一種替代qt450傳動絲桿的鋁合金材料及其擠壓成型方法
【專利摘要】本發明公開一種替代QT450傳動絲桿的鋁合金材料，其特征在于：主成分含量按重量百分比計：錳Mn:≤2%，鎘Cd:0.05%～0.5%，銅Cu:4.2%～8.0%且Cu≥0.8Mn+4.05%，釩V:0.1%～0.2%；路易斯酸堿對總量1%×10?4～2.0%，使合金平均晶粒度＜120微米，余量為鋁Al。
【專利說明】
一種替代QT450傳動絲桿的鋁合金材料及其擠壓成型方法
技術領域
[0001 ]本發明涉及一種替代QT450傳動絲桿的鋁合金材料及其制備方法。
【背景技術】
[0002] 球墨鑄鐵(簡稱球鐵)被廣泛用于制造傳動箱體、栗殼、缸體、活塞、輪轂、傳動件、 轉向件等強度高耐磨性好的零件;球鐵之所以用途廣泛，還在于它有著細分的標準牌號，每 種牌號規定了較為嚴格精確的化學成分組合、熱處理規范參數、力學性能和物理指標等，從 而對應著細分應用品類。見表1。
[0003] 表1 GB/T 1348確定的球墨鑄鐵牌號對應的力學性能及組織
球鐵的機械性能指標及其分類，可作為錯合金材料創新設計、提高性能的對標基礎，同 時可以作為"以鋁代鋼"的比較通道，即：如果鋁合金可以替代某牌號球鐵，則進一步替代與 此牌號性能接近的鋼材，就足以在產業界引領一種潮流或時尚。實現以輕強結構替代重強 結構。
[0004] 從自然特性和經驗積累的角度來看，鋁合金較球鐵具有多種優點： ①鋁材料具有極好的低溫性能，在低溫環境作為結構材料具有獨特優勢，而球鐵則隨 溫度降低逐漸發生由韌性向脆性的轉變，尤其在脆性轉變溫度以下，其耐沖擊急劇下降，甚 至發生"低溫脆斷"。
[0005]②鋁合金比強度高，具有良好的斷裂韌性（衡量金屬材料對裂紋突然擴張的抗 力），而球鐵對應力集中敏感性強，會造成突然斷裂。
[0006] ③由于鋁及鋁合金是非磁性材料故抗電磁干擾性能好，而球鐵在生物生存的溫度 范圍內都是良好的磁性材料，容易受電磁干擾。
[0007] ④鋁合金本身的抗腐蝕性遠遠高于鋼鐵且更適宜于進行高技術表面防腐和裝飾 一體化處理。
[0008] ⑤鋁合金對水的潤濕性遠遠低于鋼鐵，因而低溫雨雪天氣鋁表面不會象鋼鐵表面 那樣容易發生凍雨冰附增重現象。
[0009] ⑥鋁材料合金化和熱處理工藝較球鐵和鋼材簡單，鋁的合金化溫度一般低于750 °C，熱處理溫度在150~600°C之間，而球鐵合金化溫度超過1400°C，熱處理溫度則在500~ l〇〇〇°C，消耗和排放是鋁材料幾倍乃至十多倍。
[0010] ⑦從加工工藝來比較，鋁材料可以很容易地獲得復雜形狀或斷面的零件，而用球 鐵加工這種復雜的零件需要更多的工序和裝備會消耗比鋁材料更高的功率。
[0011]⑧鋁合金比球鐵慣性小，在啟停頻繁的裝備上更具優勢。
[0012]前述這些鋼材欠缺而鋁材料獨具的優異品質，為"以鋁代鋼"的顯著進步性提供了 人類社會文明進步追求的現實基礎。
[0013]在"以鋁代鋼"的技術升級中，為了充分發揮鋁合金以"輕"為代表的優越特性，必 須使其在"強"的方面有長足發展，才能大大拓展其使用領域。這就要求必須在鋁合金新材 料設計上首先取得突破。
[0014] 從材料制備的方法審視，材料特性由功能性微觀物相組合得到，需要獲得良好的 功能性物相組合，例如高強度、高塑性、高硬度、耐腐蝕等，是各種制備方法追求的最終結 果，因此鋁合金的化學成分設計與其制備技術存在緊密的內在統一性，是一種原子如何結 合成所需的"物相分子"的關系。鋁合金各配方元素通過熔煉混合是形成材料物相分子組合 結構的主要決定性環節，凝固過程后晶粒和晶界的金屬間化合物分子物相決定了合金的晶 態組合(亞微米級顆粒:尺度10~300μπι左右），后續熱處理對晶態組合框架下微細結構（微 米級顆粒:尺度1~30μηι左右)乃至更加微觀的精微結構（亞納米級或次微米級質點：尺度 10nm~<1μπι)進行調整和完善。
