本發明涉及一種鋁合金材料，尤其是一種新型高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金及其制備方法，具體地說是一種zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金及其制備方法。

背景技術：

al-si（-cu）系鑄造鋁合金是當前在工業中應用最多的鑄造鋁合金材料，這類合金的編號有：如國內的yl102（alsi12）、yl112（alsi8.5cu3.5）、yl113（alsi811cu3），日本的adc12（alsi11cu3）、adc10（alsi8.5cu3.5）以及美國的a380（alsi8.5cu3.5）等，這些合金具有優良的鑄造性能、較高的強度和良好的抗腐蝕性能，但是其塑性、韌性相對較低，限制了其應用。

眾所周知，al-si（-cu）系鑄造鋁合金的力學性能與其組織中的第二相(si相等)的形態、尺寸、分布緊密相關。細化si相是降低si相對基體al的割裂從而提高al-si（-cu）系鑄造鋁合金性能的有效途徑。鍶（sr）元素是鋁合金中的一種很有效的長效變質劑，不僅可以有效細化al-si（-cu）系鑄造鋁合金中的si相，而且可以有效細化合金中的fesial5等化合物相。鋯（zr）是一種與al親和力強的元素，加入到鋁合金中，在合金凝固過程中鋯（zr）元素與al形成a13zr等高熔點物相，對合金的后續凝固起到非均質形核作用，不僅細化合金鑄態基體組織，促進細小等軸晶形成，而且提高液態合金的流動性和元素分布均勻性。因此，zr、sr復合微合金化和mg合金化可以在不降低合金鑄造性能、強度等性能的同時，大幅提高合金的塑性和韌性。

到目前為止，我國尚未有一種具有自主知識產權的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金及其制備方法可供使用，這一定程度上制約了我國高性能鑄造鋁合金產品制造業的發展。

技術實現要素：

本發明的目的針對目前al-si（-cu）系鑄造鋁合金硬度、耐腐蝕性較低的問題，發明一種在al-si-cu系鑄造鋁合金成分設計的基礎上，通過調整si、cu元素含量，同時添加微量鋯（zr）、鍶（sr）元素和少量鎂（mg）元素進行復合合金化，在不降低合金鑄造性能（流動性）的同時，高效細化合金中的si相和化合物相，大幅提高合金的硬度、耐腐蝕性，獲得一種兼具優良鑄造性能和高硬度耐腐蝕性的al-si-cu系鑄造鋁合金，同時提供其制備方法。

本發明的技術方案之一是：

一種zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金，其特征在于：它主要由鋁（al）、硅（si）、銅（cu）、鎂（mg）、鋯（zr）和鍶（sr）組成，其中，硅（si）的質量百分比為7.88～8.02%，銅（cu）的質量百分比為2.04～2.08%，鎂（mg）的質量百分比為0.406～0.421%，鋯（zr）的質量百分比為0.179～0.182%，鍶（sr）的質量百分比為0.0066～0.0069%，余量為鋁和少量雜質元素（如鐵，質量百分比為0.145～0.149%），各組份的質量百分比之和為100%。

本發明的技術方案之二是：

一種zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金的制備方法，其特征是其制備過程依次包括：

（1）首先，將純al和al-si中間合金熔化后升溫至850±10℃，然后依次加入al-cu中間合金、al-zr中間合金、al-sr中間合金；

（2）其次，待所有中間合金和金屬熔化后，調節溫度至750±10℃，加入純mg，待其熔化后，加入六氯乙烷精煉除氣直至沒有氣體逸出，靜置保溫5～10min后去渣并澆入預熱至300±10℃的金屬模具中澆鑄成錠，即獲得一種zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金。

所述的al-si中間合金中si的質量百分比為10.21%，al-cu中間合金中cu的質量百分比為50.12%，al-zr中間合金中zr的質量百分比為4.11%，al-sr中間合金中sr的質量百分比為9.89%。

