CN111118355A - 一种稀土元素铒改性铸造亚共晶Al-Mg2Si合金及其制备方法 - Google Patents

一种稀土元素铒改性铸造亚共晶Al-Mg2Si合金及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种稀土元素铒改性铸造亚共晶Al‑Mg2Si合金，由以下质量百分比的成分组成：2.53%~7.26%的Mg；1.47%~4.24%的Si；0.10%~0.30%的Er；余量为Al。其中Mg和Si在铸态下形成4.0%~11.5%的Mg2Si相。本发明通过稀土元素Er对合金的改性作用，使共晶Mg2Si由粗大的汉字状转变为细小的纤维状，初生α‑Al粗大的树枝晶变得细小，力学性能尤其是塑性得到大幅提高，合金的抗拉强度及伸长率分别提高27.50%和82.41%。Er的强化机制为细晶强化和弥散强化。Er同时起变质与细化作用，既简化了熔炼工艺，又避免了不同元素作变质剂和细化剂之间的相互“毒化”。

Description

一种稀土元素铒改性铸造亚共晶Al-Mg2Si合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种稀土元素铒改性铸造亚共晶Al-Mg2Si合金及其制备方法，属于铝合金技术领域。
背景技术
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。近年来，从铝液中直接析出Mg2Si相而形成的Al-Mg2Si合金受到国内外学者的广泛关注。该类合金与传统的Al-Si-Mg合金相比，含Mg量及Mg2Si相体积分数更高，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。然而，该类合金铸态下析出的Mg2Si相较粗大，初生Mg2Si呈粗大的、带孔的枝晶状，而共晶Mg2Si则呈粗大的汉字状、网状、棒状及片状，严重地割裂Al基体，导致应力集中，形成裂纹源，恶化合金的力学性能。另外，对于亚共晶成分的Al-Mg2Si合金，其组织中的初生α-Al微观上呈粗大的树枝晶状，宏观上呈柱状晶，导致合金力学性能和补缩性、抗裂性等铸造性能的下降。
变质和细化处理是细化Mg2Si相和初生α-Al相、提高合金的力学性能尤其是塑性的有效方法，且具有操作简单、成本低、效果显著等优点。至今为止，人们对过共晶Al-Mg2Si合金即原位自生Mg2Si/Al复合材料的变质处理等工艺方法进行了大量研究，而对亚共晶Al-Mg2Si合金的研究鲜有报道。与过共晶Al-Mg2Si合金相比，亚共晶Al-Mg2Si合金的塑性和韧性更好，具有更优良的综合力学性能，预计会有更广泛的应用场合。前提是粗大的汉字状、网状及片状的共晶Mg2Si相及得到有效的细化。同时细化初生α-Al枝晶，使合金力学性能及铸造性能得到进一步改善。
申请号为CN 201810037556.6的发明专利公开了一种亚共晶Al-Mg2Si合金的变质及细化方法，以Bi和Zr分别对Mg2Si含量为4~12.5wt.%的亚共晶Al-Mg2Si合金中的共晶Mg2Si相和初生α-Al相进行变质及细化处理，效果明显，提高了合金的力学性能。申请号为CN 201811100363.7的发明专利公开了一种含Sc的亚共晶Al-Mg2Si合金，Sc对初生α-Al和共晶Mg2Si同时具有细化和变质作用，使初生α-Al由树枝晶转变为球状晶，共晶Mg2Si由粗大的汉字状转变为细小的纤维状，力学性能尤其是塑性得到有效提高。
稀土元素Er对改良铝合金性能有显著影响。在纯铝和Al-Mg合金中加入Er在凝固过程中能够析出稳定L12结构的Al3Er相，显著细化铸态晶粒尺寸，而且这种析出相不但本身能够起到强化作用，同时纳米级的Al3Er粒子能够钉扎位错和亚晶界的运动，从而提高铝合金的强度和再结晶温度。Er能够细化Al-4Cu合金的枝晶网胞组织，也能够对这类合金的再结晶行为起到抑止作用。对于Al-Si合金，少量的Er（0.3%）就能够明显细化亚共晶A356合金中的共晶硅相，添加0.5%Er元素则能够使共晶硅相形貌从板块状变成细小纤维状；向共晶Al-12Si合金中加入Er后，合金的晶粒得到细化，共晶硅由粗大的片状转变为短棒状，力学性能得以显著提高；在过共晶Al-20Si合金中加入0.5%的Er，能够使初生Si由粗大的多边形、片状和星形细化为细小的块状，共晶Si由粗大的片状、针状结构转变为为细小的珊瑚状纤维结构。
另外，Er的价格比较便宜，在铝合金中添加稀土Er不会大幅度提高生产成本，因此非常适合在工业中推广使用。亚共晶Al-Mg2Si合金是一种新型的轻量化材料，对其进行稀土元素Er的改性研究，细化并强化合金组织，改善力学性能，并能广泛应用于航空、航天、交通运输等诸多领域，具有重要的理论与实际意义。然而，至今为止尚未见到有关稀土元素Er改性铸造亚共晶Al-Mg2Si合金的任何报道。
发明内容
本发明的目的在于提供一种稀土元素铒改性铸造亚共晶Al-Mg2Si合金及其制备方法。合金中组分及质量百分比为：Mg的含量为2.53%~7.26%，Si的含量为1.47%~4.24%，Er的含量为0.10%~0.30%，余量为Al。其中Mg和Si在铸态下形成4.0%~11.5%的Mg2Si相。
本发明具体技术方案如下：
（1）根据不同质量百分比的Mg2Si，称取纯铝、Al-Si中间合金、Al-Mg中间合金及Al-Sc中间合金，作为制作合金铸锭或铸件的原材料；
（2）将步骤（1）配好的纯铝、Al-Si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）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）对步骤（3）得到的熔体在温度为720℃~780℃的条件下加入Al-Er中间合金，得到含Er的熔体；
