一種共晶鋁矽合金的磷鈦雙重變質方法與流程
2024-02-17 03:03:15
本發明涉及有色金屬製備領域，尤其涉及一種共晶鋁矽合金的磷鈦雙重變質方法。
背景技術：
共晶鋁矽合金具有良好的鑄造性能，尤其是比強度高、熱膨脹係數小、耐磨耐蝕性好等特性被廣泛應用於汽車行業，特別是缸體、缸蓋、活塞和氣門挺杆。傳統工藝製造的共晶鋁矽合金中，共晶矽呈粗大的針片狀分布在α-al基體，嚴重割裂基體，顯著降低了合金的力學性能和機加工性能。科技工作者和工業上常採用變質處理來改善共晶矽的形態和尺寸，以滿足對共晶鋁矽合金性能的要求。
國內外學者對各種變質劑進行了大量研究發現：共晶矽變質的元素有na、sr、sb、te、ti、b和稀土元素la、ce、y等。na與sr變質機理類似，都是靠吸附在共晶矽的生長臺階上阻礙其生長成片狀來達到細化共晶組織的效果。sb變質使共晶矽組織以片狀形式產生分枝，達到細化效果。te的加入並不能夠從根本上對共晶矽的生長方式進行改變，而是使共晶矽變得更薄、更長，使共晶矽的橫向生長受阻，加速縱向生長。al3ti尺寸細小且彌散分布，它的結晶比al固溶體要早，具有與al相同的晶格類型和相近的晶格常數，可作為al固溶體的結晶核心，從而細化al固溶體晶粒。alb2雖不能作為α-al的核心，但它為si的析出提供了形核襯底，液相中存在著析出的si相，隨溫度的下降，α-al有可能在結晶si上形核，達到細化的目的。稀土所含元素眾多，變質機理比較複雜。幹擾原子團理論認為稀土的加入減弱了si-si、si-al原子團之間的結合而加強了al-al原子團的結合，導致α-al首先形核而si相過冷，共晶結晶時，α-al作為領先相首先析出並長大，從而限制了共晶矽的生長。有觀點則認為稀土變質的主要作用是由於稀土元素la、ce等在凝固界面的富集作用而導致結晶前沿形成成分過冷，從而使矽晶生長易於分枝，初晶矽、共晶矽得以細化。還有觀點認為ce可以奪取合金液或al2o3中的氧形成彌散分布的ceo2，ceo2與si晶體結構相似、晶格常數接近，可作為矽非均勻形核的核心。p一般作為初晶si細化劑，al與p反應生成alp化合物，彌散分布在合金熔體中，其晶體結構與si相同，屬於面心立方晶格，且晶格常數相近，其變質機理：alp作為初晶si的異質形核核心，從而細化了初晶矽。在共晶鋁矽合金中加入al-p中間合金，就可以引入大量初晶si，從而使共晶點左移，起到細化共晶si的作用。
現有研究都是採用添加變質劑來細化亞共晶或共晶鋁矽合金中的α-al相或共晶si相，通過改善合金組織形態來提高其力學性能。並沒有提到在共晶鋁矽合金中引入初生α-al相和初晶si相來調控其顯微組織，以改善共晶鋁矽合金的力學性能。
技術實現要素：
本發明要解決的技術問題是：為了解決目前共晶鋁矽合金強度和塑韌性不高的問題，本發明提供一種共晶鋁矽合金的磷鈦雙重變質方法。
本發明解決其技術問題所採用的技術方案是：一種共晶鋁矽合金的磷鈦雙重變質方法，其具體操作步驟包括：
(1)採用電爐在坩堝中熔煉al-12.6wt.％si共晶鋁矽合金，將共晶鋁矽合金熔體加熱至700～780℃；
(2)加入六氯乙烷除氣精煉；
(3)將al-3p中間合金迅速壓入熔體中，攪拌均勻後保溫；其中，al-3p中間合金中磷的質量分數為3％，al-3p將共晶鋁矽組織變質為初晶矽組織。
(4)再將熔體移至650～750℃的電爐中；
(5)將al-5ti中間合金壓入熔體中，攪拌均勻後保溫；其中，al-5ti中間合金中鈦的質量分數為5％，al-5ti將共晶鋁矽組織變質為初生α-al組織。