本發明的有益效果：

（1）本發明獲得了一種室溫無缺口沖擊韌性平均值為16.35j/cm2（按gb/t229-2007金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法）；拉伸強度為262.132mpa、延伸率為5.645％；硬度為93.65hv、電導率為36.9528％；在3.5%nacl水溶液中37℃溫度下浸泡93h時的均勻腐蝕速率（按gb1024-88金屬材料實驗室均勻腐蝕全浸試驗方法）為0.321081508mm/y的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金。

（2）本發明在al-si-cu系鑄造鋁合金成分設計的基礎上，通過調整si、cu元素含量，同時添加微量鋯（zr）、鍶（sr）元素和少量鎂（mg）元素進行復合合金化，在不降低合金鑄造性能保證合金組織致密的同時，高效細化了合金中的si相和化合物相，大幅提高了合金的硬度、耐腐蝕性，如本發明zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu鑄造鋁合金（以實施例一為例），其硬度比未經zr、sr復合微合金化和mg合金化的al-si-cu鑄造鋁合金（以對比例一為例）的硬度提高了24.74%，平均均勻腐蝕速率提高了8.23%。

（3）本發明al-si-cu系鑄造鋁合金中si相尺寸在1～2μm級，形狀呈顆粒狀或短棒狀，并且長徑比小于等于2。

（4）本發明獲得了沖擊和拉伸斷口都呈現韌窩特征的典型韌性斷裂的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金。

（5）本發明公開了一種高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金的成分及制備方法，一定程度上打破了國外對高性能鑄造鋁合金的技術封鎖，可滿足我國大型復雜薄壁高硬度耐腐蝕鑄造鋁合金產品的制造需求。

（6）本發明通過大量的試驗獲得了理想的制備方法，尤其是通過采用按次序加入各中間合金及純金屬的方法來控制各組份含量，按本發明的工藝能容易地得到符合要求的鋁合金材料。

附圖說明

圖1是本發明實施例一的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金的金相組織光學顯微鏡照片。

圖2是本發明實施例一的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金的金相組織掃描電子顯微鏡照片。

圖3是本發明實施例一的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金的沖擊韌性試樣斷口掃描電子顯微鏡照片。

圖4是本發明實施例一的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金的拉伸試樣斷口掃描電子顯微鏡照片。

圖5是本發明實施例一的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金的腐蝕試樣金相表面掃描電子顯微鏡照片。

圖6是本發明對比例一的未經zr、sr復合微合金化的al-si-cu系鑄造鋁合金的金相組織光學顯微鏡照片。

圖7是本對比例一的未經zr、sr復合微合金化的al-si-cu系鑄造鋁合金的金相組織掃描電子顯微鏡照片。

圖8是本發明對比例一的未經zr、sr復合微合金化和mg合金化的al-si-cu系鑄造鋁合金的沖擊韌性試樣斷口掃描電子顯微鏡照片。

圖9是本發明對比例一的未經zr、sr復合微合金化和mg合金化的al-si-cu系鑄造鋁合金的拉伸試樣斷口掃描電子顯微鏡照片。

圖10是本發明對比例一的未經zr、sr復合微合金化和mg合金化的al-si-cu系鑄造鋁合金的腐蝕試樣金相表面掃描電子顯微鏡照片。

具體實施方式

下面結合附圖和實施例對本發明作進一步的說明。

實施例一。

如圖1、2、3、4、5所示。

一種zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金，其制備方法：

先將a00等級純al（99.79%al,0.14%fe,0.04%si）和al-si(89.62%al,10.21%si,0.17%fe，本發明所有組份均采用質量百分比表示，本領域技術人員可通過常規算法將其換算成重量或質量，下同，凡組份相加不足100%的部分均為雜質)中間合金熔化后升溫至850±10℃，然后依次加入al-cu(49.62%al,50.12%cu,0.15%fe,0.11%si)中間合金、al-zr(95.69%al,4.11%zr,0.20%fe,0.10%si)中間合金、al-sr(89.86%al,9.89%sr,0.15%fe,0.10%si)中間合金；待所有中間合金和金屬熔化后，調節溫度至750±10℃，加入純mg，待其熔化后，加入六氯乙烷精煉除氣直至沒有氣體逸出，靜置保溫5～10min后去渣并澆入預熱至300±10℃的金屬模具中澆鑄成錠；即獲得一種zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金。