[0015] 在工程應用上，鋁合金晶粒大小和形狀及晶界上金屬化合物的大小形狀，對合金 的力學性能有著決定性的影響。粗大的平面晶、樹枝晶、柱狀晶等不規則晶體和分布在晶界 的粗大的脆硬性金屬間化合物，能夠把合金好的微細結構和精微結構對基體的強韌性貢獻 全部抵消掉，目前常規變質手段和細化晶粒的手段，最好的效果只能使平均晶粒度細化到 120~150微米，而枝晶的形態往往沒有根本的轉變，這是合金力學性能進一步提高的重要 瓶頸問題。為使鋁合金獲得強度和韌性同時提高，只有進行晶粒的細化和圓整化，因此如何 進一步細化和圓整合金的平均晶粒度，是產業界始終追求的目標。
[0016] 通過對鋁銅錳系(Al-Cu-Mn)合金最高達0.08nm的極高分辨率的球差校正掃描透 射電子顯微鏡(STEM)精微選區分析，獲得了建立在原子尺度上的各種物相結構、原子分辨 和化學元素分布。證實其中存在一系列強化相，包括眾所周知的Al-Cu二元亞穩相(GP區、 θ"、θ〇、新的盤片相和平衡相0(A12Cu);其中在基體晶粒內部，新發現一種棒叉狀(Τ+ΘΗ)組 合相，該組合相的主干部分T相是Al-Cu-Mn三元相，分子結構式Al2〇Cu2Mn3，分子物相特征是 直徑約lOOnm、長度約600~lOOOnm呈棒軸狀且其(010)面與鋁合金基體的{010}面共格;而T 相周圍附著生長了尺寸較大(厚度約20nm、長約50nm)的Al-Cu二元次生相，由于該次生相與 基體中其它Al-Cu亞穩相(GP區、θ"、θ'或者其它盤片相）比較，在結構上有很大差別，特別是 厚度比其它Al-Cu亞穩相厚得多，因此本發明稱之為ΘΗ相，其分子結構式AlxCu(x可能小于 2)，是一種富Cu分子。
[0017] 根據合金強化理論，合金的強度體現于界面或位錯滑移受到質點的阻礙，阻礙越 強強度越大，繞過質點留下位錯環而繼續滑移的阻礙最強。對于鋁銅錳系(Al-Cu-Mn)合金， GP區的Al-Cu二元相是合金主要強化因素，隨著θ"、θ'或者其它盤片狀的二元Al-Cu亞穩相 長大，當盤片大到一定程度(直徑超過150nm而厚度只有1~3nm)，發揮最大阻礙位錯滑移能 力，對基體的延伸率保持較大的貢獻。
[0018] 如前所述，傳統用球鐵(QT450)制作的傳動絲桿，在實際制造、使用過程中存在以 下缺陷： ①因球鐵延伸率較低，對應力集中的敏感性明顯增加，表現為屈服以后變形 量較小易斷裂，造成事故。
[0019] ②球鐵熱處理工藝過程復雜、裝備技術要求高，而且消耗和排放也很大。
[0020] ③沿著零部件應用的整個壽命周期，球鐵因其慣性大、笨重、易腐蝕、易脆斷等缺 陷，其物耗、能耗和維護成本很高于，其循環利用的價值較低。
[0021] 鋁合金傳動絲桿在國內未見相關研究，因為普通鋁合金基礎材料的局限性，其力 學性能較低，尤其是高溫耐熱性能，承受的溫度小于300°C，嚴重影響壽命，甚至增加了安全 風險。
【發明內容】
[0022]本發明要解決的技術問題是：提供一種替代QT450傳動絲桿的鋁合金材料及其制 備方法，其中添加路易斯酸堿對，有效催生臨界晶核(得到等軸晶），使合金在凝固之前獲得 最佳的分子物相組合結構（（Τ+ΘΗ)組合相），促使合金晶態優化，使鋁合金基材實現450MPa 及更高的強度等級，從而達到生產替代QT450傳動絲桿的鋁合金制品。
