一种Zr和Sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀Al‑Si‑Cu铸造铝合金及制备方法与流程

本发明涉及一种铝合金材料及其制备方法，尤其是一种高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金及其制备方法，具体地说是一种zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu铸造铝合金及其制备方法。

背景技术：

al-si（-cu）系铸造铝合金是当前在工业中应用最多的铸造铝合金材料，这类铝合金的牌号有如：国内的yl102（alsi12）、yl112（alsi8.5cu3.5）、yl113（alsi811cu3），日本的adc12（alsi11cu3）、adc10（alsi8.5cu3.5）以及美国的a380（alsi8.5cu3.5）等，这些合金具有优良的铸造性能、较高的强度和良好的抗腐蚀性能，但是其塑性、韧性相对较低。

al-si（-cu）系铸造铝合金的力学性能与其组织中的第二相（si相）的形态、尺寸、分布紧密相关。细化si相是通过降低si相对基体al的割裂从而提高al-si（-cu）系铸造铝合金性能的有效途径。锶（sr）元素是铝合金中的一种很有效的长效变质剂，不仅可以有效细化al-si（-cu）系铸造铝合金中的si相，而且可以有效细化合金中的fesial5等化合物相。锆（zr）元素是一种与al亲和力强的3d过渡族元素，加入到铝合金中，在合金凝固过程中锆（zr）元素与al形成a13zr（熔点1580℃）等高熔点物相，对合金的后续凝固起到非均质形核作用，不仅细化合金铸态基体组织、促进细小等轴晶形成，而且提高液态合金的流动性和元素分布均匀性。因此，zr和sr的复合微合金化可以在不降低合金铸造性能、强度、抗腐蚀性的同时，大幅提高合金的塑性和韧性。

到目前为止，我国尚未有一种具有自主知识产权的zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si（-cu）系铸造铝合金及其制备方法可供使用，这一定程度上制约了我国高性能铸造铝合金及其制品产业的发展。

技术实现要素：

本发明的目的是针对目前al-si（-cu）系铸造铝合金塑性、韧性较低的问题，发明一种在al-si-cu系铸造铝合金成分设计的基础上，通过调整si、cu元素含量，同时添加微量锶（sr）和锆（zr）元素进行复合微合金化，在不降低合金铸造性能（流动性）的同时，高效细化合金中的si相和化合物相，大幅提高合金的塑性、韧性，获得一种兼具优良铸造性能和高强韧性耐腐蚀性的al-si-cu系铸造铝合金，同时提供其制备方法。

本发明的技术方案之一是：

一种zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu铸造铝合金，其特征在于：它主要由铝（al）、硅（si）、铜（cu）、锆（zr）和锶（sr）组成，其中，硅（si）的质量百分比为7.9～8.18%，铜（cu）的质量百分比为1.95～2.11%，锆（zr）的质量百分比为0.169～0.187%，锶（sr）的质量百分比为0.0253～0.035%，余量为铝和少量杂质元素（如质量百分比为0.133～0.153%的铁，铁可由纯铝及中间合金中的微量元素形成），各组份的质量百分比之和为100%。

本发明的技术方案之二是：

一种zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu铸造铝合金的制备方法，其特征是其制备过程依次包括：

（1）首先，将al-si中间合金熔化后升温至850±10℃，然后依次加入al-cu中间合金、al-zr中间合金、al-sr中间合金和纯al；

（2）其次，待所有中间合金和金属熔化后，调节温度至750±10℃，加入六氯乙烷精炼除气直至没有气体逸出，静置保温5～10min后去渣并浇入预热至300±10℃的金属模具中浇铸成锭，即可获得zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金。

所述的al-si中间合金中si的质量百分比为10.21%，al-cu中间合金中cu的质量百分比为50.12%，al-zr中间合金中zr的质量百分比为4.11%，al-sr中间合金中sr的质量百分比为9.89%。

本发明的有益效果：

（1）本发明获得了一种室温无缺口冲击韧性为24.151438~39.312583j/cm²（按gb/t229-2007金属材料夏比摆锤冲击试验方法），强度为217.228~234.7mpa、延伸率为9~9.529％，硬度为70.05~72.9hv、电导率为39.2998~40.0063％iacs；在3.5%nacl水溶液中37℃温度下浸泡93小时的均匀腐蚀速率（按gb1024-88金属材料实验室均匀腐蚀全浸试验方法）为0.239345219~0.27074376mm/y的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金。

