本發(fā)明涉及一種替代QT500織機噴氣件的鋁合金材料及其制備方法。

背景技術：

球墨鑄鐵（簡稱球鐵）是鋼鐵產(chǎn)業(yè)中的主要基礎材料之一，被廣泛而大量地用于制造受力復雜，強度、韌性、耐磨性等要求較高的零件，如通用機械、起重、農(nóng)業(yè)、汽車、鑄造、紡織、機床、電力、石化、船舶零件等，主要形態(tài)和類型為液壓殼體、泵體、管道、閥體、缸體、輪轂、軸件、球連接、傳動件、懸掛件、鉤扣件、導流件、轉向件等；

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(guī)定了較為嚴格精確的化學成分組合、熱處理規(guī)范參數(shù)、力學性能和物理指標等，從而對應著細分應用品類。見表1。

表1 GB/T 1348確定的球墨鑄鐵牌號對應的力學性能及組織

球鐵的這種機械性能指標及其分類標準，可以作為鋁合金材料創(chuàng)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(chǎn)業(yè)界引領一種潮流或時尚。

從自然特性和經(jīng)驗積累的角度來看，鋁及鋁合金較球鐵具有多種優(yōu)點：

①鋁材料具有極好的低溫性能，其力學性能隨溫度降低而提高，在寒冷季節(jié)和低溫環(huán)境作為結構材料具有獨特優(yōu)勢，而球鐵則隨溫度降低逐漸發(fā)生由韌性向脆性的轉變，尤其在脆性轉變溫度以下，其沖擊值急劇下降，甚至發(fā)生“低溫脆斷”。

②鋁及鋁合金比強度高，具有良好的斷裂韌性，而球鐵隨屈服強度提高而延伸率下降，對應力集中的敏感性明顯增加，表現(xiàn)為屈服以后變形量較小即斷裂，這種“疲勞脆斷”本性往往是重大工程結構無征兆突然整體崩潰式破壞的潛在硬傷，是許多重大惡性事故的罪魁禍首。

③由于鋁及鋁合金較球鐵和鋼材的熱容大和導熱性好，故其防火、防爆、預警性更好。

④鋁及鋁合金本身的抗氧化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。

⑤鋁材料合金化和熱處理工藝較球鐵簡單，鋁的合金化溫度一般低于750℃，熱處理溫度在150～600℃之間，按作用劃分也只有固溶、時效、均勻化退火幾種簡單工藝，而球鐵的合金化溫度超過1400℃，熱處理溫度則在500～1000℃，按作用劃分為消應力退火、高溫石墨化退火、正火、淬火及回火、多溫淬火、表面淬火、化學熱處理等一系列復雜工藝，不但過程復雜、裝備技術要求高，而且消耗和排放也是鋁材料幾倍乃至十多倍。

從機械（壓力）加工工藝和裝備來比較，鋁材料可以很容易地采用鑄、軋、擠、鍛、鋸、銑、焊、沖壓等工藝，而球鐵不能擠壓加工，其它的加工方法也需要采用比鋁材料的規(guī)格和功率大得多的加工設備和工裝，到成品件的制作過程，幾乎每一道工序環(huán)節(jié)球鐵和鋼材都要消耗比鋁材料更高的功率。

⑦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、能耗和維護成本遠遠高于鋁材料，其循環(huán)利用的價值也遠低于鋁材料。

前述這些鋼材欠缺而鋁材料獨具的優(yōu)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(xiàn)實基礎。

在“以鋁代鋼”的技術升級中，為了充分發(fā)揮鋁合金以“輕”為代表的系列優(yōu)越特性，必須先使其在“強”的方面有長足發(fā)展，同時不能有不可接受的制造成本增量，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。