本實施例的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金經光譜實際測量成分為：7.95%si,2.06%cu,0.415%mg,0.181％zr,0.0067%sr,0.147%fe,余量為鋁和雜質元，其中的fe由純鋁和中間合金中的微量元素形成。

本實施例的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金組織致密（圖1），si相細小，尺寸在1～2μm級，形狀呈顆粒狀或短棒狀，并且長徑比小于等于2（圖1、圖2）；室溫無缺口沖擊韌性平均值為16.35j/cm²（按gb/t229-2007金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法），沖擊韌性試樣斷口呈韌窩特征的典型韌性斷裂（圖3）；拉伸強度為262.132mpa、延伸率為5.645％，拉伸試樣斷口呈韌窩特征的典型韌性斷裂（圖4）；硬度為93.65hv、電導率為36.9528％；在3.5%nacl水溶液中37℃溫度下浸泡93h時的均勻腐蝕速率（按gb1024-88金屬材料實驗室均勻腐蝕全浸試驗方法）為0.321081508mm/y，腐蝕表面si相尺寸細小（圖5）。

實施例二。

一種zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金，其制備方法：

先將a00等級純al（99.79%al,0.14%fe,0.04%si）和al-si(89.62%al,10.21%si,0.17%fe，本發明所有組份均采用質量百分比表示，下同，凡組份相加不足100%的部分均為雜質)中間合金熔化后升溫至850±10℃，然后依次加入al-cu(49.62%al,50.12%cu,0.15%fe,0.11%si)中間合金、al-zr(95.69%al,4.11%zr,0.20%fe,0.10%si)中間合金、al-sr(89.86%al,9.89%sr,0.15%fe,0.10%si)中間合金；待所有中間合金和金屬熔化后，調節溫度至750±10℃，加入純mg，待其熔化后，加入六氯乙烷精煉除氣直至沒有氣體逸出，靜置保溫5～10min后去渣并澆入預熱至300±10℃的金屬模具中澆鑄成錠；即獲得一種zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金。

本實施例的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金經光譜實際測量成分為：8.02%si,2.04%cu,0.421%mg,0.18％zr,0.0066%sr,0.145%fe,余量為鋁和雜質元素，其中的fe由純鋁和中間合金中的微量元素形成。

本實施例的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金組織致密，si相細小，尺寸在1～2μm級，形狀呈顆粒狀或短棒狀，并且長徑比小于等于2；室溫無缺口沖擊韌性平均值為15.2j/cm²（按gb/t229-2007金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法），沖擊韌性試樣斷口呈韌窩特征的典型韌性斷裂；拉伸強度為257.215mpa、延伸率為5.35％，拉伸試樣斷口呈韌窩特征的典型韌性斷裂；硬度為91.6hv、電導率為37.022％；在3.5%nacl水溶液中37℃溫度下浸泡93h時的均勻腐蝕速率（按gb1024-88金屬材料實驗室均勻腐蝕全浸試驗方法）0.310289328為mm/y，腐蝕表面si相尺寸細小。

實施例三。

一種zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金，其制備方法：

先將a00等級純al（99.79%al,0.14%fe,0.04%si）和al-si(89.62%al,10.21%si,0.17%fe，本發明所有組份均采用質量百分比表示，下同，凡組份相加不足100%的部分均為雜質)中間合金熔化后升溫至850±10℃，然后依次加入al-cu(49.62%al,50.12%cu,0.15%fe,0.11%si)中間合金、al-zr(95.69%al,4.11%zr,0.20%fe,0.10%si)中間合金、al-sr(89.86%al,9.89%sr,0.15%fe,0.10%si)中間合金；待所有中間合金和金屬熔化后，調節溫度至750±10℃，加入純mg，待其熔化后，加入六氯乙烷精煉除氣直至沒有氣體逸出，靜置保溫5～10min后去渣并澆入預熱至300±10℃的金屬模具中澆鑄成錠；即獲得一種zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金。

