一种Al-Fe型电机转子合金及其制备方法与应用与流程

金属材料;冶金;铸造;磨削;抛光设备的制造及处理,应用技术一种al-fe型电机转子合金及其制备方法与应用技术领域1.本技术涉及一种al-fe型电机转子合金及其制备方法与应用，属于电机转子合金技术领域。背景技术：2.随着经济和社会的发展，汽车已逐渐进入寻常百姓家，成为人们出行生活的必备工具。新能源汽车能够有效解决地球能源的消耗和环境恶劣等问题，因此新能源汽车逐渐成为研究重点，新能源汽车中所使用的电机转子往往是铝材质，铝质电机转子通常是将铝升温至熔点得到均匀的金属铝液，再使用压力铸铝或离心铸铝的方式将金属铝液注入铝模中，冷却凝固即可。3.目前的铸铝转子中，通过向铝液中加入多种其他金属元素，以提高电机转子合金电学性能和力学性能，但是现有的多种金属元素加入至铝液中，不仅会造成成本增加，难以大规模化生产，还会导致其他金属元素在铝液中形成不同的合金组织，不同合金组织之间彼此存在间隙，会造成转子合金微相结构分离，使得电学性能和力学性能逐渐下降；并且现有的转子合金还存在生产效率低、抗蠕变性能差和热裂倾向高等问题，使得转子合金难以用于高温场所，限制了转子合金的应用。技术实现要素：4.为了解决上述问题，提供了一种al-fe型电机转子合金及其制备方法，该转子合金采用高纯铝和fe元素制备得到，fe元素的加入能够形成al3fe相，该al3fe相为微米级针状相，能够强化α-al基体，从而增强合金强度，提高该转子合金的抗蠕变性能和生产效率。5.根据本技术的一个方面，提供了一种al-fe型电机转子合金，该转子合金包括0.5-1.5wt％的fe，其余为al。6.可选地，该转子合金包括1.0-1.2wt％的fe，其余为al。7.根据本技术的另一个方面，提供了一种上述所述的al-fe型电机转子合金的制备方法，包括下述步骤：8.(1)将铝液升温至740-770℃，加入0.5-1.5wt％的纯铁得到熔体，在730-750℃下对熔体进行精炼；9.(2)将精炼后的熔体静置，在710-730℃下进行高压浇铸，即得到所述al-fe型电机转子合金。10.可选地，步骤(1)中，所述精炼为向所述熔体中旋转喷吹氮气，加入0.5-1.0wt％的六氯乙烷精炼剂，所述氮气的吹气压力为0.5-2mpa，精炼时间为15-30min，精炼后扒渣再静置。11.可选地，所述六氯乙烷精炼剂的加入量为0.8wt％；所述氮气的一段吹气压力为1.5-2mpa，精炼时间为10-20min；所述氮气的二段吹气压力为0.5-1.0mpa，精炼时间为5-15min；12.所述静置时间为30min以上。13.可选地，步骤(2)中，步骤(2)中，所述高压压铸步骤为：将模具预热至200-230℃，铝液温度为710-730℃，填充速度为0.25-2m/s，铸造压力为60-80mpa，待合金凝固后，自然冷却至室温得到铸件，所述铸件热处理后得到所述al-fe型电机转子合金。14.上述填充速度能够使得铸件铸件填充模具，便于将模具内的空气排出，该填充速度影响合金组织中al3fe相的生成，若填充速度过高，则会增加生产成本，损伤设备，并且还会导致模具内的空气没法及时排出，al3fe相尺寸变大，降低al3fe相的数量以及al3fe相与α-al基体分离，若填充速度过低，则铸件容易凝固，导致铸件存在填充缺陷，降低铸件强度。15.可选地，所述自然冷却的冷却速度为1-2℃/min，冷却时间为6-12h。16.优选的，所述自然冷却的冷却速度为2℃/min，冷却时间为6-7h。17.可选地，所述热处理步骤为：将所述铸件一次升温至450-550℃，处理6-10h后进行水冷淬火，之后再将所述铸件二次升温至150-200℃，保温18-24h后空气冷却，即得所述al-fe型电机转子合金。18.可选地，所述一次升温的升温速率为80-120℃/h；优选为110℃/h。19.所述二次升温的升温速率为40-70℃/h，优选为70℃/h。20.所述淬火的转移时间＜20s。该淬火的转移时间是指将一次升温处理后的铸件转移至水冷淬火的时间，淬火时间越短，则越有助于al3fe相的细化，提高该转子合金的强度及耐热性。21.可选地，所述一次升温的升温速率与所述二次升温的升温速率的差值为30-50℃/h。22.可选地，所述水冷淬火的冷却速度为25-35℃/s，冷却时间为12-22s；23.所述空气冷却的冷却速度为1-2℃/min，冷却时间为1.2-3.5h。24.优选的，所述热处理步骤为：将所述铸件以110℃/h的升温速率一次升温至500℃，处理8h后进行水冷淬火，水冷淬火的降温速率为30℃/s，冷却时间为15s；之后再将所述铸件以70℃/h的升温速率二次升温至180℃，保温22h后空气冷却，空气冷却的降温速率为1℃/min，冷却时间为3h，即得所述al-fe型电机转子合金。