（2）本发明在al-si-cu系铸造铝合金成分设计的基础上，通过调整si、cu元素含量，同时添加锆（zr）和锶（sr）元素进行复合微合金化，在不降低合金铸造性能保证合金组织致密性的同时，高效细化了合金中的si相和化合物相，大幅提高了合金的韧性、强度、塑性和耐腐蚀，如本发明zr、sr复合微合金化的高强韧al-si-cu铸造铝合金（以实施例一为例），其冲击韧性、强度、延伸率比未经zr、sr复合微合金化的al-si-cu铸造铝合金（以对比例一为例）的冲击韧性、强度、延伸率分别提高了276%、15.8%、54.5%，而平均均匀腐蚀速率下降了19.3%。

（3）本发明al-si-cu系铸造铝合金中si相尺寸在亚微米级，形状呈颗粒状或短棒状，并且长径比小于等于2。

（4）本发明公开了一种高强韧耐腐蚀al-si-cu铸造铝合金的成分及制备方法，一定程度上打破了国外对高性能铸造铝合金的技术封锁，可满足我国大型复杂薄壁高强韧耐腐蚀铸造铝合金产品制造的需求。

（5）本发明通过大量的试验获得了理想的制备方法，尤其是通过采用按次序加入各中间合金及纯金属的方法来控制各组份含量，按本发明的工艺能容易地得到符合要求的铝合金材料。

附图说明

图1是本发明实施例一的zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金的金相组织光学显微镜照片。

图2是本发明实施例一的zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金的金相组织扫描电子显微镜照片。

图3是本发明实施例一的zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金的室温无缺口冲击韧性性能测试试样断口扫描电子显微镜照片。

图4是本发明实施例一的zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金的室温拉伸性能测试试样断口扫描电子显微镜照片。

图5是本发明实施例一的zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金的耐腐蚀性测试试样金相表面扫描电子显微镜照片。

图6是本发明对比例一的未经zr和sr复合微合金化的al-si-cu系铸造铝合金的金相组织光学显微镜照片。

图7是本发明对比例一的未经zr和sr复合微合金化的al-si-cu系铸造铝合金的金相组织扫描电子显微镜照片。

图8是本发明对比例一的未经zr和sr复合微合金化的al-si-cu系铸造铝合金的室温无缺口冲击韧性性能测试试样断口扫描电子显微镜照片。

图9是本发明对比例一的未经zr和sr复合微合金化的al-si-cu系铸造铝合金的室温拉伸性能测试试样断口扫描电子显微镜照片。

图10是本发明对比例一的未经zr和sr复合微合金化的al-si-cu系铸造铝合金的耐腐蚀性测试试样金相表面扫描电子显微镜照片。

具体实施方式

下面结合附图和实施例对本发明作进一步的说明。

实施例一

如图1、2、3、4、5所示。

一种zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金，其制备方法：

按1kg配制为例

先将0.833kgal-si(89.62%al,10.21%si,0.17%fe，本发明所有组份均采用质量百分比表示，下同，凡组份相加不足100%的部分均为杂质)中间合金（si的损失率约为5%）熔化后升温至850℃，然后依次加入0.0431kgal-cu(49.62%al,50.12%cu,0.15%fe,0.11%si)中间合金（cu的损失率约为6.25%）、0.0489kgal-zr(95.69%al,4.11%zr,0.20%fe,0.10%si)中间合金（zr的损失率约为8%）、0.0141kgal-sr(89.86%al,9.89%sr,0.15%fe,0.10%si)中间合金（sr的损失率约为75%）和0.0609kga00等级纯al（99.79%al,0.14%fe,0.04%si）；待所有中间合金和金属熔化后，调节温度至750℃，加入六氯乙烷精炼除气直至没有气体逸出，静置保温5～10min后去渣并浇入预热至300℃的金属模具中浇铸成锭；即获得一种zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金。

本实施例的zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金经光谱实际测量其成分为：8.08%si,2.1%cu,0.185％zr,0.0348%sr,0.136%fe,余量为铝和杂质元素。

本实施例的zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金组织致密（图1），si相细小，尺寸在亚微米级，形状呈颗粒状或短棒状，并且长径比小于等于2（图1、图2）；室温无缺口冲击韧性为39.312583j/cm²（按gb/t229-2007金属材料夏比摆锤冲击试验方法），冲击韧性试样断口呈韧窝特征的典型韧性断裂（图3）；强度为234.7mpa、延伸率为9％，拉伸试样断口呈韧窝特征的典型韧性断裂（图4）；其硬度为72.9hv、电导率为39.2998％iacs、在3.5%nacl水溶液中37℃温度下浸泡93小时的均匀腐蚀速率（按gb1024-88金属材料实验室均匀腐蚀全浸试验方法）为0.239345219mm/y，腐蚀表面si相尺寸细小（图5）。