本實施例的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金經光譜實際測量成分為：7.94%si,2.08%cu,0.414%mg,0.179％zr,0.0066sr,0.148%fe,余量為鋁和雜質元素，其中的fe由純鋁和中間合金中的微量元素形成。

本實施例的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金組織致密，si相細小，尺寸在1～2μm級，形狀呈顆粒狀或短棒狀，并且長徑比小于等于2；室溫無缺口沖擊韌性平均值為17.5j/cm²（按gb/t229-2007金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法），沖擊韌性試樣斷口呈韌窩特征的典型韌性斷裂；拉伸強度為267.049mpa、延伸率為5.94％，拉伸試樣斷口呈韌窩特征的典型韌性斷裂；硬度為94.5hv、電導率為36.676％；在3.5%nacl水溶液中37℃溫度下浸泡93h時的均勻腐蝕速率（按gb1024-88金屬材料實驗室均勻腐蝕全浸試驗方法）0.331873688為mm/y，腐蝕表面si相尺寸細小。

實施例四（以質量計）。

一種zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金，其制備方法：

先將13.812克a00等級純al和77.179克al-si中間合金熔化后升溫至850±10℃，然后依次加入4.110克al-cu中間合金、4.428克al-zr中間合金、0.0698克al-sr中間合金；待所有中間合金和金屬熔化后，調節溫度至750±10℃，加入0.406克純mg，待其熔化后，加入六氯乙烷精煉除氣直至沒有氣體逸出，靜置保溫5～10min后去渣并澆入預熱至300±10℃的金屬模具中澆鑄成錠；即獲得一種zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金。

本實施例的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金經光譜實際測量成分為：7.88%si,2.06%cu,0.406%mg,0.182％zr,0.0069%sr,0.149%fe,余量為鋁和雜質元。

本實施例的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金組織致密，si相細小，尺寸在1～2μm級，形狀呈顆粒狀或短棒狀，并且長徑比小于等于2；室溫無缺口沖擊韌性平均值為17.1j/cm²（按gb/t229-2007金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法），沖擊韌性試樣斷口呈韌窩特征的典型韌性斷裂；拉伸強度為264.126mpa、延伸率為5.82％，拉伸試樣斷口呈韌窩特征的典型韌性斷裂；硬度為93.6hv、電導率為37.863％；在3.5%nacl水溶液中37℃溫度下浸泡93h時的均勻腐蝕速率（按gb1024-88金屬材料實驗室均勻腐蝕全浸試驗方法）0.328675385為mm/y，腐蝕表面si相尺寸細小。

實施例五（以質量計）。

一種zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金，其制備方法：

先將12.657克a00等級純al和78.355克al-si中間合金熔化后升溫至850±10℃，然后依次加入4.150克al-cu中間合金、4.355克al-zr中間合金、0.0667克al-sr中間合金；待所有中間合金和金屬熔化后，調節溫度至750±10℃，加入0.416克純mg，待其熔化后，加入六氯乙烷精煉除氣直至沒有氣體逸出，靜置保溫5～10min后去渣并澆入預熱至300±10℃的金屬模具中澆鑄成錠；即獲得一種zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金。

本實施例的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金經光譜實際測量成分為：8.00%si,2.08%cu,0.416%mg,0.179％zr,0.0066%sr,0.147%fe,余量為鋁和雜質元。

本實施例的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金組織致密，si相細小，尺寸在1～2μm級，形狀呈顆粒狀或短棒狀，并且長徑比小于等于2；室溫無缺口沖擊韌性平均值為16.8j/cm²（按gb/t229-2007金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法），沖擊韌性試樣斷口呈韌窩特征的典型韌性斷裂；拉伸強度為260.869mpa、延伸率為5.75％，拉伸試樣斷口呈韌窩特征的典型韌性斷裂；硬度為93.8hv、電導率為38.742％；在3.5%nacl水溶液中37℃溫度下浸泡93h時的均勻腐蝕速率（按gb1024-88金屬材料實驗室均勻腐蝕全浸試驗方法）0.330985142為mm/y，腐蝕表面si相尺寸細小。