（5）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（4）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；
（6）在温度为720℃~760℃下，将步骤（5）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。
本发明技术方案的优点主要体现在：
（1）采用稀土元素Er作为变质剂和细化剂，可有效变质亚共晶Al-Mg2Si合金中的共晶Mg2Si相，同时对该合金中的初生α-Al相也具有显著的细化作用。
Er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。Er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Er元素。同时作为一种稀土元素，Er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。
Er同时能够作为细化剂细化初生α-Al相是因为Er与合金熔体中的Al结合，生成Al3Er相。Al3Er 相为LI2 型的面心立方结构, 与铝的错配度很低, 仅为3.8 %，符合作为非均质形核核心的尺寸结构条件。而且Al3Er粒子的晶格类型为简立方, 点阵常数a =0.4215nm , 结晶时, Al3Er相质点能够与基体晶粒较好的润湿, 减小两者的接触角, 从而使Al3Er相质点与基体晶粒所接触的结晶面具有较小的表面张力, 有利于非均质形核, 达到细化晶粒的目的。
（2）Er的加入显著提高了亚共晶Al-Mg2Si合金的力学性能，其提高幅度甚至超过Sc改性的该类合金。Er的强化机制主要是细晶强化和弥散强化。Er同时细化初生α-Al相和共晶Mg2Si相，而细晶强化是强化手段中唯一能够同时提高强度和塑性的方法。当Er元素加入改良合金后，合金晶粒细化，晶界面积增加，由于晶界对位错运动有阻碍作用， 因此加入Er元素后能有效阻碍位错的运动，所以强度提高。同时，因为晶粒越细，晶粒个数越多， 形变时同样的形变量可以分散到更多的晶粒中，产生较均匀的形变而不会造成局部应力过度集中，这就大大减少由于应力集中而产生断裂的机会。此外，由于大量位错在晶界处聚集和塞积，构成位错网和位错壁，对材料的进一步变形带来更大的困难，因此材料的塑性便随之提高。另外，Er与Al形成的Al3Er相除了作为非自发形核细化初生α-Al晶体外，在晶界处作为第二相粒子析出，还能够起到弥散强化效果，使得该合金的硬度、抗拉强度进一步提高。
（3）Er对不同含量Mg2Si 的亚共晶Al-Mg2Si合金均具有优良的变质、细化效果，扩大了该类合金的应用范围。
（4）Er既作为变质剂，同时又作为细化剂，变质、细化合二为一，既简化了熔炼工艺，又避免了不同变质剂和细化剂间的相互“毒化”，破坏变质、细化效果。
（5）Er具有微合金化作用，在铸态下形成Al3Er第二相粒子弥散强化铝基体，这样无需经过热处理或加入Cu等其它合金化元素，其力学性能就能够达到航天、航空及汽车等结构件的使用要求。
（6）与Sc相比，Er资源丰富、价格低廉，便于在工业生产中推广使用。
（7）经Er变质、细化后的铸造亚共晶Al-Mg2Si合金力学性能尤其是塑性得到大幅提高。由该合金浇注的铸件有望作为新型轻量化材料的结构件在航天、航空及汽车等领域使用。
附图说明
图1为未改性合金的低倍金相显微组织；
图2为未改性合金的高倍金相显微组织；
图3为0.20%Er改性合金的低倍金相显微组织；
图4为0.20%Er改性合金的高倍金相显微组织。
具体实施方式
本发明对于含Mg2Si相的亚共晶Al-Si-Mg合金或Al-Mg-Si合金均适用，其中包括加入各种合金化元素、外加及内生增强相等情况。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。
本发明Al-Mg2Si合金中的Mg2Si的成分限定在4.0%~11.5%，为亚共晶成分，具有优良的综合力学性能，以满足航天、航空及汽车等领域铸造结构件的使用需要。当Mg2Si＜4.0%时，Mg2Si相量低，合金强度过低；当Mg2Si＞11.5%时，Mg2Si相量高，合金塑性过低。同时Mg2Si相量超出4.0%~11.5%范围，Er对Mg2Si相的变质效果不明显。Mg2Si在4.0%~11.5%范围内，随着Mg2Si量的增加，合金强度、硬度增加，塑性、韧性减小。实际应用中，可根据工件力学性能的要求合理选择Mg2Si相的数量，从而确定最终的合金成分。
实施例1
Al-8Mg2Si合金中添加0.20%Er。按照91.80%Al、5.06%Mg、2.94%Si和0.20%Er的质量百分比，称取1167.04g纯度为99.96%的铝锭、215.06gAl-40Mg中间合金块、249.90gAl-Si中间合金块及68.00gAl-Er中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1700g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将1167.04g铝锭和249.90g Al-Si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215.06g Al-Mg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68.00g Al-Er中间合金块加入熔体中。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328.53MPa，伸长率为11.82%，如表1所示。经金相软件分析，合金组织中初生α-Al相的平均最大尺寸为17.0μm，共晶Mg2Si相的平均最大尺寸为2.6μm，如表2所示。
