高温强度和导热率优良的铝合金及其制造方法 |
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| 申请号 | CN201180034918.2 | 申请日 | 2011-07-06 | 公开(公告)号 | CN103003458A | 公开(公告)日 | 2013-03-27 |
| 申请人 | 日本轻金属株式会社; | 发明人 | 邢劼; 山元泉实; 织田和宏; 石田丰; 堀川宏; | ||||
| 摘要 | 本 发明 通过调整至抑制高温强度降低的组成，同时极 力 减少Mn含量并减少向 铝 的固溶，提供高温强度和导热率优良的铝 合金 。该 铝合金 具有以下成分组成：含有12~16 质量 %的Si、0.1~2.5质量%的Ni、3~5质量%的Cu、0.3~1.2质量%的Mg、0.3~1.5质量%的Fe、0.004~0.02质量%的P以及0~0.1质量%的Mn，根据需要还可以进一步含有1种以上的0.01~0.1质量%的V、0.01~0.6质量%的Zr、0.01~0.2质量%的Cr、0.01~0.2质量%的Ti。对具有这种成分组成的铝合金熔融液体，以液相线以上的 温度 照射 超 声波 ，在 超声波 照射结束后100秒以内进行 铸造 而制造。 | ||||||
| 权利要求 | 1.高温强度和导热优良的铝合金，其特征在于：含有12~16质量%的Si、0.1~2.5质量%的Ni、3~5质量%的Cu、0.3～1.2质量%的Mg、0.3～1.5质量%的Fe、0.004~0.02质量%的P，其余部分具有由Al和不可避免的杂质构成的成分组成。 |
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| 说明书全文 | 高温强度和导热率优良的铝合金及其制造方法技术领域背景技术[0002] 铝合金通常温度越高强度越低。因此汽车用活塞等在高温下使用的铝合金，为了维持高温强度，一直以来会增加Si、Cu、Ni、Mg、Fe及Mn等的添加量，从而使第二相粒子等的晶析物增加。 [0003] 这些用于提高高温强度的添加元素中，Mn是为了改良Fe系化合物而添加的。Fe系化合物虽然对提高高温强度有效，但有发生粗大化成为针状的倾向，若发生粗大化则机械性质会降低。因此，添加Mn来实现Fe系化合物的α化（例如，参照日本专利第4075523号公报及第4026563号公报）。 [0004] 另外一方面，增加添加量时，晶析物会发生粗大化并以此为起点容易产生破坏从而室温强度降低。因此，例如如日本专利申请特开2007-216239号公报中公开的，为了减少室温强度的降低，在铝合金的铸造时对铝合金熔融液体以液相线以上的温度下照射超声波来抑制粗大的金属间化合物的生成，即实现组织的微细化。 发明内容[0005] 但是，如日本专利第4075523号公报或第4026563号公报中提出的，为了达到提高铝的高温强度的目的而添加Mn时，一部分固溶于铝中而使铝合金的导热率降低。若将这种合金用于活塞等在高温下使用的部件中，则有变成以铝合金部件的温度变高、强度降低的状态使用的问题。 [0006] 另外，日本专利申请特开2007-216239号公报中为了提高强度，通过在液相线以上进行超声波照射来实现组织微细化，但没有进行调整成高温强度及导热率优良的组成的铝合金的具体的提案。 [0007] 本发明是为了解决上述课题而提出的，本发明的目的在于：通过调整成抑制高温强度降低的组成，同时极力减少Mn含量并减少向铝的固溶，从而提供高温强度和导热率优良的铝合金。 [0008] 本发明的高温强度和导热优良的铝合金，为了达到该目的，其特征在于：含有12～16质量%的Si、0.1~2.5质量%的Ni、3~5质量%的Cu、0.3～1.2质量%的Mg、0.3～ 1.5质量%的Fe、0.004~0.02质量%的P，且其余部分具有由Al和不可避免的杂质构成的成分组成。 [0009] 另外，也可以是：含有12~16质量%的Si、0.1~2.5质量%的Ni、3~5质量%的Cu、0.3~1.2质量%的Mg、0.3～1.5质量%的Fe、0.004~0.02质量%的P以及0.1质量%以下的Mn，其余部分具有由Al和不可避免的杂质构成的成分组成。 [0010] 也可以是进一步含有1种以上的0.01~0.1质量%的V、0.01~0.6质量%的Zr的成分组成。 [0011] 另外，也可以是进一步含有1种以上的0.01~0.2质量%的Cr、0.01~0.2质量%的Ti的成分组成。 [0012] 而且，取0.2mm2的观察视野时，优选具有以下金属组织：晶析物的长边方向的大小从大的一方开始10个晶析物的平均为230μm以下。 [0013] 对具有这种成分组成的铝合金熔融液体以液相线以上的温度照射超声波，通过在超声波照射结束后100秒以内进行铸造，可以提高室温特性并得到加工性优良的铝合金。 [0014] 本发明的铝合金，通过使比重小的Si与强化元素的组合来提高高温强度，轻质且比强度优良。另一方面，通过不添加会固溶于铝中并降低导热率的Mn，或者将其添加量抑制在0.1质量%以下并将添加的Mn嵌入Fe系金属间化合物中，可以将该Fe系金属间化合物变成块状并得到高温强度优良同时导热率优良的铝合金。 [0015] 而且本发明的铝合金，通过在铸造时对铝熔融液体在液相线以上实施超声波处理，可以将晶析物微细化并分散，因此可以提高室温强度并得到加工性优良的铝合金。 [0018] 图2说明将铝合金熔融液体进行超声波处理的方式。 [0019] 图3是表示实施例5、6制造的铝合金的金属组织的图，（a）为没有超声波的实施例5，（b）为有超声波的实施例6。 [0020] 符号说明 [0021] 1：超声波发生器 [0022] 2：振子 [0023] 3：钢模 [0024] 4：螺丝方式连接 [0025] 5：控制部件 [0026] 6：电炉 [0027] 7：坩埚 [0028] 8：热电偶 [0029] 9：熔融液体 具体实施方式[0030] 本发明人等进行了深刻研究，以低成本得到高温强度和导热率优良的铝合金材料作为可以在汽车用活塞等中使用的铝合金材料。在该过程中，通过细微调整Si与强化元素添加量并进行组合，可以提高高温强度，而且，通过不添加固溶于铝中且降低导热率的Mn、或者极力减少添加量，可以得到导热率优良的铝合金。 [0031] 更加具体地进行说明。就大量添加Fe的Al-Si系合金而言，针状的Al‐Fe‐Si系晶析物会发生粗大化且强度容易降低。因此，通常添加Mn将晶析物改良成块状。通过使晶析物块状化来抑制强度的降低。但是添加的Mn并非全部作为Al‐Fe‐Mn‐Si系晶析物析出，有固溶于铝中的成分，因此会使导热率降低。 [0032] 另一方面，如果能将针状的Al-Fe‐Si系晶析物细微分散，可以得到比块状的Al‐Fe‐Mn‐Si系晶析物分散的材料高温强度更高的材料。而且如果不添加Mn，则也不存在Mn向铝中的固溶，因此也可以抑制导热率的降低。因此，本发明中除了通过调整Fe添加量的抑制等成分组成来实现抑制Al‐Fe‐Si系晶析物的粗大化外，还不添加Mn、或将添加量抑制至最小限、消除Mn向铝中的固溶，从而防止导热率的降低。 [0033] 另外，通过在铸造时照射超声波，可以实现晶析物的微细化。 [0034] 以下，进行详细说明。 [0035] 首先，对使用的铝合金熔融液体的成分、组成进行说明。 [0036] Si：10～16质量％ [0037] Si具有提高高温强度的作用。