CN111101031A - 一种Al-Mg2Si-Mg-Mn-Y-B高强韧铝合金及其制备方法 - Google Patents

一种Al-Mg2Si-Mg-Mn-Y-B高强韧铝合金及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种Al‑Mg2Si‑Mg‑Mn‑Y‑B高强韧合金及其制备方法，属于铝合金技术领域，本发明的合金由以下质量百分比的组分组成：Mg：5.65~7.54%，Si：2.95~4.05%，Mn：0.3~0.5%，Y：0.15~0.55%，B：0.03~0.05%，Fe≤0.4%，Cu≤0.1%，Zn≤0.1%，余量为Al。合金中Si在铸态下与Mg形成Mg2Si强化相，余量Mg在Al基体中起固溶强化作用。Y和B分别对共晶Mg2Si和初生α‑Al相起变质和细化作用。合金在铸态下就能够获得高强韧力学性能，抗拉强度、屈服强度及伸长率分别达到353MPa、299 MPa和14%；同时具有优良的铸造性能。

Description

一种Al-Mg2Si-Mg-Mn-Y-B高强韧铝合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种Al-Mg2Si-Mg-Mn-Y-B高强韧铝合金，属于铝合金技术领域。
背景技术
近二十年来，世界性能源问题变得越来越严重，这使得减轻汽车自重、降低油耗成了各大汽车生产厂提高竞争能力的关键。据统计，汽车重量每减少50kg，每升燃油行驶的距离可增加2km；汽车重量每减轻1%，燃油消耗下降0.6~1%。因此，为了降低燃油消耗，同时也为了减少汽车尾气排放对大气环境的污染，减轻汽车自重是一个重要的措施。
铝合金以其较高的比强度，优异的耐蚀性能等优点逐步取代密度较大的铸铁，在汽车、航空等领域得到了广泛的应用。在铝合金中，铝硅系铸造铝合金具有良好的铸造性能和耐蚀性能，因而成为应用最广泛的铸造铝合金。但在实际生产应用中，即使经过变质处理，铝硅系合金的力学性能明显低于铸铁及铝铜系铸造铝合金，不能够满足减震器支架、制动钳、摇臂、空压机连杆等汽车高强韧受力结构件的要求，如减震器支架要求σb≥250MPa，表面硬度≥94HB，实际中采用日本铝硅系合金牌号AC4C-H仅能达到σb≥220MPa，表面硬度≥86HB。如果使用该类材料实现零件轻量化，就需加厚零件壁厚，这就降低了轻量化效果。
为了提高铝硅类合金的力学性能，国内外学者进行了大量研究。国内重庆大学黄丽雅等人为适应轿车国产化的需要，研发出一种新型合金AlSi7Cu2Mg，并对该合金进行T7处理，用来代替美国的328.0和日本的AC4B铝硅系合金，其力学性能达到σb=320MPa，δ>2%，见高性能铸造铝合金AlSi7Cu2MgT7热处理工艺的研究. 铸造, 2003, 52(12):1137-1139。沈阳铸造研究所李德成等在ZL107(Al-Si系)合金成分基础上通过添加Mg、Zn、Cd、Be、Ti和B等多元合金化元素，开发出一种7Si-4Cu-0.15Mg-1.0Zn-0.15Cd-0.15Ti-0.03B-0.07Be的多元铝硅合金，经过热处理后其力学性能抗拉强度达到420~470MPa，屈服强度325~390MPa，伸长率4~6%，见ZL107高强度铸造铝合金成分的优化. 铸造, 1997, 11:48-50。北京航空材料研究院樊振中等人采用JMat-Pro软件对Al-Si-Mg合金进行了成分优化设计，设计并试验的Al-6.5Si-0.7Mg-0.2Fe-0.2Ti-0.1Zn-0.1Mn-0.1Cu合金经３级固溶２级时效热处理后的平均抗拉强度、屈服强度与伸长率分别为371MPa、310MPa与5.84%，见高强韧Al-Si-Mg合金成分设计与优化. 特种铸造及有色合金, 2015, 35(3):232-236。上述铝硅合金通过加入多种合金元素，并需要对零部件进行单级或多级热处理，在铝合金基体中产生固溶强化或第二相粒子弥散强化，有效地提高了合金的强度，但是塑韧性值偏低。同时，添加大量的合金元素不仅增加了生产成本，而且合金元素之间形成的一些脆性的金属间化合物也会减低合金的力学性能，减弱合金化的效果，这可能是上述合金塑韧性低的主要原因。另外，所研制的合金都需要热处理，增加了生产工序和成本。国外德、日等国的铸造技术人员对高强韧铝合金进行了系统研究和开发，先后开发出多种高强韧铝合金，如Aural-2，Aural-3，Silafont-36，Magsimal-59和Castasil-37，其中大部分合金均为Al-Si系或者Al-Si-Mg系合金，在配合真空压铸技术和适当的热处理工艺后可以制造出车门内板，A柱以及横梁等高性能受力结构件。为确保铸件塑韧性，这些高强韧压铸铝合金中Fe含量都控制在0.15%以下。