实施例2
Al-8Mg2Si合金中添加0.10%Er。按照91.90%Al、5.06%Mg、2.94%Si和0.10%Er的质量百分比，称取1201.04g纯度为99.96%的铝锭、215.06gAl-40Mg中间合金块、249.90gAl-Si中间合金块及34.00gAl-Er中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1700g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将1201.04g铝锭和249.90g Al-Si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215.06g Al-Mg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740℃将34.00g Al-Er中间合金块加入熔体中。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750℃下，将熔体浇注在经230℃预热的铸铁模具中，获得合金铸锭。
抗拉强度312.67MPa，伸长率为12.06%，如表1所示。经金相软件分析，合金组织中初生α-Al相的平均最大尺寸为27.9μm，共晶Mg2Si相的平均最大尺寸为3.1μm，如表2所示。
实施例3
Al-8Mg2Si合金中添加0.30%Er。按照91.70%Al、5.06%Mg、2.94%Si和0.30%Er的质量百分比，称取1133.04g纯度为99.96%的铝锭、215.06gAl-40Mg中间合金块、249.90gAl-Si中间合金块及102.00gAl-Er中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1700g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将1133.04g铝锭和249.90g Al-Si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215.06g Al-Mg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102.00g Al-Er中间合金块加入熔体中。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321.84MPa，伸长率为11.49%，如表1所示。经金相软件分析，合金组织中初生α-Al相的平均最大尺寸为25.6μm，共晶Mg2Si相的平均最大尺寸为3.4μm，如表2所示。
对比例1
配制Al-8Mg2Si合金。按照92.00%Al、5.06%Mg和2.94%Si的质量百分比，称取1235.04g纯度为99.96%的铝锭、215.06gAl-40Mg中间合金块和249.90gAl-Si中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1700g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将1235.04g铝锭和249.90g Al-Si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215.06g Al-Mg中间合金块加入熔体中，直至熔化，静置5min。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750℃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257.68MPa，伸长率为6.48%，如表1所示。经金相软件分析，合金组织中初生α-Al相的平均最大尺寸为81.3μm，共晶Mg2Si相的平均最大尺寸为14.7μm，如表2所示。
对比例2
Al-8Mg2Si合金中添加0.05%Er。按照91.95%Al、5.06%Mg、2.94%Si和0.05%Sc的质量百分比，称取1218.04g纯度为99.96%的铝锭、215.06gAl-40Mg中间合金块、249.90gAl-Si中间合金块及17.00gAl-Er中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1700g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将1218.04g铝锭和249.90g Al-Si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215.06g Al-Mg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17.00g Al-Er中间合金块加入熔体中。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297.19MPa，伸长率为9.58%，如表1所示。经金相软件分析，合金组织中初生α-Al相的平均最大尺寸为49.6μm，共晶Mg2Si相的平均最大尺寸为8.8μm，如表2所示。
