一种含Ti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Ti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，尤其是东北大学左良等 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。本专利从多级尺度粒子强初化 原理出发，通过合金化析出亚微米级弥散相粒子，与微米级共晶娃颗粒共同作用，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，最终获得具有良好强塑性、耐蚀性和耐磨性 的高娃侣合金变形材。同时，本专利从合金化、热处理及热变形等多个工艺环节降低发明合 金的制备加工成本，W期扩大其应用范围。
【发明内容】
[0005] 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，本发明提出采用添加适量Ti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] 本发明采用半连续铸造方法制备添加Ti元素的含Mg变形高娃侣合金铸锭，其成分 范围为：Si 11 ~13wt%，Mg 0.5~1.0wt%，Ti 0.1 ~0.8*1%，化<0.5*1%，其他合金元素 单个元素含量^ 0.15wt%，总含量^ 0.5wt%，余量为A1。
[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Ti元素，合 金成分中的Ti含量为0.1~0.Swt%，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。
[000引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] I.烙炼合金的原料为99.7%的工业纯侣，工业纯娃，工业纯儀，A^Ti中间合金。
[0010] 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 Si和Al-Ti中间合金。
[0011] 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。
[0012] 4.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。
[001引 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。
[0014] 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%。
[0015] 将上述成分范围的合金铸锭进行热处理，具体实施步骤如下：
[0016] 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250°C~400°C保溫 地~IOh;第二级550°C保溫化~化，W调控含Ti的弥散相粒子及娃颗粒组态。
[0017] 2.将双级均匀化处理后的铸锭切头锐面。
[0018] 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%。
[0019] 4.将热变形材于540°C~550°C保溫20min~40min固溶水泽处理。
[0020] 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。
[0021] 与现有技术相比，本发明具有W下有益效果：
[0024] 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。
[0025] (1)本发明合金成分的特点在于控制合金中Ti含量为0.1~0.8wt% ,Ti是侣合金 中的常加合金元素之一，与侣液发生包晶反应，为侣液凝固结晶有效的异质形核核屯、，是侣 合金中常用的变质剂。本发明合金中添加Ti元素的目的不仅仅是细化高娃侣合金铸锭晶 粒，更重要的是在于形成弥散相，含Ti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Ti弥散相粒子对Al基体还具有一定的强化作用；
[00%] (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。
[0027] (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。
[002引（4)发明合金中Fe<0.5wt%，其他合金元素单个元素含量<0.15wt%，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。
[0029] 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。
[0030] 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Ti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Ti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。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(250°C~400°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°CX24h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250°C~400°C X 4h~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。
[0031] 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系侣合金及钢材而广泛应用于建筑装饰、导轨、轨道交通、集装箱等领域，因而它能取 得显著的社会经济效益。
【具体实施方式】
[0032] 下面结合【具体实施方式】对本发明工艺作进一步的补充与说明。
[0033] 采用99.7%的纯Al,工业纯Mg,工业纯Si W及Al-Ti中间合金，于电阻炉中采用石 墨粘±相蜗烙炼了 8炉合金。具体烙炼方法如下:先加入纯侣锭，待纯侣锭呈半烙化状态时， 加入纯Si和Al-Ti中间合金；当侣锭及娃全部烙化且烙体溫度达到720°C~740°C时，添加少 量覆盖剂，覆盖剂由KCl、MgCl和CaF组成，其中KCl占50 % ,MgCl占28 %，CaF占22 % ;当烙体 溫度达到740°C~750°C时加入纯儀，并充分揽拌;然后造渣、除气精炼，炉子停电，静置烙 体，待烙体溫度降至700°C~710°C时，采用半连续方式铸造成SOmmX 200mm宽的扁铸锭。实 施发明合金的具体化学成分见表1。
[0034] 表1实施发明合金化学成分(质量百分数，wt%)
[0035」发明合金铸锭经25(rc~40(rcx地~IOh热处理后，再随炉升溫至55(rc保溫化~ 化进行双级均匀化处理。双级均匀化处理后将铸锭切头锐面，得到厚约74mm的铸锭，重新加 热至470°C~490°C热社，总压下量>85%，热社板最终厚度为8mm~IOmm;热社后的板材在 盐浴炉中进行溫度为540°C~550°C，时间为20min-40min的固溶处理水泽后进行溫度为165 °C~185°C，时间为化~1化人工时效处理。
[0036] 实施例1
[0037] 从实施发明合金1#铸锭上切取IOOmm长的铸锭，于室溫下装入循环风炉中双级均 匀化，随炉升溫至300°C保溫化，然后升溫至550°C保溫化，出炉空冷，双级均匀化处理后的 铸锭切头锐面后，得到厚约74mm的铸锭，重新加热至470°C开社，分8道次社制，热社终社厚 度为8mm;在盐浴炉中对热社后的板材进行550°CX20min的固溶处理并水泽后进行175°CX 1化人工时效处理。
[003引实施例2
[0039] 从实施发明合金1#铸锭上切取IOOmm长的铸锭，于室溫下装入循环风炉中双级均 匀化，随炉升溫至250°C保溫lOh，然后升溫至550°C保溫化，出炉空冷，双级均匀化处理后的 铸锭切头锐面后，得到厚约74mm的铸锭，重新加热至485°C开社，分6道次社制，热社终社厚 度为8mm;在盐浴炉中对热社后的板材进行550°CX20min的固溶处理并水泽后进行165°CX 化人工时效处理。
[0040] 实施例3
[0041] 从实施发明合金2#铸锭上切取IOOmm长的铸锭，于室溫下装入循环风炉中双级均 匀化，随炉升溫至400°C保溫地，然后升溫至550°C保溫化，出炉空冷，双级均匀化处理后的 铸锭切头锐面后，得到厚约73mm的铸锭，重新加热至470°C开社，分8道次社制，热社终社厚 度为9mm;在盐浴炉中对热社后的板材进行540°CX30min的固溶处