在传统的Al-Si-Mg合金中，Mg2Si作为第二相是通过固溶-时效热处理弥散析出而强化Al基体的。随着Mg、Si含量的升高，时效析出的Mg2Si尺寸大于GP区，其强化效果将减弱，一旦生成大尺寸不规则形状的颗粒，合金的力学性能将严重下降。近年来，从铝液中直接析出Mg2Si相而形成的Al-Mg2Si合金（在过共晶成分也被称为原位自生Mg2Si/Al复合材料）受到国内外学者的广泛关注。这种合金由于比传统的Al-Si-Mg合金所含Mg2Si相和Mg量更高，具有更高的比刚度、比强度及耐磨性等优良性能，作为航天航空及汽车等领域的新型轻量化材料具有更广泛的应用前景。
上述高强韧合金中，Magsimal-59（Al-5Mg-2Si-Mn）合金就属于亚共晶成分的Al-Mg2Si-Mg合金，通过在铸态下形成5.4%的共晶Mg2Si相和Mg的固溶强化Al基体，即可获得良好综合力学性能，用于制造乘用车的连接件和悬挂零部件等。但由于Al-5Mg-2Si-Mn合金的成分点5.4%远离Al-Mg2Si合金的共晶点13.9%，熔点高、凝固温度范围宽，导致合金铸造流动性差，热裂倾向大，仅适用于压力铸造等少数铸造工艺。另外，该合金所含共晶Mg2Si相在铸态下为粗大的针状、板条状，由于含量较少，采用变质剂进行变质、细化效果并不明显，这必然影响到合金力学性能的提升，也是该合金对Fe及其它杂质量严格控制的原因之一。对Fe含量的严格限制在熔炼合金时只能采用新的纯铝锭，而不能用再生材料，即熔铸过程中不可避免地混入Fe的再生铝锭、回炉料等，这将不利于合金的回收利用，造成材料和能源的浪费，限制了其在工业生产中的应用。
发明内容
针对现有技术存在的问题，本发明提供一种共晶Mg2Si相强化Al-Mg2Si-Mg-Mn高强韧铝合金及其制备方法，克服现有技术中铝合金力学性能，尤其是塑韧性不足，而高强韧铝合金铸造性能差、需要热处理及对Fe含量限制严格等缺点，具有强度与塑韧性高、适应性强（普通铸造、压力铸造及挤压铸造等都适用）、可使用再生铝合金、回炉料、无需热处理、工序简单、成本低等优点。
本发明的技术方案是通过以下方式实现的：一种Al-Mg2Si-Mg-Mn-Y-B高强韧铝合金，按照质量百分比，包括以下物质：
5.65~7.54%的Mg，且固溶在Al基体中的Mg量为0.3~0.6%
2.95~4.05%的Si，且Si全部与Mg生成8.0~11.0%的Mg2Si相
0.3~0.5%的Mn
0.15~0.55%的Y
0.03~0.05%的B
≤0.4%的Fe
≤0.1%的Cu
≤0.1%的Zn
余量为Al
一种Al-Mg2Si-Mg-Mn-Y-B高强韧铝合金及其制备方法如下：
根据不同质量百分比的Mg2Si，称取纯铝、Al-Si中间合金、Al-Mg中间合金、Al-Mn中间合金、Al-Y中间合金及Al-B中间合金，作为制备合金的原材料。将配好的纯铝、Al-Si中间合金、Al-Mn中间合金等清洗干燥后放入石墨坩埚电阻炉中，加热，待720 ℃保温完全熔化后降温至700℃，将Al-Mg中间合金加入熔体中，直至熔化，静置5min。将占熔体质量0.2%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣。在温度为720℃~780℃的条件下加入Al-Y中间合金。在温度为750℃~780℃的条件下加入Al-B中间合金。将温度降至740℃，将占熔体质量0.3%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，搅拌，除去熔体表面的浮渣。在温度为720℃~760℃下，将熔体浇注在经200℃~250℃预热的铸铁模具中，获得合金铸坯或铸件。
本发明中合金各组元的作用与技术方案的优点如下：
（1）Mg2Si：
本发明高强韧铝合金在铸态下所具有的高强度主要来自于共晶Mg2Si相。与现有的用于压铸的Al-5Mg-2Si-Mn高强韧合金比，Mg2Si强化相含量高，达8.0~11.0%，并经Y变质后形貌呈细小的颗粒状、纤维状，有利于获得高强韧性。