[0023]本發明的技術方案是:一種替代QT450傳動絲桿的鋁合金材料，主成分含量按重量 百分比計：錳Μη:彡 2%，鎘Cd: 0 · 05%~0 · 5%，銅Cu: 4 · 2%~8 · 0%且Cu彡0 · 8Mn+4 · 05%，釩V: 0 · 1% ~0.2%;路易斯酸堿對總量1 % X 1 0-4~2.0%，使合金平均晶粒度< 120微米，余量為鋁A1。 [0024]所述的合金晶粒為等軸晶。
[0025] 所述的合金晶粒內亞納米(Τ+ΘΗ)組合相數量達到彡1個/平方微米。
[0026] 所述路易斯酸堿對為金屬鹵合物、主族類元素中的一種或一種以上混合。
[0027] 所述的金屬鹵合物:包括四氯合鈷負離子體[C0Cl4]2'
[0028] 所述的主族類元素，包括硅Si。
[0029] 所述路易斯酸堿對，按元素添加量占 A1基體重量百分比，范圍為：0.4%<Si< 1 · 6%，W<0 · 1%，[C0CI4]2-<0 · 1%〇
[0030] 一種替代QT450傳動絲桿的鋁合金材料的制備方法，包含以下步驟： (1) 在前述路易斯酸堿對、元素比例范圍內，選定一組物質組合，確定重量比，根據需要 配制的合金總量，推算出所需的每種物料的重量； (2) 往熔煉爐中加入鋁錠或熔融鋁液，加熱并在700 °C以上保溫； (3) 加入猛Μη、鎘Cd、銅Cu，釩V攪拌，加入選定的路易斯酸堿對，或者加入選定的路易斯 酸堿對組合，攪拌均勻； (4) 然后對上述合金熔體進行爐內精煉； (5) 精煉后除渣、靜置、取樣分析合金化學成分，根據分析結果調整化學成分至規定的 偏差范圍內；調溫至650 °C以上，合金液出爐，在線除氣、除渣； (6) 熱頂鑄造:合金液鑄造成圓錠； (7) 擠壓成型：圓錠經擠壓成棒； (8) 機械加工:棒經車銑成絲桿。
[0031] 所述熱頂鑄造，步驟如下： (1) 將溜槽和分流盤預熱到合適溫度； (2) 熔體從保溫爐經溜槽轉入分流盤； (3) 開啟冷卻水，啟動鑄機，引錠頭向下移動； (4) 調整鑄造速度80-140 mm/min，引錠頭沿著豎井向下移動，熔體通過溜槽和分流盤 流入結晶器并凝固成型； (5) 鑄造完成后停止鑄機，關閉冷卻水； (6) 翻起分流盤吊出鋁棒，并入爐均質。
[0032]所述擠壓成型，步驟如下 (1) 將模具和擠壓工具預熱到合適溫度； (2) 加熱鋁棒彡400 °C，并放入擠壓筒內； (3) 通過壓力把鋁棒從模具擠出后冷卻； (4) 外觀質量檢測:尺寸、裂紋； (5) 固溶處理:將擠壓件送入固溶爐，進行550°C以下固溶處理，保溫完成后立刻入水淬 火； (6) 時效強化:將完成固溶處理的擠壓件送入時效爐進行時效強化處理，在230°C以下 時效強化，保溫后出爐自然冷卻； (7) 取樣分析測試驗證； 所述機械加工，步驟如下： (1)用車床經過粗車和精車后得到螺旋絲桿； (2 )用銑床在絲桿兩端開鍵槽； (3)實用性能驗證。
[0033]本發明的有益效果:通過運用路易斯酸堿理論，使路易斯酸堿對在鋁合金熔體環 境發生解體和轉化，以提供熔體超精細微區內（〇. lnm~10nm尺度范圍）的充分擾動和激活 效應，達到催生臨界晶核大量形成，使合金晶粒度得到進一步細化，形狀更加圓整；同時優 化微細區域(微米級:尺度1~30μηι左右)和精微區域(亞納米級或次微米級質點：尺度10nm ~<1μπι)的物相分子組合結構，增加(Τ+ΘΗ)組合相在合金基體中的含量，使鋁合金基體強 度獲得大的提升，在屈服強度在400~600MPa之間得到良好控制，這是本發明要解決的工程 應用問題，即替代系列球鐵材料和制品。