從材料制備的方法審視，由于材料特征是由承載著該特征的功能性微觀物相組合貢獻出來的，因此獲得良好的功能性物相組合，例如高強度、高熔點、高塑性、高硬度、耐腐蝕等，是各種制備方法追求的最終結果，從而，鋁合金的化學成分設計與其制備技術存在著緊密的內(nèi)在統(tǒng)一性，這種統(tǒng)一性，簡言之，是一種原子如何結合成所需的“物相分子”的關系，即材料的物相可以看成是一種分子結構。配方元素的混合熔煉和鑄造結晶，是熔鑄法形成材料物相分子組合結構的主要決定性環(huán)節(jié)，在熔鑄過程中，固溶體晶粒和晶界的金屬間化合物分子物相決定了合金的晶態(tài)組合(亞微米級顆粒:尺度10～300μm左右)，后續(xù)熱處理或者冷作硬化則是對晶態(tài)組合框架下微細結構(微米級顆粒:尺度1～30μm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～＜1μm)進行調整和完善，這種調整和完善的程度和范圍，在公知技術和傳統(tǒng)觀念中，認為主要由合金化學成分所處的合金相圖區(qū)域給定的物相組合決定，但是，合金相圖沒有給出其它微量元素的添加和排除產(chǎn)生的影響，更不具備預測添加和排除其它微量元素對物相影響的指導性。借鑒合金溶液化學的理論和方法改善熔體結構，比如保護膜的覆蓋，造渣劑、精煉劑或變質劑的添加，除氣除渣凈化等，是改善合金晶態(tài)組合、微細結構乃至更加微觀的精微結構的重要技術手段，但這些手段，由于是從制備合金的過程中摸索積累得來，因此常常被看作為“制備工藝”而不是“成分設計”的一部分。

在工程應用上，鋁合金固溶體晶粒的大小和狀態(tài)，以及分布在晶界的金屬間化合物的大小形態(tài)，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(guī)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，因為這些粗大晶粒遵從的成長規(guī)律是緣于鑄造型腔的型壁生核、自外向液體內(nèi)部單向延伸的生長方式，造成了合金的成分偏析、結晶粗大單向、宏觀性能不均勻的缺陷，從而成為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、裂紋等的根源。目前采用的常規(guī)變質手段和細化晶粒的手段，如添加鋁鈦硼或鋁鈦碳中間合金，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(tài)往往沒有根本的轉變，這是合金力學性能提高的一個重要瓶頸問題。因為對鋁合金來說，獲得強度和韌性同時提高的途徑，只有晶粒的細化和圓整化；熱處理工藝的調整，在晶態(tài)結構已經(jīng)確定的狀態(tài)下，只能使強度或韌性一個方面獲得優(yōu)化。因此，如何進一步細化和圓整合金的平均晶粒度，是產(chǎn)業(yè)界始終追求的目標。

從材料設計角度看，211Z材料也存在一些難以克服的問題。微觀分析發(fā)現(xiàn)，有一些大顆粒有很高的鈦Ti和稀土濃度，作為用來促使晶粒細化的物質，這種現(xiàn)象表明Ti和稀土走向了需要解決問題的對立面；而在211Z合金鑄件的生產(chǎn)過程中，也發(fā)生著與普通鋁合金一樣常見的缺陷，包括針孔、氣孔、縮孔、縮松、偏析、粗大固溶體、高硬度化合物、夾雜(渣)、冷隔、冷豆、裂紋、變質缺陷、固溶不足和過燒等。

這些缺陷，主要原因仍然要從合金本身的化學成分及其形成的微觀物相結構入手來研究，尤其是對物相分子組合結構的形成機理進行深入研究，才能認清本質，進而找到解決問題、消除缺陷的有效途徑。

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(qū)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(wěn)相(GP區(qū)、θ＂、θ＇)、新的盤片相和平衡相θ(Al₂Cu)；其中在基體晶粒內(nèi)部，新發(fā)現(xiàn)一種棒叉狀(T+θH)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Al₂₀Cu₂Mn₃，分子物相特征是直徑約100nm、長度約600～1000nm呈棒軸狀且其(010)面與鋁合金基體的{010}面共；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(wěn)相(GP區(qū)、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(wěn)相厚得多，因此本發(fā)明稱之為θH相，其分子結構式Al_xCu(x可能小于2)，是一種富Cu分子。

根據(jù)合金強化理論，合金的強度是材料中界面或位錯滑移受到質點的阻礙而產(chǎn)生的，阻礙越強，材料的強度也越大。而質點阻礙行為與材料中界面或位錯滑移相互作用的結果，有兩種：一種是當質點本身強硬度不夠高時，位錯將切過質點繼續(xù)滑移，另一種是質點強度很高，位錯無法切過，則只能繞過質點而繼續(xù)滑移，而在質點周圍留下一圈位錯環(huán)。