实施例二

一种zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金，其制备方法：

按1kg配制为例。

先将0.819kgal-si(89.62%al,10.21%si,0.17%fe)中间合金熔化后升温至850±10℃，然后依次加入0.0424kgal-cu(49.62%al,50.12%cu,0.15%fe,0.11%si)中间合金（cu的损失率约为6.25%）、0.0476kgal-zr(95.69%al,4.11%zr,0.20%fe,0.10%si)中间合金（zr的损失率约为8%）、0.0133kgal-sr(89.86%al,9.89%sr,0.15%fe,0.10%si)中间合金（sr的损失率约为75%）和0.0777kga00等级纯al（99.79%al,0.14%fe,0.04%si）；待所有中间合金和金属熔化后，调节温度至750±10℃，加入六氯乙烷精炼除气直至没有气体逸出，静置保温5～10min后去渣并浇入预热至300±10℃的金属模具中浇铸成锭；即获得一种zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金。

本实施例的zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金经光谱实际测量其成分为：7.94%si,1.97%cu,0.18％zr,0.033%sr,0.147%fe,余量为铝和杂质元素。

本实施例的zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金组织致密，si相细小，尺寸在亚微米级，形状呈颗粒状或短棒状，并且长径比小于等于2；室温无缺口冲击韧性为24.151438j/cm²（按gb/t229-2007金属材料夏比摆锤冲击试验方法），冲击韧性试样断口呈韧窝特征的典型韧性断裂；强度为217.2mpa、延伸率为9.24％，拉伸试样断口呈韧窝特征的典型韧性断裂；其硬度为72.35hv、电导率为40.0063％iacs、在3.5%nacl水溶液中37℃温度下浸泡93小时的均匀腐蚀速率（按gb1024-88金属材料实验室均匀腐蚀全浸试验方法）为0.24567205mm/y，腐蚀表面si相尺寸细小。

实施例三

一种zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金，其制备方法：

按1kg配制为例

先将0.828kgal-si(89.62%al,10.21%si,0.17%fe)中间合金（si的损失率约为5%）熔化后升温至850±10℃，然后依次加入0.0447kgal-cu(49.62%al,50.12%cu,0.15%fe,0.11%si)中间合金（cu的损失率约为6.25%）、0.045kgal-zr(95.69%al,4.11%zr,0.20%fe,0.10%si)中间合金（zr的损失率约为8%）、0.0105kgal-sr(89.86%al,9.89%sr,0.15%fe,0.10%si)中间合金（sr的损失率约为75%）和0.0718kga00等级纯al（99.79%al,0.14%fe,0.04%si）；待所有中间合金和金属熔化后，调节温度至750±10℃，加入六氯乙烷精炼除气直至没有气体逸出，静置保温5～10min后去渣并浇入预热至300±10℃的金属模具中浇铸成锭；即获得一种zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金。

本实施例的zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金经光谱实际测量其成分为：8.03%si,2.08%cu,0.17％zr,0.026%sr,0.147%fe,余量为铝和杂质元素。

本实施例的zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金组织致密，si相细小，尺寸在亚微米级，形状呈颗粒状或短棒状，并且长径比小于等于2；室温无缺口冲击韧性为24.630211j/cm²（按gb/t229-2007金属材料夏比摆锤冲击试验方法），冲击韧性试样断口呈韧窝特征的典型韧性断裂；强度为217.5mpa、延伸率为9.53％，拉伸试样断口呈韧窝特征的典型韧性断裂；其硬度为70.05hv、电导率为39.79％iacs、在3.5%nacl水溶液中37℃温度下浸泡93小时的均匀腐蚀速率（按gb1024-88金属材料实验室均匀腐蚀全浸试验方法）为0.27074376mm/y，腐蚀表面si相尺寸细小。

实施例四。

按1000克配制为例，为简化计算，本实施例计算时不考虑元素的损失率，具体实施时可适当加以考虑加上损失量。

先将773.8gal-si中间合金熔化后升温至850±10℃，然后依次加入38.91gal-cu中间合金、41.12克al-zr中间合金、2.53gal-sr中间合金和143.64ga00等级纯al；待所有中间合金和金属熔化后，调节温度至750±10℃，加入六氯乙烷精炼除气直至没有气体逸出，静置保温5～10min后去渣并浇入预热至300±10℃的金属模具中浇铸成锭；即获得一种zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金。