[0034]正離子體和負離子體作為路易斯"酸堿對"，在鋁合金熔體的高溫環境中發生分 解，生成路易斯酸和路易斯堿，①高溫下分解釋放的氣態物質形成的初始氣泡只有一個分 子大小(小于lnm，即次納米級），比表面積最大，具有極強的活性和納米范圍的擾動能力，造 成熔體超精微區內原子能量起伏、結構起伏和濃度起伏，促使鄰近的更多原子跨越結晶勢 皇，形成大量臨界晶核，優于普通變質劑如鋁鈦硼的作用；同時正、負離子體在次納米范圍 的超精微區內擾動和激活效應，是常規外加凈化氣泡(直徑大于〇.5mm)無法實現的;②分解 釋放的金屬原子或正離子具有比配體更小的體積和更大的比表面積，其對周圍原子的擾動 和激活效應更強，造成的超精微區狀態起伏更加顯著，對金屬間化合物生成反應催化和合 金基體組織晶粒細化作用也更強;③酸堿對在高溫熔體中的分裂和重構增強了質點在微區 的擴散速度，而有效地抑制了因添加劑造成的合金成分偏析以及大顆粒質點的聚集和長 大，可防止鈦Ti和稀土相的粗化;④配體氣泡發生次生反應后，經過一系列變化凈化氣體排 出熔體或進入熔渣，其凈化作用比常規的氣體凈化方式效果更好。通過這種機理，使基體結 晶狀態普遍成為等軸晶，晶粒度平均小于120μπι，進一步的優化效果可達到晶粒度平均在50 ~100μπ?ο
[0035] 在合金熔體中，不同金屬原子或離子的接近，它們之間也會產生能級分裂發生熱 化學反應（不發生電子轉移）而形成金屬間化合物的模式，根據電負性大小，Al xCu和 Al2〇Cu2Mn3都可以看成路易斯"酸堿對"。當加入熔體中的外來路易斯酸堿對分解時，與基體 存在界面能差的金屬間化合物前驅體顯然也受到擾動和激活而發生結構起伏，產生更多的 臨界晶核，使(Τ+ΘΗ)組合相在合金中的濃度和平均分布密度，使之達到1個/[μπι] 2以上，這 就是路易斯酸堿對在納米尺度的擾動和激活效應能夠增加亞納米級質點（Τ+ΘΗ)組合相和 納米級質點GP區、θ"、Θ '系列強化相的機理。
[0036] 鋁合金熔體整體作為一個高溫富電子體系，對于電負性高于它的金屬元素，是給 電子體，而對于電負性低于它的活潑金屬元素，又是電子受體，可見鋁合金熔體也具有路易 斯酸堿的一般共性，它本身與添加到它之中的元素，也會形成廣義的"路易斯酸堿對"，因 此，可以把調整熔體化學活性的各種元素，統一視為鋁合金的"路易斯酸"或"路易斯堿"，當 使用本發明給出的主族類元素如Mg、內過渡類元素如Ce時，為了簡化描述，同時也為了突出 對鋁合金熔體的優化作用，把單個元素也簡稱為"路易斯酸堿對"。
[0037] 對鋁合金熔體來說，金屬的鹵合物如[C0Cl4]2'其原子間以共價鍵結合，有路易斯 酸堿對的特征，這些在標準狀態下十分穩定且耐熱性特別好的物質，當以納米態粉末分散 地吹送入熔體之后，由于高溫、富電子和非常大的比表面積，產生的界面能足以引起物質分 子發生極化變形乃至歧化分解，也會在納米范圍引起擾動和激活效應，也可以歸于"路易斯 酸堿對"。
[0038] 綜上，本發明所述路易斯酸堿對，可以表現為多種形態，包括金屬與配體結合而成 的正負離子體、金屬鹵合物、主族類元素、內過渡類元素中的一種或多種混合。
[0039] 另外，由于路易斯酸堿對能夠提供給合金熔體更大的異類物質濃度，因此增大了 熔體結晶過程的成分過冷度，導致晶核在更強結晶動力下快速越過臨界尺寸，而在過冷的 液體中自由成核和生長，形成具有各向同性和形狀更接近于球形的等軸晶粒；由于等軸晶 的這種緣于液體內部自由生長的內生機制，改變了平面晶、樹枝晶、柱狀晶等不規則晶體緣 于鑄造型腔的型壁生核、自外向液體內部單向延伸的生長方式，因此避免或減輕了合金的 成分偏析、結晶粗大單向、宏觀性能不均勻的缺陷，從而有效避免或減輕了合金的一些常見 缺陷，如針孔、氣孔、縮孔、縮松、偏析、粗大固溶體、高硬度化合物、裂紋等。