兩種結果對材料強度貢獻的大小是顯而易見的：繞過質點比切過質點對材料強度的貢獻大；切過質點能夠提供材料較好的延伸率，而繞過質點由于位錯環(huán)的增強作用，將提供材料更高的屈服強度和抗拉強度。

在關于鋁銅錳系(Al-Cu-Mn)合金的傳統(tǒng)觀念中，由于從來都認為Al-Cu二元相是合金強化的主要因素，因此，材料研究和設計關注的重點，就是使Al-Cu二元相各亞穩(wěn)態(tài)實現(xiàn)在合金中的最佳組合。雖然也發(fā)現(xiàn)有T三元相，但都不認為T相對合金強度的貢獻能夠與Al-Cu二元各亞穩(wěn)相的組合相比，而且認為T相容易在晶界聚集形成粗大脆性相，因此要嚴格控制其數(shù)量。

GP區(qū)、θ＂、θ＇或者其它盤片狀的二元Al-Cu亞穩(wěn)相對合金強度的貢獻特點屬于位錯切過質點方式，其特點是盤片長得越大，切過越困難，因此對強度的貢獻也越大，但是，當盤片大到一定程度(直徑超過150nm而厚度只有1～3nm)，其晶格點陣與基體晶格點陣的失配度過高，就不再能與基體保持完全共格，而逐漸顯出脆性相的特征。因此，既要保持共格又有最大的失配應力場以發(fā)揮最大阻礙位錯滑移能力，二元Al-Cu各亞穩(wěn)相質點有一個最佳組合的問題，同時也需要它對基體的延伸率保持較大的貢獻，這是以前乃至今后材料設計始終要考慮的主要問題之一。

如前所述，傳統(tǒng)用球鐵（QT500）制作的織機噴氣件，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(xiàn)為屈服以后變形

量較小易斷裂，造成事故。

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。

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(huán)利用的價值較低。

鋁合金制作織機噴氣件在國內(nèi)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℃，嚴重影響了織機噴氣件的壽命，甚至增加了安全風險。

技術實現(xiàn)要素：

本發(fā)明要解決的技術問題是：提供一種替代QT500織機噴氣件的鋁合金材料及其制備方法，其中添加路易斯酸堿對，以有效催生臨界晶核（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（(T+θH)組合相），促使合金晶態(tài)優(yōu)化，使鋁合金基材實現(xiàn)500MPa及更高的強度等級，從而達到生產(chǎn)替代QT500織機噴氣件的鋁合金制品。

本發(fā)明的技術方案為：一種替代QT500織機噴氣件的鋁合金材料，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%，鈷Co：0.1%～0.5%；路易斯酸堿對總量1%×10^-2～2.0%，使合金平均晶粒度＜120微米，余量為鋁Al。

所述的合金晶粒為等軸晶。

所述的合金晶粒內(nèi)亞納米(T+θH)組合相數(shù)量達到≥3個/平方微米。

所述路易斯酸堿對為金屬與配體結合而成的氫合物、復雜配體化合物、主族類元素、內(nèi)過渡類元素中的一種，或者一種以上混合。

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：Bi＜0.2%，Ni＜0.2%，BiH₃＜0.1%，La＜0.1%，0.4%＜Si＜2%。

一種替代QT500織機噴氣件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(nèi)，選定一組物質組合，確定重量比，根據(jù)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℃以上保溫；

(3)加入錳Mn、鎘Cd、銅Cu、鈷Co，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(nèi)精煉；

(5)精煉后除渣、靜置、取樣分析合金化學成分，根據(jù)分析結果調整化學成分至規(guī)定的偏差范圍內(nèi)；調溫至650℃以上，合金液出爐，在線除氣、除渣；