(6)將熔體澆注到預熱的金屬型，製得磷鈦雙重變質的共晶鋁矽合金。
作為優選，步驟(1)和步驟(4)所述的電爐為井式電爐；步驟(1)所述的坩堝為石墨坩堝。
作為優選，步驟(3)所述的al-3p中間合金加入量為共晶鋁矽合金質量的0.1～1.0％，同時步驟(5)所述的al-5ti中間合金加入量為共晶鋁矽合金質量的0.1～0.4％。
作為優選，步驟(3)中保溫時間為5-10min；步驟(5)中保溫時間為3-7min。
作為優選，步驟(6)中金屬型預熱溫度為150℃。
進一步地，作為優選，步驟(3)所述的al-3p中間合金加入量為共晶鋁矽合金質量的0.4％，步驟(5)所述的al-5ti中間合金加入量為共晶鋁矽合金質量的0.2％，在這樣的參數條件下，初晶si最多、平均尺寸較小、共晶si最細、初生α-al面積分數增大至45％，此時共晶鋁矽合金的性能最好。
本發明的有益效果是：本發明使用al-3p中間合金和al-5ti中間合金對共晶鋁矽進行雙重變質，其微觀的顯微結構和宏觀的力學性能均得到了改善：①觀察共晶鋁矽合金的顯微組織發現，本發明在共晶鋁矽合金中引入大量初晶si和初生α-al，並細化初晶si，使原來的共晶鋁矽組織轉變為初生α-al、初晶si和共晶鋁矽組織的混合組織，合金的形態發生改變，由針狀變為顆粒狀；②檢測共晶鋁矽合金的力學性能發現，本發明製備的共晶鋁矽合金的強度和塑韌性得到大幅度地提高，綜合力學性能改善明顯。本發明的處理方法簡單，成本低廉，可適用於大規模地工業化生產，應用前景廣闊。
附圖說明
下面結合附圖和實施例對本發明作進一步地說明。
圖1是實施例1製備的共晶鋁矽合金的顯微組織照片。
圖2是實施例2製備的共晶鋁矽合金的顯微組織照片。
圖3是實施例3製備的共晶鋁矽合金的顯微組織照片。
圖4是未變質的共晶鋁矽合金的顯微組織照片。
圖5是實施例4製備的共晶鋁矽合金的顯微組織照片。
圖6是實施例5製備的共晶鋁矽合金的顯微組織照片。
圖7是實施例6製備的共晶鋁矽合金的顯微組織照片。
圖8是實施例7製備的共晶鋁矽合金的顯微組織照片。
具體實施方式
本發明將通過實施例進行更詳細地描述，但本發明的保護範圍並不受限於這些實施例。
實施例1
採用al-3p和al-5ti對共晶鋁矽合金進行雙重變質：
(1)採用井式電爐在石墨坩堝中熔煉10kg的al-12.6wt.％si共晶鋁矽合金，將共晶鋁矽合金熔體加熱至740～750℃；
(2)加入六氯乙烷除氣精煉；
(3)將40g的al-3p中間合金迅速壓入熔體中，攪拌均勻後保溫8min；
(4)再將熔體移至700℃的電爐中；
(5)將10g的al-5ti中間合金壓入熔體中，攪拌均勻後保溫5min；
(6)將熔體澆注到預熱150℃的金屬型中成型，製得直徑為10mm的餅狀共晶鋁矽合金。
實施例2
採用al-3p和al-5ti對共晶鋁矽合金進行雙重變質：
(1)採用井式電爐在石墨坩堝中熔煉10kg的al-12.6wt.％si共晶鋁矽合金，將共晶鋁矽合金熔體加熱至740～750℃；
(2)加入六氯乙烷除氣精煉；
(3)將40g的al-3p中間合金迅速壓入熔體中，攪拌均勻後保溫8min；
(4)再將熔體移至700℃的電爐中；
(5)將20g的al-5ti中間合金壓入熔體中，攪拌均勻後保溫5min；
(6)將熔體澆注到預熱150℃的金屬型中成型，製得直徑為10mm的餅狀共晶鋁矽合金。
實施例3
採用al-3p和al-5ti對共晶鋁矽合金進行雙重變質：