[0040] 本發明基于對合金微觀結構極高分辨率的襯度圖像和精微選區結構分析，發現了 晶內存在著次微米級的(Τ+ΘΗ)棒叉狀組合相的超精細結構。與Al-Cu各二元相比較，（Τ+ΘΗ) 組合相有許多優點，包括:質點粒度大，抗位錯滑移面大;主干部分T是高硬高穩定化合物聚 合而成的棒狀孿晶，能夠以位錯繞過方式為合金提供強度支撐;其次生ΘΗ附著相在主干上 斜向或垂直于T棒軸方向而向周圍基體生長同時又與基體共格，增強了主干對周圍晶格點 陣的收緊能力，或者換句話說，T棒軸通過附著其上向周圍生長的ΘΗ次生相，把收緊作用向 周圍的基體空間傳遞和擴散，這種作用在次微米區域內對基體產生了類似建筑結構中鋼筋 網格在混凝土中的強化作用(可稱為"類砼強化結構"），使基體強度大大提高。這種作用，如 果從單體比較，是基體中薄片狀Al-Cu亞穩相(GP區、θ"、θ'或者其它盤片相)或者其組合都 遠不能相比的；但是，在常見的鋁銅錳系(Al-Cu-Mn)合金中，由于各二元Al-Cu亞穩相在基 體內部的分布密度遠遠高于(Τ+ΘΗ)組合相的分布密度，致使(Τ+ΘΗ)組合相的作用被掩蓋而 一直沒有被發現。
[0041] (Τ+ΘΗ)組合相優化了鋁銅錳系(Al-Cu-Mn)合金的物相分子組合結構，為基體提 供了高硬質點T相的繞過強化效應和高于游離態Al-Cu亞穩相組合的切過強化效應兩種作 用;所以必須把材料設計關注的重點從傳統單純對Al-Cu亞穩相組合轉移出來，而集中在對 (Τ+ΘΗ)組合相的催生效果上。
[0042] 本發明配方設計作為主要技術手段之一，是使合金的晶態組合實現平均晶粒度< 120微米的等軸晶前提下，還可實現合金晶粒內部（Τ+ΘΗ)組合相數量在1個/[μπι] 2以上。因 此主成分設計為按重量百分比：錳Μη:彡2%，鎘Cd: 0.05%~0.5%，銅Cu: 4.2%~8.0%且Cu彡 0.8Mn+4.05%，釩V: 0.1%~0.2%;路易斯酸堿對總量1%Χ 10-4~2.0%，使合金平均晶粒度< 120微米，余量為鋁Α1，添加釩V在鋁合金中生成A1 nV難溶化合物，在熔煉和鑄造過程中起細 化晶粒的作用，有細化再結晶組織，提高再結晶溫度的作用。
[0043]通過DSC差示掃描量熱分析法得到的結果可知，鋁銅錳系(Al-Cu-Mn)合金的化學 熱效應發生的溫度范圍高低限之差有l〇〇°C，在Al-Cu二元各相中，平衡態的A12CU(0)相共 晶的熔點最高為548°C，在DSC曲線上處于開始發生熱效應的溫度位置，當溫度在648.5°C時 熱效應最大，溫度更高之后就沒有了化學熱效應。這種情況的合理推斷是與基體共格的(T+ ΘΗ)組合相發生熔化(基體同時熔化)而造成的吸熱現象。
[0044] (Τ+ΘΗ)組合相的主干T相大大提高了合金的耐熱性和熱強度;而(Τ+ΘΗ)組合相數 量和分布密度的提高，則同時提升了合金的強度、硬度和延伸率。
[0045] 根據金屬凝固理論，從宏觀角度看，臨界晶核的大量形成需要給熔體中處于游離 態的原子向晶格點陣有序態的"跳躍"降低勢能門檻，而這種低門檻來自于兩個條件:一是 降低液態金屬的表面張力使原始晶核容易擴散和容易吸收周圍游離態的原子，一種形式就 是創造盡可能多的穩態異質結晶核心。
[0046] 根據路易斯酸堿理論，鋁熔體是一個富電子高溫體系，即屬于強的路易斯堿，當過 量的銅錳加入以后，由于銅錳的電負性較強，吸聚了較多的電子云，使形成的合金熔體的堿 性降低，表面張力增加，不利于臨界晶核的產生;加入富電子物質后，平衡了銅錳的酸性效 應，原始晶核面臨的界面張力降低，因而促進了（Τ+ΘΗ)組合相的主干T相的原始晶核成長為 臨界晶核，從而決定了（Τ+ΘΗ)組合相在合金中數量和分布密度顯著提高。