(6)鑄造：采用重力鑄造澆注。

所述重力鑄造澆注，步驟如下：

①過濾后可澆注鑄造；

②鑄造前應將模具預熱，安裝上砂芯，用壓縮空氣將模具型腔吹干凈；

③采取人工澆注或自動化澆注，用澆包從爐內(nèi)舀取合金液倒入模具澆口通過內(nèi)澆道充滿型腔；自然冷卻或強冷；

④開模取出產(chǎn)品，自然冷卻，清理砂芯、鋸切冒口、打磨飛邊；

⑤外觀質量檢測：毛坯鑄件在進行外觀質量檢驗之前，應清理干凈平整，非加工面的澆冒口應清理到鑄件表面齊平；

⑥內(nèi)部質量檢測；

⑦固溶處理：將鑄件完成粗加工和內(nèi)外質量檢測的毛坯送入固溶爐，進行560℃以下固溶處理，保溫完成后立刻淬火，使用水冷或油冷；

⑧時效強化：將完成固溶處理的鑄件送入時效爐進行時效強化處理，在230℃以下時效強化，保溫后，出爐自然冷卻；

⑨取樣分析測試驗證；

⑩實用性能驗證。

本發(fā)明的有益效果：把路易斯酸堿理論所指向的、能在鋁合金熔體中發(fā)生分子解體或有助于次納米區(qū)域內(nèi)(即小于1納米的范圍)物相分子結構優(yōu)化的“酸堿對”物質，應用于熔體納米尺度范圍的精細結構調整，是本發(fā)明的最主要的創(chuàng)造性技術手段。

通過運用路易斯酸堿理論，使有關路易斯酸堿對承載的微量元素的添加和排除，在鋁合金熔體環(huán)境發(fā)生分子解體和轉化，以提供熔體超精細微區(qū)內(nèi)(0.1nm～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，形態(tài)更加圓整；同時優(yōu)化微細區(qū)域(微米級:尺度1～30μm左右)和精微區(qū)域(亞納米級或次微米級質點:尺度10nm～＜1μm)的物相分子組合結構，增加(T+θH)組合相在合金基體中的含量，是本發(fā)明解決的合金強化的機理問題。

由于(T+θH)組合相的發(fā)現(xiàn)，在鋁合金強化設計時，就可以通過增加(T+θH)組合相，使鋁合金材料的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(fā)明要解決的工程應用問題，即替代系列球鐵材料和制品。

對鋁合金熔體來說，復雜配體化合物如TiOCl₂，Na₂TiO₃，Na₂[PtCl₆]，Na₃[AlF₆]，K₂[SiF₆]，Al₂S₃，CuFeS₂，Mn(CO)₄(NO)，F(xiàn)e(C₅H₅)₂，超大雜多化合物如H₃[P(Mo₃O₁₀)₄]，金屬氰合物如K₄[Fe(CN)₆]、金屬硫氰基復合配體如Tc(NCS)₂、金屬鹵合物如CrCl₃、金屬鹵氨合物如[Co(NH₃)₆]Cl₃、氫合物如LiH、NaBH₄，過渡元素金屬羰基配合物如V(CO)₅，這些物質分子中提供電子或電子對的-Cl₂、-O₃、-Cl₆、-F₆、-F₆、-Al₂、-CuFe、-(CO)₄(NO)、-(Mo₃O₁₀)₄、-C₅H₅、-P、-(CN)₆、-(NCS)₂、-Cl₃、-[(NH₃)₆]Cl₃、-Li、-H₄和-(CO)₅屬于路易斯堿，而-TiO、-Ti、-Pt、-Al、-Si、-S₃、-S₂、-Mn、-Fe、-(Mo₃O₁₀)₄、-Fe、-Tc、-Cr、-Co、-H、-B和-V，是接受電子或電子對的受體，屬于路易斯酸；這些分子是路易斯酸堿對。

綜上，本發(fā)明所述路易斯酸堿對，可以表現(xiàn)為多種形態(tài)，包括金屬氰合物、金屬硫氰基復合配體、金屬鹵合物、金屬鹵氨合物、氫合物、主族類元素、內(nèi)過渡類元素中的一種，或者一種以上混合。

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(nèi)部自由生長的內(nèi)生機制，改變了平面晶、樹枝晶、柱狀晶等不規(guī)則晶體緣于鑄造型腔的型壁生核、自外向液體內(nèi)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。

本發(fā)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(qū)結構分析，發(fā)現(xiàn)了晶內(nèi)存在著次微米級的(T+θH)棒叉狀組合相的超精細結構。與Al-Cu各二元相比較，(T+θH)組合相有許多優(yōu)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(wěn)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θH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θH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(qū)域內(nèi)對基體產(chǎn)生了類似建筑結構中鋼筋網(wǎng)格在混凝土中的強化作用，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(wěn)相(GP區(qū)、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(wěn)相在基體內(nèi)部的分布密度遠遠高于(T+θH)組合相的分布密度，致使(T+θH)組合相的作用被掩蓋而一直沒有被發(fā)現(xiàn)。