该效果在Si为10质量%以上时发挥特别好的效果，若超过16质量%则导热率降低。另外若析出量增加则室温下的伸展降低且加工性恶化。因此在不超过16质量%的范围内添加。 [0038] Ni：0.1～2.5质量％ [0039] Ni不会对导热率产生不良影响且具有提高高温强度的作用。若与Cu同时添加，则作为Al‐Ni‐Cu系化合物析出并通过分散强化使高温强度提高。若不足0.1质量%则无法期待这种效果，若超过2.5质量%则合金密度变高，无法得到比强度的提高。 [0040] Cu：3～5质量％ [0041] Cu具有提高高温强度的作用。若与Ni同时添加则作为Al‐Ni‐Cu系化合物通过分散强化使高温强度提高。该作用在添加3质量%以上时变得显著，但若超过5质量%则使导热率降低。另外，合金密度变高且无法得到比强度的提高。因此Cu的添加量为3~5质量%。 [0042] Mg：0.3～1.2质量％ [0043] Mg对高温强度提高有效。特别是进行照射超声波时，通过添加Mg容易产生腔（Cavitation）（微细的泡），因此能发挥细微化效果。该作用在添加0.3质量%以上时变得显著，但若超过1.2质量%则导热率降低。另外伸展降低且容易生成铸造裂缝。因此，Mg的添加量为0.3%~1.2质量%的范围。 [0044] Fe：0.3～1.5质量％ [0045] Fe若与Si同时添加则形成Al‐Fe‐Si系晶析物，有助于分散强化并提高高温强度。该效果在Fe的添加量为0.3质量%以上的添加时可以发挥，但若超过1.5质量%添加越多则越会发生粗大化，因此机械性质反而降低。而且若Fe添加量多，则导热率急剧下降。为了抑制晶析物的粗大化并发挥其效果，Fe含量有必要调整至0.3~1.5质量%。 [0046] P：0.004～0.02质量％ [0047] P形成AlP化合物并作为Si的异质核发挥作用。因此，具有将单体Si微细化并使之均匀分散的作用。该作用在0.004质量%以上时发挥特别好的效果，若超过0.02质量%则液体流动性变差，铸造性降低。因此P的添加量为0.004~0.02质量%的范围。 [0048] Mn：0～0.1质量％ [0049] Mn被嵌入由Al‐Fe‐Si系金属间化合物构成的晶析物并具有使该晶析物块状化的作用。但是若大量添加则并非全部被嵌入前述晶析物，过量部分固溶于铝中使合金总体的导热率降低。因此，Mn的添加量有必要为0质量%或0.1质量%以下。 [0050] V：0.01～0.1质量％、Zr：0.01～0.6质量％ [0051] V和Zr有助于将微组织微细化并使之均匀分散，但由于使导热率降低，因此可以根据需要添加。此外，V、Zr添加1种以上时可以发挥效果，但添加V时晶格畸变量变大，容易使导热率降低，因此V的添加量为0.1质量%以下。另一方面添加Zr时，晶格畸变量小于V，Zr系的晶析物晶析，因此固溶量降低，导热率难以降低，因此Zr可以添加至0.6质量%。 [0052] Cr：0.01～0.2质量％，Ti：0.01～0.2质量％ [0053] Cr及Ti在改良Al‐Fe‐Si系化合物的同时也会变成Al‐Fe‐Si系化合物的异质核，通过分散强化有助于高温强度提高。但是，由于使导热率降低，因此优选仅微量的添加。此外，Cr、Ti添加1种以上时可以发挥效果。 [0054] 由上述合金组成构成的铝合金，由于抑制Fe添加量且根据需要添加将Al‐Fe‐Si系晶析物微细化的元素，因此可以防止Al‐Fe‐Si系晶析物的粗大化，减少室温拉伸特性2 的降低。该效果，特别是在0.2mm 的观察视野时，在晶析物的长边方向的大小由大的一方开始10个晶析物的平均为230μm以下、优选为150μm以下的情况下可以发挥。 [0055] 本发明的铝合金，可以通过以下方法得到：将由上述的添加元素和不可避免的杂质构成的组成的铝熔融液体通过重力铸造法等通常使用的铸造方法进行铸造。 [0056] 此外，根据需要在铸造时对铝合金熔融液体以液相线以上的温度实施超声波处理。由此，可以促进核生成并使组织微细化，从而可以提高铝合金的室温特性。通过确保室温伸展具有防止加工时的破裂的作用，而且会促进晶析并减少其成分固溶量，提高导热率。 [0057] 使用的超声波处理用装置如图1所示由超声波发生器1、振子2、钢模3和控制部件5构成。 [0058] 作为一个例子，说明构成磁致伸缩振子（magnetostrictive vibrator）的超声波发生装置的操作原理。将由超声波发生器1产生的交流强力电流施加于超声波振子2，通过超声波振子产生的超声波振动通过螺丝方式连接4由钢模3传导至钢模前端，由前端导入铝熔融液体中。为了确保共振条件，安装共振频率自动控制部件5。该部件测定流至振子的电流值作为频率的函数，为了使电流值保持最大值，自动调整频率。 [0059] 这时使用的超声波钢模，使用具有高耐热性且在铝熔融液体中即使进行超声波照射也难以被腐蚀的材料，例如陶瓷材料，作为耐热性高的金属性钢模可以选择Nb‐Mo合金等。此外作为施加的振动，通过施加5~30秒左右振幅10~70μｍ（p‐p）、频率20～27kHz、输出2～4kW程度的超声波，可以达到微细化。因此，p-p为峰-至-峰，例如为正玄曲线时是指最大值和最低值的差。 [0060] 作为超声波照射的位置，将重力铸造时在溶解炉内照射超声波的例子表示在图2中。此外，超声波照射位置并不局限于此，但在超声波照射结束后起100秒以内进行铸造，超声波照射的效果会提高，因此如果是在超声波照射结束后起100秒以内可以开始铸造的位置，则哪里都可以。例如虽然没有图示但可以在桶内（日文：ラドル内）、储液罐（日文：湯溜り）内等。 [0061] 另外，不限于重力铸造法，在DC铸造法、压铸（die-cast）法或其他的铸造法中，也可以通过在规定的位置进行超声波照射，得到铝熔融液体的微细化效果。 [0062] 作为用于在100秒以内开始铸造的超声波照射位置，例如在DC铸造时可以在槽内、铸模内照射超声波，在压铸时可以在溶解炉内、桶内、储液罐内、套管（sleeve）正上、套管内照射超声波。 [0063] 如上所述，通过使从超声波照射结束开始至铸造的时间在100秒以内，分散的异质核可以恢复至原来的状态并防止微细化效果消失。 [0064] 此外，超声波照射时的合金熔融液体温度优选从液相线开始100℃以内。由此可以缩短从超声波照射开始至铸造的时间。若熔融液体温度过高则熔融液体中的气体量增加，熔融液体品质降低。另外，有炉材、钢模等的寿命降低的危险。 [0065] 以下，通过实施例说明具体的制造事例。 [0066] 实施例 [0067] 实施例1~4、7、8 [0068] 制备调整至表1中所示组成的铝合金熔融液体。将铝合金熔融液体通过重力铸造铸入注汤温度从740℃加热至200℃的JIS4号船模（日文：舟型）中。此外，这时的冷却速度，至液相线为24℃／s，从液相线至固相线的冷却速度为5.9℃／s。 [0069] 对得到的金属模具铸造材料实施220℃×4小时的时效处理，进行空气冷却。 [0071] 导热率的评价通过由热处理的各合金测定与其成比例关系的导热率来进行评价。 [0072] 将这时的350℃的拉伸特性、室温拉伸特性、导热率表示在表2中。 [0073] [0074] [0075] 实施例5 [0076] 将调整至表1所示的组成的铝合金熔融液体进行熔炼。通过重力铸造将铝合金熔融液体从浇铸温度700℃浇铸到加热至160℃的JIS4号船模中。此外，其他按照与实施例1~4同样的方法进行铸造。 [0077] 对得到的金属模具铸造材料实施220℃×4小时的时效处理，进行空气冷却。之后，与实施例1同样进行350℃拉伸试验及室温拉伸试验、导热率的评价。 [0078] 将这时的350℃拉伸特性、室温拉伸特性、导热率一起表示在表2中。 [0079] 实施例6 [0080] 如表1所示，在配置于溶解炉内的坩埚内准备与实施例5相同组成的铝熔融液体。然后，在预热炉内预热Nb‐Mo合金制的超声波钢模后，在坩埚内的铝熔融液体中浸渍钢模并照射超声波。 [0081] 这时使用的超声波发生装置为VIATECH公司制造的超声波发生装置，设定为频率20~22ｋHz、声输出2.4kw进行超声波照射。钢模的振动振幅设为20μｍ(p‐p)。取出坩埚，从超声波照射结束开始20秒后，从浇铸温度700℃开始，在加热至160℃的JIS4号金属模具内进行重力铸造。这时的熔融液体的液相线相对于640℃超声波结束温度为700℃，铸造性没有问题。此外，冷却速度与实施例1~5相同。 [0082] 对得到的金属模具铸造材料实施220℃×4小时的时效处理，进行空气冷却。之后，与实施例1同样进行350℃拉伸试验及室温拉伸试验、导热率的评价。将这时的350℃拉伸特性、室温拉伸特性、导热率一起表示在表2中。 [0083] 可知，虽然组成与实施例5相同，但通过超声波照射，室温拉伸特性提高。 [0084] 比较例 [0085] 比较例1~5 [0086] 同样，将铝合金的组成调整至如表1所示，按照与实施例同样的方法进行铸造。有无超声波处理、超声波处理温度、冷却速度、浇铸温度、船模温度如表3所示。此外，比较例3、5实施超声波处理，超声波处理的方法与实施例6相同。 [0087] 对得到的金属模具铸造材料实施220℃×4小时的时效处理，进行空气冷却。之后，与实施例1同样进行350℃拉伸试验及室温拉伸试验、导热率的评价。 [0088] 将这时的350℃拉伸特性、室温拉伸特性、导热率一起表示在表2中。 [0089] 表3：各处理条件 [0090] [0091] 由表1所示的结果明确可知，将Si，Cu，Ni，Mg，Fe，Mn，P或进一步V，Zr，Cr，Ti含量适当调整的供试材料，可以得到所期望的350℃拉伸特性、室温拉伸特性及导热率（实施例1~8）。而且，进行超声波照射的实施例6，与未进行超声波照射的实施例5相比，室温拉伸特性大幅提高。 [0092] 图3为分别表示上述实施例5、6中制造的铝合金的金属组织的显微镜照片。白色部分为α相，灰色部分为Al‐Ni‐Cu系或Al‐Fe‐Si系的化合物，黑色部分为初晶Si的结晶。从这些照片可以确认提高使用超声波针状粗大的晶析物消失了。通过该针状粗大的晶析物的有无可以理解室温拉伸特性变化。 [0094] 即，可知，比较例1中，虽然350℃拉伸特性、室温拉伸特性良好，但由于Mn添加量过多，因此导热率变低。 [0095] 还可知，比较例2、3中，由于形成金属间化合物的元素的添加量少，因此晶析物的量少，不满足350℃拉伸特性、室温拉伸特性的基准。比较例3中，由于进行超声波照射因此室温特性比比较例2提高，即使如此也无法同时满足350℃拉伸特性、室温拉伸特性。 [0096] 比较例4、5中Fe的添加量多，350℃拉伸特性良好，但室温拉伸特性低。由于Fe添加量过多，因此晶析的金属间化合物发生粗大化，机械性质降低。另外由于添加过量的Mn，因此导热率低。比较例5虽然照射超声波但即使进行超声波照射也不能完全改善室温拉伸特性。 [0097] 产业上利用的可能性 [0098] 根据本发明，通过调整至抑制高温强度降低的组成，同时极力减少Mn含量从而减少向铝的固溶，可以提供高温强度和导热率优良的铝合金。 |
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