Mg2Si相含量的高低对合金的铸造性能影响也很大。如果Mg2Si相含量较低，合金的结晶温度范围宽，凝固结晶过程中首先形成粗大的α-Al树枝晶骨架，枝晶臂相互搭接后会阻碍晶间低熔点共晶液相的流动补缩，再加上共晶液相体积分数也较小，因此合金铸造流动性差，这也是6063、6061为代表的Al-Mg-Si系变形铝合金和压铸Al-5Mg-2Si-Mn高强韧合金铸造生产容易产生缩孔和收缩裂纹等缺陷的主要原因。对于亚共晶Al-Mg2Si合金，随着Mg2Si含量的增加，合金的结晶温度范围变窄，初生α-Al晶粒生长时间缩短，枝晶逐渐退化，晶粒趋于更加均匀，尺寸逐渐变小，这为晶间低熔点共晶液相提供了更多、更顺畅的流动补缩通道，再加上此时共晶液相体积分数也更大，因而Al-Mg2Si类合金的铸造流动性会更好。本发明合金中的Mg2Si含量8.0~11.0%，远高于Al-5Mg-2Si-Mn高强韧合金的5.43%，离Al-Mg2Si共晶系列合金共晶点13.9%更近，因此其流动性更好。
同时，高的共晶Mg2Si相在加入变质剂后，变质、细化效果显著，根据细晶强化机理，合金的强度和塑韧性同时得到提高。
（2）Si和Mg
所发明的合金在凝固初期，一部分Mg固溶于初生α-Al相及随后的共晶α-Al基体中，起固溶强化作用。凝固后期，合金中所有的Si与剩余的Mg，发生共晶转变形成共晶Mg2Si相，强化Al基体。本发明在增加共晶Mg2Si相的同时，采用较低的固溶在Al基体中Mg的量（0.3~0.6%），使合金的强韧性得到更好的匹配。另外，合金中加入适量的Mg与Fe可形成A1-Fe-Mg-Si多元复合化合物，从而减少Fe的有害作用。但是，随着Mg含量的提高，合金凝固温度范围会增宽，从而增大了合金的热裂倾向性。同时过量的M g与Al形成Al8Mg5，Al3Mg2相，也会降低该合金铸件的伸长率。另外，Mg含量增加，熔体氧化物夹杂和气体含量增多，使熔体粘度上升，从而降低合金的流动性。
（3）Mn和Fe
Fe元素是铝合金中最为常见的杂质元素，在铝中的固溶度很低，常温下仅为0.05%，在铝合金中常以第二相的形式存在，即α-Fe相和β-Fe相。其中β-Fe相主要以狭长针状形态分布在晶界中，对基体产生割裂作用，影响合金力学性能，尤其是合金塑性，而α-Fe相呈汉字状、骨骼状、树枝状等形态，基本上不割裂基体，常作为基体的强化相。Mn的加入可抑制β-Fe相的形成，促使β-Fe相向α-Fe相转变。同时添加Mn可形成粗大、致密的高熔点初生富铁相，这将有利于后续合金液的自然沉降，从而达到降低合金Fe含量的目的。与Mg相同，少量的Mn固溶于Al基体，起固溶强化作用。另外，采用压铸工艺时，Fe和Mn还能起到防粘模作用。但Mn的加入量应适当，否则将形成粗大的富Fe、Mn相，恶化合金力学性能。
（4）Y
采用稀土元素Y作为变质剂，有效变质含量较高的所发明合金中的共晶Mg2Si相，使其由粗大的汉字状、网状及片状转变为细小的颗粒状、纤维状（图2和4）。Y对共晶Mg2Si相的变质作用与其在共晶Mg2Si的生长界面前沿的富集有关。Y元素在α-Al 中的溶解度很低，凝固过程中，随着温度的降低，结晶的α-Al 相变得越来越多，在剩余液相中富集大量的Y元素；同时Y还是一种表面活性元素，极易在吸附并聚集在先析出的共晶Mg2Si相的生长界面前沿，共晶生长中不断封锁共晶Mg2Si原有孪晶台阶，而又不断促发大量新的凹角孪晶，使共晶Mg2Si分枝比未变质的要频繁得多；这样，共晶Mg2Si由变质前分枝有限且粗片状发展的模式锐变为大量频繁分枝的纤维状生长，最终共晶Mg2Si的形貌及尺寸均有了质的改变。
Y同时能够作为细化剂细化初生α-Al相。这是因为Y与合金熔体中的Al结合，生成Al3Y相。Al3Y相与初生α-Al相的晶格常数接近，两者之间的错配度小。根据异质形核理论，错配度越小，两者原子间的结合力越强，越容易在其衬底形核。因此，Al3Y可以作为初生α-Al的异质形核核心，从而细化初生α-Al相。
Y的变质同样能够提高合金的铸造流动性。亚共晶Al-Mg2Si合金在凝固结晶过程中，首先形成初生α-Al枝晶，最后晶间低熔点共晶液相才发生凝固。初生α-Al晶粒长大将使Mg、Si元素偏聚区位于晶粒边界，易形成粗大针状或片状Mg2Si相聚集，堵塞流道。添加稀土元素Y进行变质处理，一方面可以改变共晶Mg2Si相的形貌，使共晶Mg2Si相转变为细小均匀的颗粒状和短棒状；另一方面，Y变质改变了熔体中Mg、Si元素的扩散环境，使Al-Mg2Si共晶反应的温度降低，增加熔体过冷能力，延长了合金的凝固时间，为晶间低熔点共晶液相提供更长的流动补缩时间，使合金液的流动性得以提高。
（5）B
