一种Al-Si-Mg-Cu-Ti-Sc铸锻合金及其制备方法
【专利说明】一种AI-Si-Mg-Gu-Ti-Sc铸锻合金及其制备方法 一、技术领域
[0001] 本发明涉及一种Al-Si-Mg-Cu-Ti-Sc铸锻合金及其制备方法，属于有色金属铝基 合金技术领域。 二、
【背景技术】
[0002] 铝合金是工业中应用最广泛的一类有色金属结构材料，在航空、航天、汽车、机械 制造、船舶及化学工业中已大量应用。随着近年来科学技术的飞速发展，对铝合金材料的需 求日益增多。但同时在长期的应用实践中，一些领域对铝合金材料的强度、韧性及高温性能 等要求越来越高。常用的铝合金根据其成形方法可以分为铸造铝合金和锻造铝合金。其 中，铸造铝合金虽然能成形较复杂的零件，但强度有限，性能较低；锻造铝合金性能较高，但 不易制备复杂零件，且成形工序复杂、成本高。若通过合金设计和工艺设计制成铸锻合金， 可兼顾铸造和锻造两种工艺的优点，即先通过铸造实现净近成形，通过锻造减少缺陷、提高 性能，在性能接近于锻造铝合金的同时，能够节省原料、减少工序、降低生产成本。通过合理 设计Al、Si的相对含量，可以在铸造合金基础上使其具有一定的塑性，但如果不借助于微 量Sc和Ti、Zr等合金元素的多元合金化作用或其他合金化手段，并设计出与此相配的制备 技术，则无法使其具备优秀的铸造性能、锻造性能和综合力学性能。 三、
【发明内容】
[0003] 本发明是为避免上述现有技术所存在的不足之处，提供一种具备优良的铸造性 能、锻造性能和综合力学性能的Al-Si-Mg-Cu-Ti-Sc铸锻合金及其制备方法。
[0004] 本发明解决技术问题采用如下技术方案：
[0005] 本发明通过合金设计、控制Si含量并通过元素Sc、Ti的复合添加及微合金化，制 备得到具有优良成形性和综合力学性能的Al-Si-Mg-Cu-Ti-Sc铸锻合金。
[0006] 本发明Al-Si-Mg-Cu-Ti-Sc铸锻合金的合金成分按质量百分比构成如下：
[0007] Si2. 70 ~2. 97%，Mg0? 40 ~0? 50%，Cu0? 40 ~0? 50%，Ti0? 10 ~0? 16%， Sc0? 05~0? 20%，余量为铝。
[0008] 本发明Al-Si-Mg-Cu-Ti-Sc铸锻合金是通过如下工艺制备得到的：
[0009] (1)配料：按配比量称取纯铝、Al-Si中间合金、Al-Mg中间合金、Al-Cu中间合金、 Al-Ti中间合金及Al-Sc中间合金；
[0010] (2)熔化：向预热至300°C的坩埚中先加入烘干的Al-Si中间合金，随后加入纯 铝覆盖在Al-Si合金上，然后随炉一起升温到750°C，待全部熔化后静置并保温20min;将 Al-Cu中间合金和Al-Ti中间合金加入到已熔化的合金熔液中，待全部熔化后静置并保温 lOmin;将温度调至720°C，加入Al-Sc中间合金和Al-Mg中间合金，全部恪化后用搅拌棒搅 拌均匀，静置并保温lOmin。
[0011] (3)精炼：用扒渣勺将步骤（2)得到的合金熔液表层的浮渣快速地撇去，撇渣后采 用钟罩将精炼剂置于合金熔液的底部，精炼除气，于720°C静置保温10~20min，除渣。由 于精炼后熔体表层浮渣更多，需要快速彻底地一次性将浮渣用扒渣勺撇尽。所述精炼剂为C2C16，精炼剂的添加量为合金熔液质量的0. 6%。
[0012] (4)浇注：将精炼后的合金熔液升温至730°C，采用金属型模具进行浇注。
[0013] (5)固溶处理：将步骤（4)浇注的合金于540°C固溶保温6h，出炉淬火。所述淬火 是于60-90°C水中水淬。出炉至淬入水中时间彡20s，水中冷却时间3~5min。
[0014] (6)锻造：将步骤（5)淬火后的合金在自由锻机上进行15%的锻造变形，预锻温度 控制在480°C，终锻温度控制在400°C。
[0015] (7)热处理：将步骤（6)锻造后的合金进行T6热处理，所述T6热处理包括固溶处 理和时效处理。所述固溶处理是将步骤（6)锻造后的合金于540°C固溶保温6h，出炉淬火。 所述淬火是于60-90°C水中水淬。出炉至淬入水中时间彡20s，水中冷却时间3~5min。所 述时效处理是于160°C保温4h，出炉后置于空气中冷却。
[0016] 步骤⑴至（7)的制备过程均于空气氛围中进行。
[0017] 相对于国内外使用的铸造铝合金，本发明由于设计的合金Si含量为2. 70~ 2. 97 %，据此所得到的Al-Si-Mg-Cu合金可以通过铸造成型，由于铸后组织中Si相比例低， 结合适当的热处理进一步减少共晶Si相，可使合金具有锻造成形性。