【具體實施方式】
[0047] 本發明【具體實施方式】包括2個部分，第一部分為提示和說明，第二部分為具體實施 例。
[0048]第一部分:提示和說明 合金恪體準備的步驟： (1)在前述路易斯酸堿對、元素比例范圍內，選定一組物質組合，確定重量比，根據需要 配制的合金總量，推算出所需的每種物料的重量，編制合金生產配料表，并按配料表選足各 種備料； (2) 往熔煉爐中加入適量的鋁錠或熔融鋁液，加熱使之完全融化并在700 °C以上保溫； 為防止熔體吸入過多的空氣，熔化過程應盡可能在短時間內和封閉環境內完成； (3) 按配方比例加入錳Μη、鎘Cd、銅Cu、釩V，攪拌均勻后，加入選定的路易斯酸堿對，或 者加入選定的路易斯酸堿對組合，攪拌均勻； 所述路易斯酸堿對或者組合如果呈固體塊狀，可直接加入熔體或者以按壓輔助方式加 入熔體； 所述路易斯酸堿對或者組合如果呈固體絲線狀，可以在線自動送絲方式，在鑄造時連 續加入，或者切成合適小段，在每次鑄造前加入澆包或舀瓢； 所述路易斯酸堿對，活潑金屬元素選擇以保護形態加入熔體，高熔點難溶金屬元素選 擇配合物形態，易溶重金屬選擇單質狀態； 所述路易斯酸堿對或者組合，化合物或配合物選擇預先制成固體粉末形態； 所述路易斯酸堿對或者組合，選擇于合金主元素恪煉完成后加入恪體，或者在恪體精 煉時加入恪體，或者在精煉凈化后加入恪體，或者在鑄造成形之前再加入恪體； (4) 然后對上述合金熔體進行爐內精煉，所述精煉選擇在封閉環境中操作，所述封閉環 境選擇以抽風方式連續排除精煉產生的廢氣； (5) 精煉后除渣、靜置、取樣分析合金化學成分，根據分析結果調整化學成分至規定的 偏差范圍內； 所述調整化學成分選擇以加入路易斯酸堿對或者組合的方式進行調整； 調溫至650°C以上，合金液出爐，在線除氣、除渣； 所述除氣可以選擇石墨管空心轉子攪動吹入凈化氣體； 所述凈化氣體可以選擇氮氣、氬氣、氯氣或者它們的混合物； 所述除渣可以選擇表面除去浮渣或者選擇過濾法除去熔體內粗大質點或者熔體底部 的沉渣； 所述過濾法可以選擇陶瓷過濾板或者玻璃纖維或者濾布作為過濾介質； 所述過濾可以進行單級過濾或者雙級過濾或者多級過濾； 所述粗大質點可以是顆粒度不小于10微米的質點。
[0049] (6)熱頂鑄造:圓錠鑄造是指合金液注入結晶器內連續結晶凝固； 所述結晶器是鑄造固定形狀金屬模； 鑄件可以肉眼或用低倍放大鏡或其它試驗方法檢驗外觀質量，所述鑄件外觀質量是指 包括表面粗糙度、表面缺陷或尺寸精度;允許鑄件有分型、頂桿及排氣塞等痕跡，允許有擠 壓加工可消除的缺陷，不許裂紋； 制品擠壓成型步驟： (1) 將模具和擠壓筒預熱到合適溫度多400°C ; (2) 加熱鋁棒彡400 °C，并放入擠壓筒內； 所述預熱需要專用的加熱裝置，需要有保溫； (3) 通過壓力把鋁棒從模具擠出后冷卻； 所述擠壓需要專用的機械裝備，壓力大于800噸； (4) 外觀質量檢測:尺寸、裂紋； (5) 內部質量檢測。剖面著色探傷檢測或者整體熒光或X光檢測； 所述剖面著色探傷檢測，可每爐批的制品隨機抽查一件或數件進行解剖，檢查制品主 要熱節部位或壁厚較大部位的內部質量； 所述剖面，可鋸開最易產生氣孔、砂眼的鑄造部位如殼體安裝腳、閥體安裝孔、側蓋安 裝孔或主缸尾部等的厚大部位，用著色劑檢測，目測是否有氣孔、砂眼等缺陷； 所述X光檢測是制品經X光透射以檢測其內部冶金質量，觀察有無針孔、氣孔、縮孔、疏 松、縮松、偏析、粗大相顆粒、夾雜、夾渣、冷隔、冷豆或裂紋； (5)固溶處理:將擠壓件送入固溶爐，進行550Γ以下固溶處理，保溫完成后立刻入水淬 火； (7) 