本合金中加入B元素对初生α-Al相具有显著的细化作用，使其粗大的树枝晶变得细小（图1和3）。研究表明，B对纯铝的细化效果不明显，但对Al-Si、Al-Si-Mg等含Si的铝合金细化效果显著。这是因为Si的加入使合金的液相线降低，因此，Al-B二元系发生共晶反应产生的α-Al可以作为亚共晶Al-Si、Al-Si-Mg等合金中先析出相α-Al的核心，从而细化α-Al基体。Mg2Si相同样能够降低铝合金的液相线，促进共晶和初生的α-Al形成。另外，B含量超过共晶点时, 熔体中已经存在的Al2B 相可以作为Al-B二元系系发生共晶反应产生的Al2B相的核心。这样B的加入量应超过Al-B系共晶点。
B细化初生α-Al相同时也提高合金的流动性。在不加 B时，初晶α-Al的枝晶比较发达，而随B着的加入，α相的形态发生变化，逐渐变得细小、等轴化，从而对合金流动的阻力降低，流动性增加。
（6）所发明的合金无需热处理，在铸态下就具有高强韧的力学性能。
（7）所发明的合金具有优良的铸造性能，不易产生铸造缺陷，适用于各种铸造方法。
（8）所发明的合金中对Fe含量的限制较宽，合金熔炼可采用再生铝合金、回炉料等原材料，有利于合金的回收利用，避免材料和能源的浪费，扩大了其在工业生产中的应用范围。
附图说明
图1为未细化、变质Al-10.0Mg2Si-0.45Mg-0.3Mn合金的低倍金相显微组织；
图2为未细化、变质Al-10.0Mg2Si-0.45Mg-0.3Mn合金的高倍金相显微组织；
图3为0.55%Y变质、0.03B%细化Al-10.0Mg2Si-0.45Mg-0.3Mn合金的低倍金相显微组织；
图4为0.55%Y变质、0.03B%细化Al-10.0Mg2Si-0.45Mg-0.3Mn合金的高倍金相显微组织。
具体实施方式
本发明对于亚共晶Al-Mg2Si-Mg-Mn铝合金合金均适用，其中包括加入各种合金化元素、外加及内生增强相的情况。本发明以下只是为了详细的举例说明，但本发明并不局限于以下实施方式，凡是本发明的核心技术条件下的各种修改和替换，均属于本发明的范围之内。
实施例1
制备Al-9Mg2Si-0.3Mg-0.5Mn-0.4Y-0.035B合金，即其中各组分的质量百分比分别为：Mg2Si为9.0%，Mg为0.3%，Mn为0.5%，Y为0.4%，B为0.035%。按照89.765%Al、5.98%Mg、3.32%Si、0.5%Mn、0.4%Y和0.035%B的质量百分比，称取878.625g铝锭、224.25gAl-40Mg中间合金块、249.00gAl-20Si中间合金块、75.00gAl-10Mn中间合金、60.00gAl-10Y及13.125gAl-4B中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1500g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将878.625g铝锭、249.00gAl-20Si和75.00gAl-10Mn中间合金块放入石墨坩埚电阻炉中，加热，待720 ℃保温完全熔化后降温至700℃，将224.25gAl-40Mg中间合金块加入熔体中，直至熔化，静置5min。将占熔体质量0.2%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣。在750℃将60.00gAl-10Y中间合金块加入熔体中，再在温度为760℃的条件下加入13.125gAl-4B中间合金块。熔化后，将占熔体质量0.3%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣。在温度为740℃下，将熔体浇注在经230℃预热的铸铁模具中，获得合金铸锭。经力学性能测试，合金的抗拉强度为352.74MPa，屈服强度为295.68MPa，伸长率为14.83%；经铸造流动性测试，合金液螺旋线长度为607mm。
实施例2