本实施例的zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金经光谱实际测量其成分为：7.9%si,1.95%cu,0.169％zr,0.0253%sr,0.133%fe,余量为铝和杂质元素。

本实施例的zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金组织致密，si相细小，尺寸在亚微米级，形状呈颗粒状或短棒状，并且长径比小于等于2；室温无缺口冲击韧性、冲击韧性试样断口呈韧窝特征的典型韧性断裂特征、强度、延伸率、拉伸试样断口呈韧窝特征的典型韧性断裂特征、硬度、电导率、在3.5%nacl水溶液中37℃温度下浸泡93小时的均匀腐蚀速率等性能参数与实施例一相近似。

实施例五。

按1000克配制为例，为简化计算，本实施例计算时不考虑元素的损失率，具体实施时可适当加以考虑加上损失量。

先将801.18gal-si中间合金熔化后升温至850±10℃，然后依次加入42.10gal-cu中间合金、45.50克al-zr中间合金、3.54gal-sr中间合金和107.68ga00等级纯al；待所有中间合金和金属熔化后，调节温度至750±10℃，加入六氯乙烷精炼除气直至没有气体逸出，静置保温5～10min后去渣并浇入预热至300±10℃的金属模具中浇铸成锭；即获得一种zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金。

本实施例的zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金经光谱实际测量其成分为：8.18%si,2.11%cu,0.187％zr,0.035%sr,0.153%fe,余量为铝和杂质元素。

本实施例的zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金组织致密，si相细小，尺寸在亚微米级，形状呈颗粒状或短棒状，并且长径比小于等于2；室温无缺口冲击韧性、冲击韧性试样断口呈韧窝特征的典型韧性断裂特征、强度、延伸率、拉伸试样断口呈韧窝特征的典型韧性断裂特征、硬度、电导率、在3.5%nacl水溶液中37℃温度下浸泡93小时的均匀腐蚀速率等性能参数与实施例一相近似。

对比例一

如图6、7、8、9、10所示。

一种未经zr和sr复合微合金化的al-si-cu系铸造铝合金，其制备方法：

按1kg配制为例：

先将0.876kgal-si(89.62%al,10.21%si,0.17%fe)中间合金（si的损失率约为5%）熔化后升温至850±10℃，然后依次加入0.046kgal-cu(49.62%al,50.12%cu,0.15%fe,0.11%si)中间合金（cu的损失率约为6.25%）和0.078kga00等级纯al（99.79%al,0.14%fe,0.04%si）；待所有中间合金和金属熔化后，调节温度至750±10℃，加入六氯乙烷精炼除气直至没有气体逸出，静置保温5～10min后去渣并浇入预热至300±10℃的金属模具中浇铸成锭；即获得一种zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金。即获得一种未经zr和sr复合微合金化的al-si-cu系铸造铝合金。

本对比例的未经zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si-cu系铸造铝合金组织致密（图6），si相较大，尺寸在微米级，形状呈长条状，并且长径比大于2（图6、图7）；室温无缺口冲击韧性平均值为10.45422933j/cm²（按gb/t229-2007金属材料夏比摆锤冲击试验方法），冲击韧性试样的断口呈准解理特征的典型脆性断裂（图8）；强度为202.6805mpa、延伸率为5.824％，拉伸试样的断口呈准解理特征的典型脆性断裂（图9）；其硬度为75.075hv，电导率为33.3342％iacs；在3.5%nacl水溶液中37℃温度下浸泡93小时的均匀腐蚀速率（按gb1024-88金属材料实验室均匀腐蚀全浸试验方法）为0.296661583mm/y，腐蚀表面si相尺寸粗大（图10）。

本对比例的未经zr和sr复合微合金化的al-si-cu系铸造铝合金经光谱实际测量其成分为：8.5%si,2.14%cu,0.144%fe,余量为铝和杂质元素。

以上仅列出了几个常见配比的铝合金的配比及制造方法，本领域的技术人员可以根据上述实例适当地调整各组份的配比并严格按上述步骤进行制造即可获得理想的zr和sr复合微合金化的高强韧耐腐蚀al-si（-cu）系铸造铝合金。

本发明未涉及部分均与现有技术相同或可采用现有技术加以实现。