一种含Mn可时效强化高硅铝合金及其变形材制备方法
【技术领域】
[0001] 本发明属于侣合金及其制备技术领域，特别设及一种含Mn可时效强化高娃侣合金 及其变形材制备方法。
【背景技术】
[0002] 高娃侣娃合金具有其他侣合金不可比拟的高比强度、高耐磨耐蚀性、低热膨胀性 及良好的尺寸稳定性，其铸件已广泛应用于坦克、装甲车W及汽车发动机缸体上。然而，高 娃侣合金由于其铸造组织中的层片状共晶娃相难W细化，导致高娃侣合金的塑性极差，因 而其极少作为变形材使用。
[0003] 多年来，国内外学者致力于提高高娃侣合金热塑性研究，先后采用化学变质处理， 并利用摩擦揽拌工艺、等通道转角挤压技术或者大变形加工手段，尤其是中国专利 CN200810137603.0《一种含儀高娃侣合金的结构材料及其制备方法》在不添加任何变质剂 的前提下，通过热处理结合热塑性加工，开发出一种低成本制造高强、塑性良好的含儀高娃 变形侣合金结构材料件的工艺技术，为高娃侣合金作为低成本高性能金属结构材料成为奠 定了基础。
[0004] 然而目前高娃变形侣合金普遍存在娃颗粒较粗大且分布不均匀，侣基体再结晶晶 粒混晶现象严重的问题。另外，为促进高娃变形侣合金作为高性能结构材料的广泛应用，应 该在提高该类合金性能的同时尽可能降低其生产制备成本。基于上述考虑，发明人从多级 尺度粒子强初化原理出发，经过理论探讨和实验论证，通过合金化析出亚微米级弥散相粒 子，与微米级晶娃颗粒共同作用，弥补微米级共晶娃颗粒分布不均匀的缺陷，促进侣基体再 结晶形核，钉扎侣基体晶界迁移长大，最终获得均匀细小等轴晶的侣基体中弥散分布着细 小微米级娃颗粒、亚微米级弥散相粒子及纳米级析出相粒子的高娃变形侣合金显微组织， 从而获得了具有良好强塑性、耐蚀性和耐磨性的高娃侣合金变形材。同时，发明人还通过调 节合金化、热处理及热变形等多个工艺环节的参数，更进一步降低发明合金的制备加工成 本，W扩大其应用范围。
【发明内容】
[0005] 如上所述，本发明针对现有含Mg高娃侣合金铸锭塑性变形能力较差、其变形材侣 基体再结晶晶粒混晶现象严重两大问题，提出采用添加适量Mn元素，在不采用变质处理的 条件下，通过DC铸造制备出可时效强化的高娃侣合金及其变形材的方法。
[0006] 本发明提供一种含Mn可时效强化高娃侣合金，其特征在于成分范围为：Sill~ 13wt%，Mg 0.5~1.0wt%，Mn 0.1~3.0讯1%，化<0.5讯1%，其他合金元素单个元素含量< 0. %，总含量< 0.5wt %，余量为Al。
[0007] 上述合金可认为是在可时效强化的4X X X系(Al-Si系)合金中加入了Mn元素，合 金成分中的Mn含量为0.1~3.Owt%，而Si质量分数控制在共晶范围内，且Mg质量分数0.5~ 1. Owt %。运种合金可采用DC铸造方法制备铸锭，且无需经过变质处理。
[0008] 本发明还提供了一种含Mn可时效强化侣合金制造变形材的方法，其特征在于包括 W下步骤：
[0009] ①合金烙炼，采用石墨粘±相蜗在电阻炉中烙炼，首先加入侣，待侣半烙化时加入 娃；当金属全部烙化，添加少量覆盖剂，控制烙体溫度在730°C~750°C之间保溫直至Si完全 溶解;当娃全部溶解，烙体溫度达到720°C~740°C加入儘剂并充分揽拌烙体;待烙体溫度达 至|J740°C~750°C时加入纯儀，并充分揽拌;然后造渣、除气精炼，停电，静置烙体；
[0010] ②铸造成型，采用半连续方式铸造(DC铸造)成型，诱铸溫度为690°C~700°C;
[0011] ③预形核处理，将上述成分的合金铸锭在循环风炉中进行低溫预先形核处理，处 理溫度为200°C~450°C，时间为地~IOh;
[0012] ④均匀化处理，预形核处理后接着进行短时均匀化处理，溫度550°C，时间化~化；
[0013] ⑤热变形，均匀化处理后将铸锭切头锐面，重新加热至470°C~490°C，热变形总量 >85% ；
[0014] ⑥固溶水泽处理，热变形材经540°C~550°C保溫20min~40min，水泽；
[0015] ⑦时效处理，固溶水泽材于165°C~185°C保溫化~12h。
[0016] 本发明的合金其烙铸工艺的具体步骤如下：
[0017] 1.烙炼合金的原料为99.7 %的工业纯侣，工业纯娃，工业纯儀，儘剂。
[0018] 2.先加入纯侣，采用石墨粘±相蜗在电阻炉中烙炼，待纯侣半烙化时，加入工业纯 Sio
[0019] 3.当金属全部烙化且烙体溫度达到730°C~750°C时，添加少量覆盖剂，保溫直至 Si完全溶解。