(T+θH)組合相中的θH卻以不同位向和大得多的厚度，對合金基體產(chǎn)生了優(yōu)于以游離態(tài)存在的GP區(qū)、θ＂、θ＇或者其它盤片狀的二元Al-Cu亞穩(wěn)相的強化貢獻：θH除了把主干T相的收緊作用向周圍的基體空間傳遞和擴散外，由于抗基體滑移面更大，故對基體增強作用更大；由于方向更多，故對基體的強化作用顯出各向同性的均勻性；由于不屬于高硬性質點，所以仍可以位錯切過方式提供給基體較好的塑韌性；總之，(T+θH)組合相優(yōu)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(tài)Al-Cu亞穩(wěn)相組合的切過強化效應兩種作用；所以，研究發(fā)揮這種優(yōu)異的綜合效應，必須把材料設計關注的重點從傳統(tǒng)單純對Al-Cu亞穩(wěn)相組合轉移出來，而集中在對(T+θH)組合相的催生效果上。

本發(fā)明配方設計作為主要技術手段之一，是使合金的晶態(tài)組合實現(xiàn)平均晶粒度＜120微米的等軸晶前提下，還可實現(xiàn)合金晶粒內(nèi)部(T+θH)組合相數(shù)量在3個/[μm]²以上。因此，主成分設計為按重量百分比：錳Mn:≤2%，鎘Cd:0.1%～0.5%，銅Cu:4.2%～8.0%且Cu≥0.8Mn+4.05%，鈷Co：0.05%～0.5%；路易斯酸堿對總量1%×10^-2～2.0%，使合金平均晶粒度＜120微米，余量為鋁Al。增加了過渡族類元素鈷Co作為復雜合金化的微量添加元素，在合金中形成AlCo、Al₉Co₂等8種彌散性高溫強化相，Co是復雜合金化的高強度鑄造鋁合金的微量添加元素，它與Mn共存時，形成Al₄（CoFeMn）等很復雜的強化相于枝晶間，阻礙位錯、阻止晶?；疲行У靥岣吡撕辖鸬氖覝睾透邷兀?00℃下）強度。

具體實施方式

本發(fā)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。

第一部分：提示和說明

合金熔體準備的步驟：

(1)在前述路易斯酸堿對、元素比例范圍內(nèi)，選定一組物質組合，確定重量比，根據(jù)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(chǎn)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℃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(nèi)和封閉環(huán)境內(nèi)完成。

(3)按配方比例加入錳Mn、鎘Cd、銅Cu、鈷Co，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(xù)加入，或者切成合適小段，在每次鑄造前加入澆包或舀瓢；

所述路易斯酸堿對或者組合如果呈固體粉末狀，可以選擇向熔體直接吹送或者以保護性氣體帶動的流態(tài)化方式連續(xù)吹送，所述吹送可以選擇從熔體上部垂直插入熔體中吹送、從爐體側面斜插熔體吹送或者從爐底透氣磚孔吹送。

所述路易斯酸堿對，活潑金屬元素選擇以保護形態(tài)加入熔體，高熔點難溶金屬元素選擇配合物形態(tài)，易溶重金屬選擇單質狀態(tài)。

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(tài)。

所述路易斯酸堿對或者組合，選擇于合金主元素熔煉完成后加入熔體，或者在熔體精煉時加入熔體，或者在精煉凈化后加入熔體，或者在鑄造成形之前再加入熔體。

(4)然后對上述合金熔體進行爐內(nèi)精煉，所述精煉選擇在封閉環(huán)境中操作，所述封閉環(huán)境選擇以抽風方式連續(xù)排除精煉產(chǎn)生的廢氣。

(5)精煉后除渣、靜置、取樣分析合金化學成分，根據(jù)分析結果調整化學成分至規(guī)定的偏差范圍內(nèi)；

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℃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(nèi)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。

(6)鑄造：所述重力鑄造，步驟如下：

①熔體過濾后可澆注鑄造，鑄造溫度控制可在700～730℃；

②鑄造前應將模具預熱到450℃左右，安裝上砂芯，用壓縮空氣將模具型腔吹干凈，防止夾雜物進入合金造成廢品；

③在翻轉式重力鑄機上完成，可采取人工澆注或自動化澆注，合上模具并使鑄機翻轉到一定角度，用澆包從爐內(nèi)舀取適量合金液倒入模具轉接包內(nèi)，使鑄機緩慢翻轉到水平位置，在翻轉過程中，合金液從轉接包通過內(nèi)澆道充滿型腔；自然冷卻或強冷；