時效強化:將完成固溶處理的制品送入時效爐進行時效強化處理，在230°C以下時 效強化，保溫后出爐自然冷卻； (8) 取樣分析測試驗證:從經過熱處理以后的制品上切取試棒，取樣部位選在毛坯本體 有加工余量的適當位置、本體受載荷均勻或集中的部位，每個取樣部位應切取三根試棒； 可對樣品進行力學性能測試分析、金相分析、二次密度法固溶及時效程度檢測或深層 次的微觀結構分析； 所述力學性能分析包括抗拉強度、屈服強度、延伸率、硬度，數值指標為:抗拉強度450 ± 50Mpa、屈服強度400 ± 50Mpa、延伸率 8 ± 2%、硬度 140 ± 10HBS; 所述金相分析包括晶粒形貌、晶粒度、粗大脆性相或顯著缺陷，晶粒形貌應該為等軸 晶，晶粒度平均< 120μπι，粗大脆性相顆粒度<25μπι，不存在超過15μπι的孔洞或晶界無析出 帶顯著缺陷； 所述二次密度法檢測固溶及時效程度完成率不小于80%; 制品機械加工步驟： (1) 用車床經過粗車和精車后得到螺旋絲桿； (2) 用銑床在絲桿兩端開鍵槽； (3) 實用性能驗證。通過機械加工、表面處理和裝配后，進行模擬使用工況的實用性能 檢測試驗，包括選擇疲勞試驗、磨損試驗、逆向超載試驗或超壓試驗。
[0050]第二部分:具體實施例 實施例1 1. 一種替代QT450的鋁合金傳動絲桿材料組分重量百分比為:Μη: 0.6%，Cd: 0.08%，Cu: 6 · 5%，Si : 1 · 5%，釩V: 0 · 2%，W: 0 · 07%，[C0CI4]2-0 · 05%，余量為鋁A1; 2、 制備方法:恪體-熱頂鑄造-圓錠均質-擠壓-固溶-矯正-時效-機加工； (1) 熔體溫度彡730°(：; (2) 溜槽預熱溫度彡750 °C; (3) 熱頂鑄造溫度彡700 °C; (4) 鑄造速度80-140 mm/miη ； (5) 均質溫度彡510 °C，保溫彡1小時； (6) 擠壓模具預熱溫度彡500°C ; (7) 擠壓筒預熱溫度彡420°C，鋁棒加熱溫度彡500°C ; (8) 熱處理狀態:T8 -固溶后冷加工再人工時效； (9) 車床機加工，光潔度彡0·4μπι; 3、 制品微觀結構指標:金相組織為等軸晶，平均晶粒度107μπι，晶粒內（Τ+ΘΗ)組合相數 量 5 個/[μπι]2; 4、 制品機械性能：：抗拉強度490Mpa，屈服強度360 Mpa，斷后延伸率10%，布氏硬度129。 [0051 ] 實施例2 1、 一種替代QT450的鋁合金傳動絲桿材料組分重量百分比為:Mn: 0.65%，Cd: 0.08%，Cu: 6 · 8%，Si : 1 · 4%，V: 0 · 1%，W: 0 · 08%，[C0CI4]2-0 · 05%，余量為鋁A1; 2、 制備方法:同實施例1; 3、 制品微觀結構指標:金相組織為等軸晶，平均晶粒度100μπι，晶粒內（Τ+ΘΗ)組合相數 量4個/[μπι]2; 4、 制品機械性能：：抗拉強度480Mpa，屈服強度330Mpa，斷后延伸率8%，布氏硬度120。 [0052] 實施例3 1、 一種替代QT450的鋁合金傳動絲桿材料組分重量百分比為:Mn: 0.65%，Cd: 0.08%，Cu: 5 · 8%，V: 0 · 15%，[ C0CI4]2-: 0 · 09%，余量為鋁A1; 2、 制備方法:同實施例1; 3、 制品微觀結構指標:金相組織為等軸晶，平均晶粒度100μπι，晶粒內（Τ+ΘΗ)組合相數 量 5 個/[μπι]2; 4、 制品機械性能：：抗拉強度495Mpa，屈服強度360Mpa，斷后延伸率8%，布氏硬度130。
【主權項】
