚底部，铺撒熔剂；4)待所有合金完全熔化后，搅拌除熔渣压入A1P变质剂，在80(TC保温30-40min;5)降温到750-760°C，除渣精炼，用干燥Ar气或六氯乙烷精炼1_2分钟，通Ar气的喷嘴压入坩埚底部约1/3处；6)静置10-15min，等炉温降到710_720°C时把熔体快速平稳地浇入预热到175_185°C的金属模具中；7)浇注完毕后，将所得铸件进行热处理，工艺参数为固溶处理510±5°CX5-8h+室温水淬；时效处理160士5。CX6-10h+空冷。全文摘要一种发动机机体用高强度铸造铝硅合金及其制备方法，属于金属材料领域。合金成分重量百分比为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％，其余为Al。热处理参数为固溶处理510±5℃×5-8h+室温水淬；时效处理160±5℃×6-10h+空冷。热处理后的合金室温抗拉强度和屈服强度分别达到316-336MPa与245-263MPa，断后延伸率达到0.72-0.83％，布氏硬度最高达到155-166HBW。与同类合金相比，力学性能高；Ni元素的含量低，减少了合金中贵重元素的含量；Fe元素允许在较宽范围内波动；铸锭质量良好，工艺简单，可操作性强。文档编号C22C1/03GK101775529SQ201010034020公开日2010年7月14日申请日期2010年1月11日优先权日2010年1月11日发明者刘胜男,惠希东,王云亮,王恩睿,王树申申请人:北京科技大学