④開模取出產(chǎn)品，自然冷卻，清理砂芯、鋸切冒口、打磨飛邊；

⑤外觀質量檢測。毛坯鑄件在進行外觀質量檢驗之前，應清理干凈平整，非加工面的澆冒口應清理到鑄件表面齊平；

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；

在鑄件的非加工面上，允許鑄件有分型、頂桿及排氣塞等痕跡，允許有精加工可切除的缺陷，但不允許有焊接、粘膠等修補痕跡，待加工面的澆冒口殘留量不得大于2mm；

毛坯鑄件上所有鑄造的標識必須清晰可辨識；

對符合表面粗糙度要求的毛坯進行封樣，待驗收件與封樣件對比驗收；

⑥內(nèi)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，可每爐批的鑄件隨機抽查一件或數(shù)件進行解剖，檢查鑄件主要熱節(jié)部位或壁厚較大部位的內(nèi)部質量；

所述剖面，可鋸開最易產(chǎn)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；

所述整體熒光檢測是將鑄件浸泡熒光液后經(jīng)照射觀察表面及一定深度有無微細裂紋、針孔、微孔等缺陷；

所述X光檢測是鑄件經(jīng)X光透射以檢測其內(nèi)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。

⑦固溶處理。將鑄件完成粗加工和內(nèi)外質量檢測的毛坯送入固溶爐，進行560℃以下的固溶處理，保溫后立刻淬火，水冷或油冷；

⑧時效強化。將完成固溶處理的鑄件送入時效爐進行時效強化處理，時效強化工藝150～240℃，保溫后，出爐自然冷卻；鑄件表面可進行拋丸清理。

第二部分：具體實施例

實施例1

1、一種替代QT500的鋁合金織機噴氣件材料組分重量百分比為：錳Mn:0.85%，鎘Cd:0.3%，銅Cu:6.2%，鈷Co：0.45%，Si：1.5%，Ni：0.1%，Bi：0.1%，La：0.03%，BiH₃：0.04%，余量為鋁Al；

2、制備方法：熔體→澆注→充型凝固→開模取件→固溶→時效

（1）熔體澆注溫度≥720℃；

（2）模具預熱溫度≥400℃；

（3）充型時間≤10s；

（4）熱處理狀態(tài)：T6-固溶加完全人工時效；

3、鑄件微觀結構指標：金相組織為等軸晶，平均晶粒度70-80μm，晶粒內(nèi)(T+θH)組合相數(shù)量3-4個/[μm]²；

4、鑄件機械性能：:抗拉強度560Mpa，屈服強度360 Mpa，斷后延伸率8.3%，布氏硬度160。

實施例2

1、一種替代QT500的鋁合金織機噴氣件材料組分重量百分比為：錳Mn:0.8%，鎘Cd:0.25%，銅Cu:6.5%，鈷Co：0.30%，Si：1.2%，Ni：0.1%，Bi：0.1%，La：0.02%，BiH₃：0.03%，余量為鋁Al；

2、具體制備方法與實施例1相同；

3、鑄件微觀結構指標：金相組織為等軸晶，平均晶粒度70-85μm，晶粒內(nèi)(T+θH)組合相數(shù)量3個/[μm]²；

4、鑄件機械性能：:抗拉強度550Mpa，屈服強度355 Mpa，斷后延伸率8.1%，布氏硬度157。

實施例3

1、一種替代QT500的鋁合金織機噴氣件材料組分重量百分比為：錳Mn:0.8%，鎘Cd:0.25%，銅Cu:5.5%，鈷Co：0.10%，Mn(CO)₄(NO)：0.13%，余量為鋁Al；

2、具體制備方法與實施例1相同；

3、鑄件微觀結構指標：金相組織為等軸晶，平均晶粒度70-85μm，晶粒內(nèi)(T+θH)組合相數(shù)量3個/[μm]²；

4、鑄件機械性能：:抗拉強度540Mpa，屈服強度350 Mpa，斷后延伸率8.1%，布氏硬度152。