(1)採用井式電爐在石墨坩堝中熔煉10kg的al-12.6wt.％si共晶鋁矽合金，將共晶鋁矽合金熔體加熱至740～750℃；
(2)加入六氯乙烷除氣精煉；
(3)將40g的al-3p中間合金迅速壓入熔體中，攪拌均勻後保溫8min；
(4)再將熔體移至700℃的電爐中；
(5)將40g的al-5ti中間合金壓入熔體中，攪拌均勻後保溫5min；
(6)將熔體澆注到預熱150℃的金屬型中成型，製得直徑為10mm的餅狀共晶鋁矽合金。
實施例4
採用al-3p和al-5ti對共晶鋁矽合金進行雙重變質：
(1)採用井式電爐在石墨坩堝中熔煉10kg的al-12.6wt.％si共晶鋁矽合金，將共晶鋁矽合金熔體加熱至740～750℃；
(2)加入六氯乙烷除氣精煉；
(3)將10g的al-3p中間合金迅速壓入熔體中，攪拌均勻後保溫8min；
(4)再將熔體移至700℃的電爐中；
(5)將20g的al-5ti中間合金壓入熔體中，攪拌均勻後保溫5min；
(6)將熔體澆注到預熱150℃的金屬型中成型，製得直徑為10mm的餅狀共晶鋁矽合金。
實施例5
採用al-3p和al-5ti對共晶鋁矽合金進行雙重變質：
(1)採用井式電爐在石墨坩堝中熔煉10kg的al-12.6wt.％si共晶鋁矽合金，將共晶鋁矽合金熔體加熱至740～750℃；
(2)加入六氯乙烷除氣精煉；
(3)將20g的al-3p中間合金迅速壓入熔體中，攪拌均勻後保溫8min；
(4)再將熔體移至700℃的電爐中；
(5)將20g的al-5ti中間合金壓入熔體中，攪拌均勻後保溫5min；
(6)將熔體澆注到預熱150℃的金屬型中成型，製得直徑為10mm的餅狀共晶鋁矽合金。
實施例6
採用al-3p和al-5ti對共晶鋁矽合金進行雙重變質：
(1)採用井式電爐在石墨坩堝中熔煉10kg的al-12.6wt.％si共晶鋁矽合金，將共晶鋁矽合金熔體加熱至740～750℃；
(2)加入六氯乙烷除氣精煉；
(3)將70g的al-3p中間合金迅速壓入熔體中，攪拌均勻後保溫8min；
(4)再將熔體移至700℃的電爐中；
(5)將20g的al-5ti中間合金壓入熔體中，攪拌均勻後保溫5min；
(6)將熔體澆注到預熱150℃的金屬型中成型，製得直徑為10mm的餅狀共晶鋁矽合金。
實施例7
採用al-3p和al-5ti對共晶鋁矽合金進行雙重變質：
(1)採用井式電爐在石墨坩堝中熔煉10kg的al-12.6wt.％si共晶鋁矽合金，將共晶鋁矽合金熔體加熱至740～750℃；
(2)加入六氯乙烷除氣精煉；
(3)將100g的al-3p中間合金迅速壓入熔體中，攪拌均勻後保溫8min；
(4)再將熔體移至700℃的電爐中；
(5)將20g的al-5ti中間合金壓入熔體中，攪拌均勻後保溫5min；
(6)將熔體澆注到預熱150℃的金屬型中成型，製得直徑為10mm的餅狀共晶鋁矽合金。
對比例1
在實施例2的基礎上，採用al-3p對共晶鋁矽合金進行單獨變質：
(1)採用井式電爐在石墨坩堝中熔煉10kg的al-12.6wt.％si共晶鋁矽合金，將共晶鋁矽合金熔體加熱至740～750℃；
(2)加入六氯乙烷除氣精煉；
(3)將40g的al-3p中間合金迅速壓入熔體中，攪拌均勻後保溫8min；
(4)再將熔體移至700℃的電爐中；
(5)將熔體澆注到預熱150℃的金屬型中成型，製得直徑為10mm的餅狀共晶鋁矽合金。
對比例2
在實施例2的基礎上，採用al-5ti對共晶鋁矽合金進行單獨變質：