制备Al-8.0Mg2Si-0.6Mg-0.4Mn-0.15Y-0.05B合金，即其中各组分的质量百分比分别为：Mg2Si为8.0%，Mg为0.6%，Mn为0.4%，Y为0.15%，B为0.05%。按照90.8%Al、5.65%Mg、2.95%Si、0.4%Mn、0.15%Y和0.05%B的质量百分比，称取965.62g铝锭、211.88gAl-40Mg中间合金块、221.25gAl-20Si中间合金块、60.00gAl-10Mn中间合金、22.50gAl-10Y及18.75gAl-4B中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1500g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将965.62g铝锭、221.25gAl-20Si和60.00gAl-10Mn中间合金块放入石墨坩埚电阻炉中，加热，待720 ℃保温完全熔化后降温至700℃，将211.88gAl-40Mg中间合金块加入熔体中，直至熔化，静置5min。将占熔体质量0.2%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣。在720℃将22.50gAl-10Y中间合金块加入熔体中，再在温度为780℃的条件下加入18.75gAl-4B中间合金块。熔化后，将占熔体质量0.3%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣。在温度为760℃下，将熔体浇注在经200℃预热的铸铁模具中，获得合金铸锭。经力学性能测试，合金的抗拉强度为339.15MPa，屈服强度为280.46MPa，伸长率为15.69%；经铸造流动性测试，合金液螺旋线长度为582mm。
实施例3
制备Al-11.0Mg2Si-0.45Mg-0.3Mn-0.55Y-0.03B合金，即其中各组分的质量百分比分别为：Mg2Si为11.0%，Mg为0.45%，Mn为0.3%，Y为0.55%，B为0.03%。按照85.67%Al、7.40%Mg、4.05%Si、0.3%Mn、0.55%Y和0.03%B的质量百分比，称取780.00g铝锭、277.5gAl-40Mg中间合金块、303.75gAl-20Si中间合金块、45.00gAl-10Mn中间合金、82.50gAl-10Y及11.25gAl-4B中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1500g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将780.00g铝锭、303.75gAl-20Si和45.00gAl-10Mn中间合金块放入石墨坩埚电阻炉中，加热，待720 ℃保温完全熔化后降温至700℃，将277.5gAl-40Mg中间合金块加入熔体中，直至熔化，静置5min。将占熔体质量0.2%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣。在780℃将82.50gAl-10Y中间合金块加入熔体中，再在温度为750℃的条件下加入11.25gAl-4B中间合金块。熔化后，将占熔体质量0.3%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣。在温度为720℃下，将熔体浇注在经250℃预热的铸铁模具中，获得合金铸锭。经力学性能测试，合金的抗拉强度为366.86MPa，屈服强度为317.52MPa，伸长率为13.07%；经铸造流动性测试，合金液螺旋线长度为625mm。
对比例1
制备Al-6Mg2Si-0.3Mg-0.5Mn-0.4Y-0.035B合金，即其中各组分的质量百分比分别为：Mg2Si为6.0%，Mg为0.3%，Mn为0.5%，Y为0.4%，B为0.035%。按照92.765%Al、4.09%Mg、2.21%Si、0.5%Mn、0.4%Y和0.035%B的质量百分比，称取1032.75g铝锭、153.375gAl-40Mg中间合金块、165.75gAl-20Si中间合金块、75.00gAl-10Mn中间合金、60.00gAl-10Y及13.125gAl-4B中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1500g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将1032.75g铝锭、165.75gAl-20Si和75.00gAl-10Mn中间合金块放入石墨坩埚电阻炉中，加热，待720 ℃保温完全熔化后降温至700℃，将153.375gAl-40Mg中间合金块加入熔体中，直至熔化，静置5min。将占熔体质量0.2%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣。在750℃将60.00gAl-10Y中间合金块加入熔体中，再在温度为760℃的条件下加入13.125gAl-4B中间合金块。熔化后，将占熔体质量0.3%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣。在温度为740℃下，将熔体浇注在经230℃预热的铸铁模具中，获得合金铸锭。经力学性能测试，合金的抗拉强度为304.57MPa，屈服强度为239.61MPa，伸长率为17.36%；经铸造流动性测试，合金液螺旋线长度为528mm。