25.经高压压铸后，铸件内部的合金组织为α-al相和al3fe相，al3fe相尺寸一般为微米级针状相，对α-al能够起到增强效果，但是由于高压压铸时间较短，α-al与al3fe相结合不紧密，微观上存在分相，经过热处理能够使合金元素固溶进基体，再通过快速冷却形成过饱和固熔体，第二次升温到150-200℃的保温过程中，过饱和固熔体中析出尺寸更加小的al3fe相，增强对α-al的强化效果，明显提高合金强度，同时合金元素的析出，减小了铝晶格的畸变，有利于提高合金的导电率。26.可选地，未经热处理的转子合金的屈服强度大于35mpa，抗拉强度大于70mpa，导电率大于31.5ms/m，200℃服役1000h变形量为0.2％的蠕变极限为10mpa，200℃服役1000h变形量为0.2％的疲劳极限为12mpa，200℃保温100h的强度损失率＜10％，铸件孔隙率为3％-10％。27.热处理之后转子合金的屈服强度大于45mpa、抗拉强度大于80mpa，导电率大于33ms/m，200℃服役1000h变形量为0.2％的蠕变极限为12mpa，200℃服役1000h变形量为0.2％的疲劳极限为14mpa，200℃保温100h的强度损失率＜8％，铸件孔隙率为1％-5％。28.根据本技术的另一个方面，提供了一种上述任一项所述的al-fe型电机转子合金或上述任一项所述的制备方法制备得到的所述al-fe型电机转子合金的应用，其适用于新能源电机转子。29.本技术的有益效果包括但不限于：30.1.根据本技术的al-fe型电机转子合金，只添加一种fe元素，可降低转子合金的成本，提高生产效率，用于大规模化生产电机转子，并且fe元素主要以al3fe相形式存在于转子合金中，该al3fe相为微米级针状相，能够强化α-al基材，从而提高转子合金的力学性能。31.2.根据本技术的al-fe型电机转子合金，fe元素与al元素生成的合金组织仅为α-al相和al3fe相，上述两相紧密结合，提高转子合金在微观上的均匀性，fe元素的固溶量减小，转子合金的导电率得以提升，可用于高导电需求的场所。32.3.根据本技术的al-fe型电机转子合金的制备方法，该制备工艺步骤简单，原料易得，制备过程产生的污染物少，便于工业上大批量生产加工，同时所用金属元素单一，能够降低转子合金中的杂质含量和生产成本。33.4.根据本技术的al-fe型电机转子合金的制备方法，采用高压压铸得到的铸件的微相结构均匀，力学性能得到提高，对铸件进行热处理，能够进一步细化转子合金中的al3fe相的尺寸，降低转子合金的孔隙率和热裂倾向，使得转子合金可高温场所下使用。34.5.根据本技术的al-fe型电机转子合金的制备方法，热处理工艺分为二段升温和二段降温，第一升温后在较高温度下保温，能够促进合金元素固溶于基体内部，在通过水冷淬火形成过饱和固熔体，二段升温后能够使得该过饱和固熔体析出纳米级的al3fe相，从而降低al3fe相的尺寸，提高对转子合金的强化效果，从而提升转子合金的力学性能。具体实施方式35.下面结合实施例详述本技术，但本技术并不局限于这些实施例。36.如无特别说明，本技术的实施例中的原料均通过商业途径购买。37.实施例38.本实施例涉及一种al-fe型电机转子合金的制备方法，包括下述步骤：39.(1)将铝液升温至740-770℃，加入0.5-1.5wt％的纯铁得到熔体，在730-750℃下向熔体中旋转喷吹氮气，加入0.5-1.0wt％的六氯乙烷精炼剂，所述氮气的吹气压力为0.5-2mpa，精炼时间为15-30min；40.(2)将精炼后的熔体静置30min以上，在710-730℃下进行高压压铸，将模具预热至200-230℃，铝液温度为710-730℃，填充速度为0.25-2m/s，铸造压力为60-80mpa，待合金凝固后，自然冷却至室温得到铸件；41.(3)将铸件以80-120℃/h的升温速率一次升温至450-550℃，处理6-10h后进行水冷淬火，水冷淬火的降温速率为25-35℃/s，冷却时间为12-22s；之后再将所述铸件以30-50℃/h的升温速率二次升温至150-200℃，保温18-24h后空气冷却，空气冷却的降温速率为1-2℃/min，冷却时间为1.2-3.5h，即得al-fe型电机转子合金。42.按照上述制备方法制备得到转子合金1#-13#和对比转子合金d1#-d4#，具体制备方法的不同之处见下表1。43.表144.45.