对比例3
Al-8Mg2Si合金中添加0.35%Er。按照91.65%Al、5.06%Mg、2.94%Si和0.35%Er的质量百分比，称取1116.04g纯度为99.96%的铝锭、215.06gAl-40Mg中间合金块、249.90gAl-Si中间合金块及119.00gAl-Er中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1700g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将1116.04g铝锭和249.90g Al-Si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215.06g Al-Mg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119.00g Al-Er中间合金块加入熔体中。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298.32MPa，伸长率为7.28%，如表1所示。经金相软件分析，合金组织中初生α-Al相的平均最大尺寸为36.1μm，共晶Mg2Si相的平均最大尺寸为5.4μm，如表2所示。
将实施例1和对比例1铸锭取样，切割、磨光和抛光，再经腐蚀后在光学显微镜下观察合金显微组织。图1和图2分别为未细化、变质合金（对比例1）的低倍和高倍显微组织。图3和图4分别为0.20%Er细化、变质合金（实施例1）的低倍和高倍显微组织。由图可以看出，未添加Er合金中的初生α-Al相为粗大的树枝晶（图1），Mg2Si相为粗大的汉字、板条状（图2）；添加0.20%Er后合金中的初生α-Al相由粗大的树枝晶状转变为细小的球状（图3），Mg2Si相变为纤维状和极少量的细小条状（图4）。Er的添加使得合金显微组织得到明显改善，力学性能大幅提高，合金的抗拉强度和伸长率分别由未添加ER的257.68MPa和6.48%提高到添加0.20%Er的328.53MPa和11.82%（表1），分别提高27.50%和82.41%。
实施例4
Al-4Mg2Si合金中添加0.20%Er。按照95.80%Al、2.53%Mg、1.47%Si和0.20%Er的质量百分比，称取1399.52g纯度为99.96%的铝锭、107.53gAl-40Mg中间合金块、124.95gAl-Si中间合金块及68.00gAl-Er中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1700g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将1399.52g铝锭和124.95g Al-Si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107.53g Al-Mg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68.00g Al-Er中间合金块加入熔体中。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730℃下，将熔体浇注在经240℃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296.65MPa，伸长率为17.49%。经金相软件分析，合金组织中初生α-Al相的平均最大尺寸为12.8μm，共晶Mg2Si相的平均最大尺寸为3.4μm。
对比例4
配制Al-4Mg2Si合金。按照96.00%Al、2.53%Mg和1.47%Si的质量百分比，称取1467.52g纯度为99.96%的铝锭、107.53gAl-40Mg中间合金块和124.95gAl-Si中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1700g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将1467.52g铝锭和124.95g Al-Si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107.53g Al-Mg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730℃下，将熔体浇注在经240℃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214.37MPa，伸长率为11.85%。经金相软件分析，合金组织中初生α-Al相的平均最大尺寸为76.9μm，共晶Mg2Si相的平均最大尺寸为13.3μm。
实施例5