对比例2
制备Al-13Mg2Si-0.3Mg-0.5Mn-0.4Y-0.035B合金，即其中各组分的质量百分比分别为：Mg2Si为13.0%，Mg为0.3%，Mn为0.5%，Y为0.4%，B为0.035%。按照86.765%Al、8.51%Mg、4.79%Si、0.5%Mn、0.4%Y和0.035%B的质量百分比，称取673.5g铝锭、319.125gAl-40Mg中间合金块、359.25gAl-20Si中间合金块、75.00gAl-10Mn中间合金、60.00gAl-10Y及13.125gAl-4B中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1500g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将673.5g铝锭、359.25gAl-20Si和75.00gAl-10Mn中间合金块放入石墨坩埚电阻炉中，加热，待720 ℃保温完全熔化后降温至700℃，将319.125gAl-40Mg中间合金块加入熔体中，直至熔化，静置5min。将占熔体质量0.2%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣。在750℃将60.00gAl-10Y中间合金块加入熔体中，再在温度为760℃的条件下加入13.125gAl-4B中间合金块。熔化后，将占熔体质量0.3%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣。在温度为740℃下，将熔体浇注在经230℃预热的铸铁模具中，获得合金铸锭。经力学性能测试，合金的抗拉强度为372.51MPa，屈服强度为335.94MPa，伸长率为9.26%；经铸造流动性测试，合金液螺旋线长度为674mm。
对比例3
制备Al-8.0Mg2Si-0.4Mn-0.15Y-0.05B合金，即其中各组分的质量百分比分别为：Mg2Si为8.0%，Mn为0.4%，Y为0.15%，B为0.05%。按照90.3%Al、5.05%Mg、2.95%Si、0.4%Mn、0.15%Y和0.05%B的质量百分比，称取1088.125g铝锭、189.375gAl-40Mg中间合金块、221.25gAl-20Si中间合金块、60.00gAl-10Mn中间合金、22.50gAl-10Y及18.75gAl-4B中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1500g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将1088.125g铝锭、221.25gAl-20Si和60.00gAl-10Mn中间合金块放入石墨坩埚电阻炉中，加热，待720 ℃保温完全熔化后降温至700℃，将189.375gAl-40Mg中间合金块加入熔体中，直至熔化，静置5min。将占熔体质量0.2%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣。在720℃将22.50gAl-10Y中间合金块加入熔体中，再在温度为780℃的条件下加入18.75gAl-4B中间合金块。熔化后，将占熔体质量0.3%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣。在温度为760℃下，将熔体浇注在经200℃预热的铸铁模具中，获得合金铸锭。经力学性能测试，合金的抗拉强度为331.45MPa，屈服强度为274.11MPa，伸长率为16.49%；经铸造流动性测试，合金液螺旋线长度为595mm。
对比例4