[0046][0047]实验例[0048]将上述转子合金1#-13#和对比转子合金d1#-d4#分别对各自端面取样，进行性能测试，电导率试样尺寸符合gb/t12966 2008要求并进行电导率测试，力学性能测试试样尺寸标准符合astm e8并进行拉伸性能分析，具体测试结果见下表2：[0049]表2[0050][0051][0052]根据表1及表2的制备条件及测试数据可知，在铝液中加入0.5-1.5wt％的fe元素，能够降低转子合金中的杂质含量，合金组织为α-al相和al3fe相，al3fe相能够增强α-al相，提高转子合金的力学性能和电学性能，经热处理之后，铸件内al3fe相与α-al相结合更紧密，微相组织更加均匀，转子合金的孔隙率进一步降低，并且提高转子合金的耐热性，为转子合金在高温场所下的长期使用提供了可能。[0053]转子合金1#与转子合金2#-3#、对比转子合金d1#相比，fe元素的含量改变，其力学性能、电导率、孔隙率和耐热性改变，原因在于，fe元素越多，会增加al3fe相的尺寸，进而导致转子合金的微观组织均匀性变差，并且会造成fe元素的固溶量增多，降低电导率，并且转子合金中气体残留增多，孔隙率上升。若fe元素过低，则不足以形成al3fe相，对转子合金的强化想过降低，力学性能和电学性能变差，相同铸造和热处理条件下，al3fe相无法均匀分散在α-al内部，孔隙率也会增加；转子合金1#与对比转子合金d2#相比，还含有其他金属元素，加入的其他元素会产生多余的金属杂质，导致转子合金中的固溶量增加，从而破坏转子合金的微相结构，形成不同的合金组织，导致转子合金内部的合金组织不能紧密结合，从而导致转子合金的孔隙率升高，力学性能、电导率和耐热性均变差。[0054]转子合金1#与转子合金4#相比，铝液的温度改变，转子合金4#相比于转子合金1#的各方面性能变差，原因在于铝液温度过低，将会影响铝液的精炼过程，导致铝液中杂质增多，从而电学性能和力学性能下降。[0055]转子合金1#与转子合金5#相比，精炼条件改变，转子合金5#相比于转子合金1#的各方面性能变差，在转子合金1#中，精炼的一段吹气压力高，能够对铝液进行充分精炼，二段吹气压力偏低，在保证继续精炼的同时，能够降低铝液中的气体，从而降低转子合金的孔隙率，若一段吹气压力较低，则精炼效果较差，二段吹气压力较高，则会铝液中溶入较多的气体，提高转子合金的孔隙率；若直接在同一吹气压力下精炼，则前期精炼效果较好，但是后期铝液中会溶入较多的气体，进而提高转子合金的孔隙率，使得电学性能和力学性能下降。[0056]转子合金1#与转子合金6#-9#和对比转子合金d3#-d4#相比，高压压铸条件改变，转子合金6#-9#和对比转子合金d3#-d4#相比于转子合金1#的各方面性能变差，原因在于，模具的温度与铝液温度相差过大，则铸件的凝固时间变短，转子合金的结晶速度加快，转子合金的内部的晶型不完善，晶格缺陷增多，形成的al3fe相尺寸变大，对α-al基体的增强效果变差，缩小模具与铝液的温差，能够延长铸件的凝固时间，但在浇铸中容易出现受热不均的现象，以使得铝液中的气体无法正常排出；填充速度过低或铸造压力过低，铸件在未填充完全时已凝固，导致铸件存在填充缺陷，从而降低转子合金的强度，填充速度过高或铸造压力过高，则在填充中易带入较多杂质气体，提高铸件的孔隙率，进而降低铸件微观上的均匀性。[0057]转子合金1#与转子合金10#-13#相比，改变的是热处理工艺，其中转子合金13#未经过热处理工艺进行处理，转子合金10#-13#与转子合金1#相比各方面性能变差，热处理能够细化al3fe相的尺寸，从而使转子合金微观组织之间结合力增强，一次升温的条件能够影响合金元素在基体中的固溶量，从而间接影响水冷淬火后的过饱和固熔体的含量，水冷淬火的冷却速度直接影响过饱和固熔体的含量，若过饱和固熔体的含量降低，则在二次升温中会降低尺寸小的al3fe相的数量，从而降低fe元素对转子合金的强化效果，降低转子合金的性能；二次升温的条件能够影响al3fe相的尺寸，改变铝晶格的畸变的数量，最终影响转子合金的导电率和耐热性。若一次升温与二次升温速率相差过大，则导致转子合金内部易出现微相分离，导致转子合金的抗蠕变性能变差，热裂倾向变大，转子合金12#与转子合金1#相比，热处理中一次升温后采用空气缓慢冷却，二次升温后采用水冷淬火，则转子合金12#中过饱和固熔体的含量几乎没有，无法细化al3fe相的尺寸，并且二次升温后铝晶格畸变的数量增多，进而导致转子合金12#各方面的性能变差。[0058]以上所述，仅为本技术的实施例而已，本技术的保护范围并不受这些具体实施例的限制，而是由本技术的权利要求书来确定。对于本领域技术人员来说，本技术可以有各种更改和变化。凡在本技术的技术思想和原理之内所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本技术的保护范围之内。









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