含钐和/或钆的耐热铸造铝合金及其制备方法与流程

本发明属于冶金领域，具体涉及一种含钐和/或钆的耐热铸造铝合金及其制备方法。

背景技术：
当前轻量化逐渐成为现代汽车的发展方向，铝合金作为应用最多的轻合金在汽车工业中将得到更广泛的应用。目前汽车动力系统的铝合金部件基本上都是铸件。现有铸造铝合金中，以A319、A356等合金的应用最为广泛，这些铝合金具有优良的铸造性能，尤其在225℃以下具有优良的力学性能。随着对汽车燃油经济性要求的提高，高功率密度汽车发动机必将成为未来汽车发动机的主流，但是该类发动机要在高于250℃的温度工作，但温度超过250℃时，存在的问题是合金的蠕变性能急剧下降，从而无法满足动力需求。目前正在研究和开发的汽车用耐热铝合金主要有Al-Si和Al-Cu等合金系。A.R.Farkoosh等人于2013年在“MaterialsScience&EngineeringA”期刊上发表的“TheeffectsofmanganeseontheT-phaseandcreepresistanceinAl-Si-Cu-Mg-Nialloys”一文中通过向Al7Si0.5Cu0.3Mg(0.3-1)Ni合金中添加重量百分比为0.3％的锰，提高了T-Al9FeNi相的塑性和热稳定性，使合金在300℃，20MPa条件下，经300小时蠕变量降低至0.2％。但是，由于合金中的T-Al9FeNi相较多，而该相在高温应力作用下容易断裂，因此严重影响了合金的耐热性能。