制备Al-8.0Mg2Si-1.1Mg-0.4Mn-0.15Y-0.05B合金，即其中各组分的质量百分比分别为：Mg2Si为8.0%，Mg为1.1%，Mn为0.4%，Y为0.15%，B为0.05%。按照90.3%Al、6.15%Mg、2.95%Si、0.4%Mn、0.15%Y和0.05%B的质量百分比，称取991.875g铝锭、230.625gAl-40Mg中间合金块、221.25gAl-20Si中间合金块、60.00gAl-10Mn中间合金、22.50gAl-10Y及18.75gAl-4B中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1500g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将991.875g铝锭、221.25gAl-20Si和60.00gAl-10Mn中间合金块放入石墨坩埚电阻炉中，加热，待720 ℃保温完全熔化后降温至700℃，将230.625gAl-40Mg中间合金块加入熔体中，直至熔化，静置5min。将占熔体质量0.2%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣。在720℃将22.50gAl-10Y中间合金块加入熔体中，再在温度为780℃的条件下加入18.75gAl-4B中间合金块。熔化后，将占熔体质量0.3%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣。在温度为760℃下，将熔体浇注在经200℃预热的铸铁模具中，获得合金铸锭。经力学性能测试，合金的抗拉强度为355.16MPa，屈服强度为297.36MPa，伸长率为11.72%；经铸造流动性测试，合金液螺旋线长度为561mm。
对比例5
制备Al-11.0Mg2Si-0.45Mg-0.3Mn合金，即其中各组分的质量百分比分别为：Mg2Si为11.0%，Mg为0.45%，Mn为0.3%。按照85.67%Al、7.40%Mg、4.05%Si、0.3%Mn的质量百分比，称取873.75g铝锭、277.5gAl-40Mg中间合金块、303.75gAl-20Si中间合金块、45.00gAl-10Mn中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1500g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将873.75g铝锭、303.75gAl-20Si和45.00gAl-10Mn中间合金块放入石墨坩埚电阻炉中，加热，待720 ℃保温完全熔化后降温至700℃，将277.5gAl-40Mg中间合金块加入熔体中，直至熔化，静置5min。将占熔体质量0.2%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣。在温度为720℃下，将熔体浇注在经250℃预热的铸铁模具中，获得合金铸锭。经力学性能测试，合金的抗拉强度为278.35MPa，屈服强度为214.64MPa，伸长率为8.39%；经铸造流动性测试，合金液螺旋线长度为577mm。
由以上实施例和对比例可以看出，所发明合金中的Mg2Si、固溶于Al基体中的Mg等各组元适量，且在规定的范围内，并采用稀土元素Y变质共晶Mg2Si相，B细化初生α-Al相，合金将同时获得高的强度和塑性，其抗拉强度、屈服强度和伸长率分别能够达到339.15~366.86MPa、280.46MPa~317.52和13.07~15.69%；同时合金获得良好的铸造性能。但如果Mg2Si和Mg含量过小（对比例1和3），则强度不足，铸造流动性差；过大（对比例2和4）塑韧性不足。经Y变质和B细化的合金比未经变质和细化的合金（对比例5）的抗拉强度、屈服强度及伸长率值大幅提高，这表明变质和细化处理是获得高强韧Al-Mg2Si-Mg-Mn铝合金的必要步骤。
表1 Al-Mg2Si-Mg-Mn-Y-B合金的力学性能
合金种类 σ<sub>b</sub>(MPa) σ<sub>s</sub>(MPa) δ(%) 螺旋线长度(mm) 备注
Al-9Mg<sub>2</sub>Si-0.3Mg-0.5Mn-0.4Y-0.035B 352.74 295.68 14.83 607 实施例1
Al-8.0Mg<sub>2</sub>Si-0.6Mg-0.4Mn-0.15Y-0.05B 339.15 280.46 15.69 582 实施例2
Al-11.0Mg<sub>2</sub>Si-0.45Mg-0.3Mn-0.55Y-0.03B 366.86 317.52 13.07 625 实施例3