[0018] 本发明将稀土Sc与过渡金属Ti联合作用在铝合金中，对性能的提高效果比之单 独添加更加明显。Ti的某些物理及力学性能与Sc接近，在Al-Sc合金中Ti能够置换A13Sc 相中Sc原子而形成A13(Sc, Ti)相，该相与A13Sc相比，晶格常数（a=0. 407nm)与基体更 接近，与基体错配度（约为〇. 5% )更小，晶格常数的差异率降低，非均质形核效率增高，晶 粒细化效果显著增强。
[0019] 本发明合金在时效过程中析出的次生Al3(Sc，Ti)粒子强烈的钉扎位错，阻碍位错 运动，同时阻止了亚晶界迀移与合并，提高了合金的再结晶温度，从而对合金产生了亚结构 强化作用。此外，次生Al3(Sc，Ti)在合金中以弥散、细小的方式析出，其本身对合金也具有 极为显著的析出强化作用。
[0020] 与现有技术相比，本发明的有益效果体现在：
[0021] 1、本发明设计的合金Si含量为2. 70~2. 97%，据此所得到的Al-Si-Mg-Cu合金 可以通过铸造成型，由于铸后组织中Si相比例低，结合适当的热处理进一步减少共晶Si 相，可使合金具有锻造成形性。
[0022] 2、本发明合金中添加了微量的稀土Sc元素，在铝合金铸造工艺实施时具有细化、 净化作用，在时效工艺中，可以析出含Sc、Ti的细小、弥散、与基体保持共格关系的112型 Al3 (Sc,Ti)相粒子，该粒子能显著强化合金、提高合金性能。
[0023] 3、本发明在合金制备时采用铸造+锻造的工艺，兼顾了铸造合金和锻造合金的优 点，较之铸造合金其组织改善、性能提高，较之锻造合金可实现近净成形、节约了原料、降低 了成本。
[0024] 本发明合金Al-Si-Mg-Cu-Ti-Sc铸锻合金兼顾了铸造合金和锻造合金的优点，具 有较高力学性能的同时还具有一定的锻造变形能力。合金锻造后T6态抗拉强度可达到 280~302. 4MPa，伸长率达到13. 6~16. 8%，明显超过一般铸造铝合金的力学性能（A356 合金使用态抗拉强度一般不高于240MPa，伸长率低于8% )。 四、【具体实施方式】
[0025] 下面结合实施例详细说明，下面实施例是说明性的，而不是限定性的，不能以下述 实施例来限定本发明的保护范围。
[0026] 本发明所提供的合金成分（合金成分均为质量百分比，％ )范围为：Si为2.70~ 2. 97%、Mg为 0? 40 ~0? 50%、Cu为 0? 40 ~0? 50%、Ti为 0? 10 ~0? 16%、Sc为 0? 05 ~ 0. 20%、余量为铝。
[0027] 表1实施例1-7中合金配比构成如下：
[0028]
[0029] 实施例1:
[0030] 本实施例按如下步骤制备Al-Si-Mg-Cu-Ti-〇. 05Sc铸锻合金：
[0031] 1、配料：按照 95. 9%Al、2. 70%Si、0. 45%Mg、0. 45%Cu、0. 15%Ti和0?05% Sc的质量百分比，称取933. 2g纯铝（纯度为99. 99% )、167.lgAl-21.54%Si中间合金、 10. 7gAl-50. 38%Mg中间合金、13. 5gAl-39. 37%Cu中间合金、45. 8gAl-3. 93%Ti中间 合金和29. 7gAl-2. 02%Sc中间合金，配料总质量为1200g;
[0032] 2、熔化：向预热至300°C的坩埚中先加入烘干的Al-Si中间合金，随后加入纯铝覆 盖在Al-Si合金上，然后随炉一起升温到750°C，待全部熔化后静置并保温20min;将Al-Cu 中间合金和Al-Ti中间合金加入到已熔化的合金熔液中，待全部熔化后静置并保温lOmin; 将温度调至720°C，加入Al-Sc中间合金和Al-Mg中间合金（用铝箱包住加入），全部熔化 后搅拌均匀，静置并保温lOmin。
[0033] 3、精炼：用扒渣勺将步骤2得到的合金熔液表层的浮渣快速地撇去，撇渣后采用 钟罩将精炼剂C2C16置于合金熔液的底部，精炼除气，于720°C静置保温10~20min，除渣。 由于精炼后熔体表层浮渣更多，需要快速彻底地一次性将浮渣用扒渣勺撇尽。精炼剂C2C16 的添加量为合金熔液质量的〇. 6%。
[0034] 4、浇注：将精炼后的合金熔液升温至730°C，采用金属型模具进行浇注。
[0035] 5、固溶处理：将步骤4浇注的合金于540°C固溶保温6h，出炉后于60-90°C水中水 淬。出炉至淬入水中时间彡20s，水中冷却时间3~5min。
[0036] 6、锻造：将步骤5淬火后的合金在自由锻打机上进行15%的锻造变形，预锻温度 控制在480°C，终锻温度控制在40