技术实现要素：
有鉴于此，本发明的目的之一在于提供一种含钐和/或钆的耐热铸造铝合金，通过添加钐和/或钆增强了铝合金的屈服强度，对合金起到固溶强化作用，有效提高了合金的高温性能；本发明还提供了上述合金的制备方法。本发明的技术方案如下：含钐和/或钆的耐热铸造铝合金，各组分按重量百分比为：Si5.0～8.0％，Mg0.20～0.50％，Gd和/或Sm0.1～1.0％，Mn0.10～0.50％，Cu0.01～2％，Ti0.01～0.2％，杂质元素≤0.15％，余量为Al。优选的，各组分按重量百分比为：Si6.2％，Mg0.34％，Gd0.7％，Sm0.7％，Mn0.33％，Cu1.5％，Ti0.12％，杂质元素≤0.15％，余量为Al。优选的，各组分按重量百分比为：Si7％，Mg0.31％，Gd0.5％，Mn0.1％，Cu0.1％，Ti0.18％，杂质元素≤0.15％，余量为Al。优选的，各组分按重量百分比为：Si5.2％，Mg0.45％，Gd0.9％，Mn0.2％，Cu1.9％，Ti0.1％，杂质元素≤0.15％，余量为Al。优选的，各组分按重量百分比为：Si5.8％，Mg0.4％，Sm0.9％，Mn0.21％，Cu0.02％，Ti0.16％，杂质元素≤0.15％，余量为Al。优选的，所述杂质元素中每种元素重量百分比≤0.05％。优选的，杂质元素包括Fe元素。本发明还提供上述含钐和/或钆的耐热铸造铝合金的制备方法，其特征在于，具体步骤为：将工业纯铝加热至700～715℃，再加入Al-Si中间合金和Al-Mn中间合金，然后继续加热至750℃后加入Al-Gd和/或Al-Sm中间合金，以及Al-Cu中间合金和Al-Ti中间合金，然后保温并搅拌，待合金完全溶解后混匀并精炼30分钟，最后降温至680-700℃后浇铸即得。本发明的有益效果在于：Gd或Sm元素的加入可细化晶粒，提高合金的屈服强度，同时在合金的晶界附近生成稳定的粒状Al2Gd或Al2Sm相，起到析出强化的作用，提高了合金的室温拉伸性能和高温抗蠕变性能。另外，加入Si可以提高合金的铸造性能，Si与Fe结合还可提高合金的拉伸性能；Cu的添加能够提高合金的室温拉伸性能和高温抗蠕变性能；Ti的添加则能够细化晶粒，提高合金的室温拉伸性能。本发明通过以上金属有机组合，制备的合金晶粒可小于20μm，显著改善了共晶Si的形貌和尺寸。由于制备的合金铸造性能好，并能在250～275℃，50MPa条件下稳定工作，使该合金在汽车工业中的广泛应用成为可能。附图说明为了使本发明的目的、技术方案和有益效果更加清楚，本发明提供如下附图：图1合金铸造采用的金属模具示意图；图2实施例1所述合金的金相图；图3实施例2所述合金的金相图；图4实施例3所述合金的金相图；图5实施例4所述合金的金相图。具体实施方式下面将结合附图，对本发明的优选实施例进行详细的描述。实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照常规条件或按照制造厂商所建议的条件。合金制备方法如下：将工业纯铝加热至700～715℃后加入Al-Si中间合金和Al-Mn中间合金，然后继续加热至750℃后，加入Al-Gd和/或Al-Sm中间合金，以及Al-Cu中间合金和Al-Ti中间合金，然后保温并搅拌，待合金完全溶解后混匀并精炼30分钟，最后降温至680-700℃后浇铸即得。各实施例和A356合金成分如下表所示，成分含量用重量百分比表示。SiCuGdSmMgTiMn杂质元素Al实施例17％0.1％0.5％00.31％0.18％0.1％≤0.15％余量实施例25.2％1.9％0.9％00.45％0.1％0.2％≤0.15％，Fe为0.01％余量实施例35.8％0.02％00.9％0.4％0.16％0.21％≤0.15％，Fe为0.01％余量实施例46.2％1.5％0.7％0.7％0.34％0.12％0.33％≤0.15％，Fe为0.012％余量A3567％0.01％000.35％0.01％0.1％≤0.15％，Fe为0.01％余量A356合金的室温抗拉强度为273MPa，屈服强度为241MPa，延伸率为2.5％；在250℃，屈服强度184MPa，延伸率3.9％；在250℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.24％。实施例1所述合金的金相图如图2所示，该合金室温抗拉强度为307MPa，屈服强度为258MPa，延伸率为2.1％；在250℃，屈服强度204MPa，延伸率3.9％；在250℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.06％；在275℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.09％，晶界上形成高熔点的第二相Al2Gd可以阻碍蠕变过程中的晶界滑动，提高了抗蠕变性能。实施例2所述合金的金相图如图3所示，该合金室温抗拉强度为296MPa，屈服强度为245MPa，延伸率为1.8％；在250℃，屈服强度194MPa、延伸率3.6％；在250℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.04％，在275℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.07％。晶界上形成高熔点的第二相Al2Gd可以阻碍蠕变过程中的晶界滑动，提高了抗蠕变性能。实施例3所述合金的金相图如图4所示，该合金室温抗拉强度为301MPa，屈服强度为260MPa，延伸率为1.5％；在250℃，屈服强度213MPa，延伸率2.9％；在250℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.05％；在275℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.09％。晶界上形成高熔点的第二相Al2Gd和Al2Sm可以阻碍蠕变过程中的晶界滑动，提高了抗蠕变性能。实施例4所述合金的金相图如图5所示，该合金的室温抗拉强度为307MPa，屈服强度为258MPa，延伸率为6.5％；在250℃，屈服强度204MPa，延伸率8.9％；在250℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.06％；在275℃，50MPa条件下，100小时的蠕变量是0.09％。晶界上形成高熔点的第二相Al2Gd和Al2Sm可以阻碍蠕变过程中的晶界滑动，提高了抗蠕变性能。本发明所制备合金的高温(250℃)拉伸性能和抗蠕变性能较A356均有显著提高。这是因为晶界上形成高熔点的第二相Al2Gd和Al2Sm可以阻碍蠕变过程中的晶界滑动，使合金抗蠕变性能得到显著提升。最后说明的是，以上优选实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管通过上述优选实施例已经对本发明进行了详细的描述，但本领域技术人员应当理解，可以在形式上和细节上对其作出各种各样的改变，而不偏离本发明权利要求书所限定的范围。