(1)採用井式電爐在石墨坩堝中熔煉10kg的al-12.6wt.％si共晶鋁矽合金，將共晶鋁矽合金熔體加熱至740～750℃；
(2)加入六氯乙烷除氣精煉；
(3)再將熔體移至700℃的電爐中；
(4)將20g的al-5ti中間合金壓入熔體中，攪拌均勻後保溫5min；
(5)將熔體澆注到預熱150℃的金屬型中成型，製得直徑為10mm的餅狀共晶鋁矽合金。
性能測試：
一、觀察共晶鋁矽合金的顯微組織：
1、將實施例1-3製得的餅狀共晶鋁矽合金預磨拋光後，用光學顯微鏡觀察其顯微組織，結果如圖1-3所示。實施例1的al-5ti加入量為0.1wt.％時，共晶鋁矽合金的顯微組織如圖1所示，此時初晶si數量較多，共晶si粗大，初生α-al面積分數為35％；實施例2的al-5ti加入量為0.2wt.％時，共晶鋁矽合金的顯微組織如圖2所示，此時初晶si數量最多，且平均尺寸較小，共晶si最細，初生α-al面積分數增大至45％；實施例3的al-5ti加入量為0.4wt.％時，共晶鋁矽合金的顯微組織如圖3所示，此時初晶si數量較多，共晶si較粗大，初生α-al面積分數為40％，且α-al枝晶較粗大。上述現象表明，實施例2製備的共晶鋁矽顯微結構處於最佳水平。
2、將未變質的共晶鋁矽合金和實施例4-7製得的餅狀共晶鋁矽合金預磨拋光後，用光學顯微鏡觀察其顯微組織，結果如圖4-8所示。未變質的共晶鋁矽合金中有大量的針狀共晶矽，共晶鋁矽合金的顯微組織如圖4所示；實施例4的al-3p加入量為0.1wt.％時，共晶鋁矽合金的顯微組織如圖5所示，組織中出現少量的初晶si，共晶矽無明顯變化；實施例5的al-3p加入量為0.2wt.％時，共晶鋁矽合金的顯微組織如圖6所示，初晶si數量增多，共晶矽有所細化；實施例2的al-3p加入量為0.4wt.％時，共晶鋁矽合金的顯微組織如圖2所示，此時初晶si數量最多，且平均尺寸較小，共晶si最細；實施例6的al-3p加入量為0.7wt.％時，共晶鋁矽合金的顯微組織如圖7所示，初晶si數量明顯減少，大部分共晶矽由針狀轉變為顆粒狀；實施例7的al-3p加入量為1.0wt.％時，共晶鋁矽合金的顯微組織如圖8所示，初晶si基本消失，共晶矽呈顆粒狀均勻分布。上述現象表明，實施例2製備的共晶鋁矽顯微結構處於最佳水平。
二、檢測共晶鋁矽合金的力學性能：
用wdw-300型微機控制電子萬能試驗機按gb/t228-2002測試合金樣品的拉伸性能(拉伸性能包括抗拉強度和延伸率，延伸率越高，塑韌性越好)，拉伸速率為2mm/min；用hbe-3000a電子布氏硬度計按gb/t231.1-2002測試合金樣品的布氏硬度。合金的拉伸試驗與硬度測試結果如表1所示，數據表明：①al-5ti在提高合金的延伸率方面起到決定性作用，一般情況下，在一定範圍內，提高al-5ti的加入量，合金延伸率也隨之提高；al-3p在提高合金的抗拉強度和硬度方面起到決定性作用，一般情況下，在一定範圍內，提高al-3p的加入量，合金抗拉強度和硬度也隨之提高；②實施例2中向共晶鋁矽合金加入0.4wt.％al-3p和0.2wt.％al-5ti後，合金抗拉強度、硬度和延伸率均最高，在變質處理的共晶鋁矽合金中綜合力學性能表現最好，相對於未變質的共晶鋁矽合金來說，綜合力學性能改善明顯。
表1共晶鋁矽合金的力學性能
以上述依據本發明的理想實施例為啟示，通過上述的說明內容，相關工作人員完全可以在不偏離本項發明技術思想的範圍內，進行多樣的變更以及修改。本項發明的技術性範圍並不局限於說明書上的內容，必須要根據權利要求範圍來確定其技術性範圍。