Al-6Mg<sub>2</sub>Si-0.3Mg-0.5Mn-0.4Y-0.035B 304.57 239.61 17.36 528 对比例1
Al-13Mg<sub>2</sub>Si-0.3Mg-0.5Mn-0.4Y-0.035B 372.51 335.94 9.26 674 对比例2
Al-8.0Mg<sub>2</sub>Si-0.4Mn-0.15Y-0.05B 331.45 274.11 16.49 595 对比例3
Al-8.0Mg<sub>2</sub>Si-1.1Mg-0.4Mn-0.15Y-0.05B 355.16 297.36 11.72 561 对比例4
Al-11.0Mg<sub>2</sub>Si-0.45Mg-0.3Mn 278.35 214.64 8.39 573 对比例5

Claims (8)

1.一种Al-Mg2Si-Mg-Mn-Y-B高强韧铝合金，其特征在于：按照质量百分比，包括以下物质：
5.65~7.54%的Mg，且固溶在Al基体中的Mg量为0.3~0.6%
2.95~4.05%的Si，且Si全部与Mg生成8.0~11.0%的Mg2Si相
0.3~0.5%的Mn
0.15~0.55%的Y
0.03~0.05%的B
≤0.4%的Fe
≤0.1%的Cu
≤0.1%的Zn
余量为Al。
2.按照权利要求书 1所述的方法，其特征在于：所述Al-Mg2Si-Mg-Mn-Y-B合金属于亚共晶Al-Mg2Si-Mg类合金，其中Mg2Si相在铸态下形成，其质量百分比为8.0%~11.0%。
3.按照权利要求书 1所述的方法，其特征在于：所述Al-Mg2Si-Mg-Mn-Y-B合金中的Mg的质量百分比为5.65~7.54%，Si的质量百分比为2.95~4.05%，Mg由两部分组成，48(8.0~11.0)/76%的Mg与2.95~4.05%的Si形成8.0~11.0wt.%Mg2Si强化相，剩余的0.3~0.6%Mg固溶在Al基体中，起固溶强化作用。
4.按照权利要求书 1所述的方法，其特征在于：所述Al-Mg2Si-Mg-Mn-Y-B合金中Mn的含量为0.3~0.5%，Fe≤0.4%。
5.按照权利要求书 1所述的方法，其特征在于：所述Al-Mg2Si-Mg-Mn-Y-B合金中的Y的质量百分比为0.15~0.55%。
6.按照权利要求书 1所述的方法，其特征在于：所述Al-Mg2Si-Mg-Mn-Y-B合金中B的含量为0.03~0.05%。
7.一种Al-Mg2Si-Mg-Mn-Y-B高强韧铝合金的制备方法，其特征在于，步骤如下：
1）配料：根据不同质量百分比的Mg2Si，称取纯铝、Al-Si中间合金、Al-Mg中间合金、Al-Mn中间合金、Al-Y中间合金及Al-B中间合金，作为制备合金的原材料；
2）熔化：将步骤1）配好的纯铝、Al-Si中间合金、Al-Mn中间合金等清洗干燥后放入石墨坩埚电阻炉中，加热，待720 ℃保温完全熔化后降温至700℃，将Al-Mg中间合金加入熔体中，直至熔化，静置5min；
3）一次精炼：将占熔体质量0.2%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入步骤2）得到的熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣，得到精炼后的熔体；
4）加入Al-Y中间合金：对步骤3）得到的熔体在温度为720℃~780℃的条件下加入Al-Y中间合金，得到含Y的熔体；
5）加入Al-B中间合金：对步骤4）得到的熔体在温度为750℃~780℃的条件下加入Al-B中间合金，得到含B的熔体；
6）二次精炼：将占熔体质量0.3%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入步骤5）得到的熔体中，在740℃温度下搅拌，除去熔体表面的浮渣，得到精炼后的熔体；
7）浇注：在温度为720℃~760℃下，将步骤6）得到的熔体浇注在经200℃~250℃预热的铸铁模具中，获得合金铸坯或铸件。
8.按照权利要求书7所述的方法，其特征在于：步骤3所述的一次精练目的是为了除去步骤2加入Al-Mg中间合金后Mg烧损形成的熔渣，而步骤6所述的二次精练目的是去气、除渣，净化熔体，浇注后获得质量优良的合金铸锭或铸件。
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