Al-11.5Mg2Si合金中添加0.20%Er。按照88.30%Al、7.26%Mg、4.24%Si和0.20%Er的质量百分比，称取963.10g纯度为99.96%的铝锭、308.62gAl-40Mg中间合金块、360.28gAl-Si中间合金块及68.00gAl-Er中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1700g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将963.10g铝锭和360.28g Al-Si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308.62g Al-Mg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68.00g Al-Er中间合金块加入熔体中。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339.2MPa，伸长率为10.16%。经金相软件分析，合金组织中初生α-Al相的平均最大尺寸为15.3μm，共晶Mg2Si相的平均最大尺寸为3.2μm。
对比例5
配制Al-11.5Mg2Si合金。按照88.5%Al、7.26%Mg和4.24%Si的质量百分比，称取1031.10g纯度为99.96%的铝锭、308.62gAl-40Mg中间合金块和360.28gAl-Si中间合金块，作为制作合金铸锭的原材料，配料总质量为1700g。配好的各种原材料经清洗干燥后，首先将1031.10g铝锭和360.28g Al-Si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308.62g Al-Mg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740℃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264.08MPa，伸长率为5.76%。经金相软件分析，合金组织中初生α-Al相的平均最大尺寸为72.4μm，共晶Mg2Si相的平均最大尺寸为13.7μm
表1 Al-8Mg2Si-xEr合金的力学性能
合金种类 σ<sub>b</sub>(MPa) δ(%) 备注
Al-8Mg<sub>2</sub>Si-0.20Er 328.53 11.82 实施例1
Al-8Mg<sub>2</sub>Si-0.10Er 312.67 12.06 实施例2
Al-8Mg<sub>2</sub>Si-0.30Erc 321.84 11.49 实施例3
Al-8Mg<sub>2</sub>Si 257.68 6.48 对比例1
Al-8Mg<sub>2</sub>Si-0.05Er 297.19 9.58 对比例2
Al-8Mg<sub>2</sub>Si-0.35Er 298.32 7.28 对比例3
表2 Al-8Mg2Si-xEr合金的相尺寸
合金种类 初生α-Al相最大尺寸（μm） 共晶Mg<sub>2</sub>Si 相最大尺寸（μm） 备注
Al-8Mg<sub>2</sub>Si-0.20ErR 17.0 2.6 实施例1
Al-8Mg<sub>2</sub>Si-0.10Er 27.9 3.1 实施例2
Al-8Mg<sub>2</sub>Si-0.30Er 25.6 3.4 实施例3
Al-8Mg<sub>2</sub>Si 81.3 14.7 对比例1
Al-8Mg<sub>2</sub>Si-0.05Er 49.6 8.8 对比例2
Al-8Mg<sub>2</sub>Si-0.35Er 36.1 5.4 对比例3

Claims (5)

1.一种稀土元素铒改性铸造亚共晶Al-Mg2Si合金，其特征在于：合金中组分及质量百分比为：Mg的含量为2.53%~7.26%，Si的含量为1.47%~4.24%，Er的含量为0.1%~0.30%，余量为Al；其中Mg和Si在铸态下形成4.0%~11.5%的Mg2Si相。
2.制备如权利要求1所述一种稀土元素铒铸造亚共晶Al-Mg2Si合金的方法具体包括以下步骤：
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中间合金及Al-Er中间合金，作为制作合金的原材料；
2）熔化：将步骤1）配好的纯铝、Al-Si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-Er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-Er中间合金，得到含Er的熔体；
5）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4）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；
6）浇注：在温度为720℃~760℃下，将步骤5）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。
3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：步骤1）所述Al-Mg2Si合金为亚共晶成分，其中Mg2Si相的质量百分比为4.0%~11.5%，余量为Al。
4.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：步骤1）所述Al-Mg2Si合金中的Mg的质量百分比为2.53%~7.26%，Si的质量百分比为1.47%~4.24%，Er的质量百分比为0.1%~0.30%。
5.根据权利要求2所述的制备方法，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5）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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