實施例六（以質量計）。

一種zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金，其制備方法：

先將12.251克a00等級純al和78.550克al-si中間合金熔化后升溫至850±10℃，然后依次加入4.070克al-cu中間合金、4.380克al-zr中間合金、0.0688克al-sr中間合金；待所有中間合金和金屬熔化后，調節溫度至750±10℃，加入0.421克純mg，待其熔化后，加入六氯乙烷精煉除氣直至沒有氣體逸出，靜置保溫5～10min后去渣并澆入預熱至300±10℃的金屬模具中澆鑄成錠；即獲得一種zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金。

本實施例的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金經光譜實際測量成分為：8.02%si,2.04%cu,0.421%mg,0.180％zr,0.0068%sr,0.149%fe,余量為鋁和雜質元。

本實施例的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金組織致密，si相細小，尺寸在1～2μm級，形狀呈顆粒狀或短棒狀，并且長徑比小于等于2；室溫無缺口沖擊韌性平均值為16.5j/cm²（按gb/t229-2007金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法），沖擊韌性試樣斷口呈韌窩特征的典型韌性斷裂；拉伸強度為266.258mpa、延伸率為5.84％，拉伸試樣斷口呈韌窩特征的典型韌性斷裂；硬度為93.2hv、電導率為36.982％；在3.5%nacl水溶液中37℃溫度下浸泡93h時的均勻腐蝕速率（按gb1024-88金屬材料實驗室均勻腐蝕全浸試驗方法）0.326856854為mm/y，腐蝕表面si相尺寸細小。

對比例一。

如圖6、7、8、9、10所示。

一種未經zr和sr復合微合金化和mg合金化的al-si-cu系鑄造鋁合金，其制備方法：

先將a00等級純al（99.79%al,0.14%fe,0.04%si）和al-si(89.62%al,10.21%si,0.17%fe，本發明所有組份均采用質量百分比表示，下同，凡組份相加不足100%的部分均為雜質)中間合金熔化后升溫至850±10℃，然后依次加入al-cu(49.62%al,50.12%cu,0.15%fe,0.11%si)中間合金；待所有中間合金和金屬熔化后，調節溫度至750±10℃，加入六氯乙烷精煉除氣直至沒有氣體逸出，靜置保溫5～10min后去渣并澆入預熱至300±10℃的金屬模具中澆鑄成錠；即獲得一種未經zr和sr復合微合金化的al-si-cu系鑄造鋁合金。

本對比例的未經zr和sr復合微合金化的al-si-cu系鑄造鋁合金經光譜實際測量成分為：8.5%si,2.14%cu,0.136%fe,余量為鋁和雜質元素。

本對比例的未經zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金及其制備方法組織致密（圖6），si相較大，尺寸在微米級，形狀呈長條狀，并且長徑比大于2（圖6、圖7）；室溫無缺口沖擊韌性平均值為9.93j/cm²（按gb/t229-2007金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法），沖擊韌性試樣斷口呈準解理特征的典型脆性斷裂（圖8）；拉伸強度為202.68mpa、延伸率為5.825％，拉伸試樣斷口呈準解理特征的典型脆性斷裂（圖9）；硬度為75.075hv，電導率為33.9224166609％；在3.5%nacl水溶液中37℃溫度下浸泡93h時的均勻腐蝕速率（按gb1024-88金屬材料實驗室均勻腐蝕全浸試驗方法）為0.296661583mm/y，腐蝕表面si相尺寸粗大（圖10）。

以上僅列出了幾個常見配比的鋁合金的配比及制造方法，本領域的技術人員可以根據上述實例適當地調整各組份的配比并嚴格按上述步驟進行制造即可獲得理想的zr、sr復合微合金化和mg合金化的高硬度耐腐蝕al-si-cu系鑄造鋁合金。

本發明未涉及部分均與現有技術相同或可采用現有技術加以實現。