1. 一種替代QT450傳動絲桿的鋁合金材料，其特征在于：主成分含量按重量百分比計： 錳Mn:彡 2%，鎘Cd:O·05%~O·5%，銅Cu:4·2%~8·0%且Cu彡 O·8Mn+4·05%，釩V:O·1%~O·2%;路 易斯酸堿對總量1%X HT4~2.0%，使合金平均晶粒度< 120微米，余量為鋁Al。2. 根據權利要求1所述的一種替代QT450傳動絲桿的鋁合金材料，其特征在于:合金晶 粒為等軸晶。3. 根據權利要求1所述的一種替代QT450傳動絲桿的鋁合金材料，其特征在于:合金晶 粒內亞納米(Τ+ΘΗ)組合相數量達到多1個/平方微米。4. 根據權利要求1所述的一種替代QT450傳動絲桿的鋁合金材料，其特征在于:所述路 易斯酸堿對為金屬鹵合物、主族類元素中的一種或一種以上混合。5. 根據權利要求4所述的一種替代QT450傳動絲桿的鋁合金材料，其特征在于:所述的 金屬齒合物:包括四氯合鈷負離子體[CoCU] 2'6. 根據權利要求4所述的一種替代QT450傳動絲桿的鋁合金材料，其特征在于:所述的 主族類元素，包括娃Si。7. 根據權利要求1-6之一所述的一種替代QT450傳動絲桿的鋁合金材料，其特征在于： 所述路易斯酸堿對，按元素添加量占 Al基體重量百分比，范圍為：0.4%<Si < 1.6%，W< 0.1%，[C〇C14]2-<0·1%〇8. 如權利要求7所述的一種替代QT450傳動絲桿的鋁合金材料的制備方法，其特征在 于:包含以下步驟： (1) 在前述路易斯酸堿對、元素比例范圍內，選定一組物質組合，確定重量比，根據需要 配制的合金總量，推算出所需的每種物料的重量； (2) 往熔煉爐中加入鋁錠或熔融鋁液，加熱并在700 °C以上保溫； (3) 加入猛Mn、鎘Cd、銅Cu，釩V攪拌，加入選定的路易斯酸堿對，或者加入選定的路易斯 酸堿對組合，攪拌均勻； (4) 然后對上述合金熔體進行爐內精煉； (5) 精煉后除渣、靜置、取樣分析合金化學成分，根據分析結果調整化學成分至規定的 偏差范圍內；調溫至650 °C以上，合金液出爐，在線除氣、除渣； (6) 熱頂鑄造:合金液鑄造成圓錠； (7) 擠壓成型：圓錠經擠壓成棒； (8) 機械加工:棒經車銑成絲桿。9. 根據權利要求8所述的一種替代QT450傳動絲桿的鋁合金材料的制備方法，其特征在 于:所述熱頂鑄造，步驟如下： (1) 將溜槽和分流盤預熱到合適溫度； (2) 熔體從保溫爐經溜槽轉入分流盤； (3) 開啟冷卻水，啟動鑄機，引錠頭向下移動； (4) 調整鑄造速度80-140 mm/min，引錠頭沿著豎井向下移動，熔體通過溜槽和分流盤 流入結晶器并凝固成型； (5) 鑄造完成后停止鑄機，關閉冷卻水； (6) 翻起分流盤吊出鋁棒，并入爐均質。10. 根據權利要求8所述的一種替代QT450傳動絲桿的鋁合金材料的制備方法，其特征 在于:所述擠壓成型，步驟如下 (1) 將模具和擠壓工具預熱到合適溫度； (2) 加熱鋁棒彡400 °C，并放入擠壓筒內； (3) 通過壓力把鋁棒從模具擠出后冷卻； (4) 外觀質量檢測:尺寸、裂紋； (5) 固溶處理:將擠壓件送入固溶爐，進行550°C以下固溶處理，保溫完成后立刻入水淬 火； (6) 時效強化:將完成固溶處理的擠壓件送入時效爐進行時效強化處理，在230°C以下 時效強化，保溫后出爐自然冷卻； (7) 取樣分析測試驗證； 所述機械加工，步驟如下： 用車床經過粗車和精車后得到螺旋絲桿； 用銑床在絲桿兩端開鍵槽； 實用性能驗證。
【文檔編號】C22C21/12GK105950925SQ201610492964
【公開日】2016年9月21日
【申請日】2016年6月29日
【發明人】門三泉, 張中可, 車云
【申請人】貴州華科鋁材料工程技術研究有限公司