[0020] 4.待娃全部烙化后烙体溫度达到720°C~740°C加入儘剂并充分揽拌烙体，待烙体 溫度达到740°C~750°C时加入纯儀，并充分揽拌，添加少量覆盖剂。
[0021] 5.造渣、除气精炼，炉子停电，烙体静置20min，待烙体溫度降至690°C~700°C时， 采用半连续方式铸造成型。
[0022] 上述步骤3、4、5所设及的覆盖剂由腺1、1邑(：12和化尸2组成，其中腺1占50%，1邑(：12占 28%，CaF2 占 22%。
[0023] 上述成分范围的合金铸锭进行热处理，具体实施步骤如下：
[0024] 1.合金铸锭先在循环风炉中进行双级均匀化处理:第一级处理200°C~450°C保溫 地~IOh;第二级550°C保溫化~化，W调控含Mn的弥散相粒子及娃颗粒组态。
[0025] 2.将双级均匀化处理后的铸锭切头锐面。
[00%] 3.将步骤2所得铸锭重新加热至470°C~490°C，进行热变形，热变形总量>85%。 [0027] 4.将热变形材于540°C~550°C保溫20min~40min固溶水泽处理。
[00巧]5.对步骤4固溶处理后的变形材进行人工时效，具体工艺为：165°C~185°C，保溫 化~1化。
[0029] 与现有技术相比，本发明具有W下有益效果：
[0030] 1.成分设计具有简单、低成本、可大量利用回收废侣作为原料。
[0031] (1)本发明合金成分的特点在于控制合金中Mn含量为0.1~3.Owt% ,Mn是侣合金 中的常加合金元素之一，具有价格低廉，简便易操作的特点。本发明合金中添加Mn元素的目 的在于形成弥散相，含Mn弥散相粒子在变形过程中阻碍位错运动，形成大量高密度位错缠 结区域，可W通过形变诱发形核机制(Particle stimulated nucleation，简称PSN)，有效 促进变形材再结晶形核并钉扎再结晶后的晶界迁移，抑制晶粒长大，从而获得晶粒细小均 匀的侣基体，同时含Mn弥散相粒子对Al基体还具有一定的强化作用，另外，Mn还可W改变侣 合金中含化结晶相的形貌，由针状AWeSi相转变为骨骼状AWeMnSi相；
[0032] (2)Si质量分数控制在共晶范围内11~13wt% ,Si不仅可W降低侣合金合金化成 本，而且还能减轻侣合金的比重，同时弥散分布的粒状娃颗粒还能保证侣基体具有足够的 耐磨性及尺寸稳定性。
[00削 （3)发明合金中Mg质量分数为0.5~1 .Owt% ,Mg在高娃侣合金中可W形成MgsSi强 化相，进一步强化侣基体，而且还可W通过合适的时效工艺调控MgsSi强化相粒子组态，最 终获得具有不同强塑性、初性、耐蚀性、耐磨性相匹配的高性能高娃侣合金变形材。
[0034] (4)发明合金中Fe<0.5wt%，其他合金元素单个元素含量<0.2wt%，总含量< 0.5wt%，杂质Fe及其它合金元素含量容许范围均较大，便于大量利用回收废侣，进一步降 低成本。
[0035] 2.低溫预处理+短时高溫均匀化处理的双级均匀化工艺有效降低均匀化处理工艺 成本，并能明显改善合金热变形能力。
[0036] 为显著提高发明合金的塑性变形能力，本发明在系统研究常规高溫均匀化处理前 的预先形核溫度及时间，对半连续铸造制备的发明合金铸锭中含Mn弥散相粒子的形核析出 热力学、长大动力学过程及其在基体中的分布规律，W及对非平衡结晶相共晶Si回溶、球化 等行为的影响规律，最终发明能有效调控发明合金铸锭中含Mn弥散相粒子及共晶娃颗粒尺 寸、数量和分布的预先热处理制度，获得能显著改善发明合金塑性变形能力的弥散相预先 形核及共晶娃颗粒球化的热处理方法。
[0037] 由于本发明方法只需将铸锭在常规均匀化处理前的随炉加热过程中的某一低溫 段(200°C~450°C)进行一定时间（4h~IOh)的保溫处理，然后再加热至常规均匀化处理所 需的溫度(550°C)保溫化~化，从工艺上来说很容易实现，而且较常规均匀化处理550°C X 24h大大缩短了时间，降低了溫度，节省能源降低成本。而且第一级200°C~450°CX4h~IOh 的预处理及第二级550°C X化~化双级均匀化处理工艺在现有的侣合金均匀化处理生产线 上实施时控制简单方便，不必增加设备及工艺投资。
[0038] 3.发明合金经本发明方法处理后，具有优良的冷热塑性加工性能，可W通过热挤 压、热社、冷社等方式加工成型。其变形材再经固溶时效处理后获得细小等轴晶侣基体晶粒 上弥散分布着微米级娃颗粒、亚微米弥散相粒子、纳米级析出相粒子的显微组织。该类变形 材具有优异的比强度、耐蚀耐磨性、热膨胀系数低、易氧化着色的特点，可部分取代现有 6XXX