CN112139466A - 7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式起铸方法 - Google Patents

7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式起铸方法 Download PDF

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Abstract

本发明属于金属材料制造技术领域，涉及一种针对高合金化7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式的起铸方法，所述方法包括：①起铸后，当铸造长度达50～60mm时，采取第一级停顿2～5s；②继续铸造，当铸造长度达90～100mm时，采取第二级停顿2～5秒；③继续铸造，当铸造长度达115～125mm时，采取第三级停顿2～5秒；本发明适用于直径Φ280～520mm的铸造圆锭，截面积(280～320)×(880～920)mm的铸造扁锭；本发明采用分级间歇停顿式起铸工艺，解决了高合金化7000系铝合金直冷半连续铸锭的热裂和冷裂问题，大幅度提升了铸锭成型的成功率，降低成本，为后续的冷热加工提供高品质的直冷半连续铸锭。

Description

7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式起铸方法
技术领域
本发明属于金属材料制造技术领域，涉及一种针对高合金化7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式的起铸方法。
背景技术
高强、超高强铝合金(7000系)在航空、航天、兵器等多个领域，被广泛用于结构件和轻质部件的制备。随着设计的要求越来越高，针对材料性能的需求也越来越严苛。该系列铝合金主要通过提高Zn、Mg、Cu等元素的含量，并调控元素之间的比例关系，来进一步提高合金性能，因此高合金化是该系列铝合金不可避免的发展趋势。但是，高合金化，尤其是较高的Zn、Mg、Cu元素含量，将为合金母锭的铸造带来较大的挑战。合金化程度越高，合金母锭在直冷半连续铸造过程中的热裂和冷裂倾向越大，严重降低铸造成功率，导致原材料的浪费。在直冷半连续铸造过程中发生的开裂，大部分是由于铸造起始阶段，较热的合金熔体接触到结晶器和结晶底座后，迅速凝固收缩，在铸锭底端的内外部形成微裂纹，并随着铸造的进行，内应力的提高，使得微裂纹扩展，最终导致不同程度的开裂。因此，如何解决高合金化7000系铝合金直冷半连续铸锭的开裂问题，成为获得高品质合金母锭的关键。
近些年来，针对上述的题的解决方案研究主要集中在两个方面：一是依靠传统的“铺底式浇铸法”，即在浇铸之前，先向结晶器内和结晶底座上浇入熔融态的纯铝，达到固液混合态后，再浇铸目标的合金熔体，此方法的意义在于通过纯铝自身的较高韧性，使得合金铸锭底部凝固一层纯铝“外衣”，来遏制裂纹的扩展，但该方法不仅操作麻烦，且不可避免纯铝的浪费；二是通过调整合金铸锭铸造稳定阶段的工艺参数(冷却水量、铸造速度等)，来实现降低凝固过程残留的内应力，降低裂纹扩展的倾向，但是通常情况下，工艺参数窗口较窄，且需要大量的试制工作才能确定。而针对合金起始阶段的工艺参数设计的研究相对较少。
据资料记载：《全国第十五届轻合金加工学术交流会》论文集中《铝合金半连续直冷铸造技术的研究进展》所述，铝合金半连续铸造时铝加工产业链的前端和关键基础环节，经过了传统直接水冷半连续铸造、矮槽铸造等多项技术的逐渐进步，某些软铝合金的生产已经达到了相当稳定的程度，但是有些大规格硬铝合金铸锭，我国还不能稳定批量生产。这是由于软铝合金自身的材料特性所致，相比于硬铝合金，其内应力的形成、存储和释放，均有明显的不同。而高合金化7000系铝合金属于硬铝合金的典型代表合金系，强度高，内应力大，已释放形成裂纹。《2008年全国铝合金熔铸技术交流会》文集中《调整铸造应力防止铸锭裂纹》所述，几乎所有的变形铝合金都有不同程度的裂纹倾向，铸锭裂纹是合金锭主要报废原因之一。文中从减小铸造热应力、使应力均匀分布、提高铸锭底部抗拉应力的能力和减小铸锭底部应力等7个方面，对现有主要技术手段进行了介绍。其中，除了前文提到的在铸锭底部浇纯铝铺底以外，其他都集中在应力的控制方面，而针对裂纹萌生阶段的控制，也依然沿用传统的纯铝铺底手段。《铝加工》杂志2019年第1期曾刊载了一篇论文《7449铝合金的半连续铸造工艺分析设计》。此文针对Al-8Zn-2.3Mg-1.8Cu的7449铝合金直径Φ310mm的直冷半连续圆锭的工艺设计开展研究，通过合适的工艺参数设计，获得的铸锭具有良好的内外部质量。但是，此文所研究合金的合金化总量约为12％，距离前沿研究的高强、超高强铝合金的合金化程度还有差距；此外，直径Φ310mm的铸造圆锭尺寸相对较小，仍需开展更大尺寸规格和种类(圆锭、扁锭)的研究工作。
除了上述论文之外，专利《一种2xxx系超大规格铝合金圆锭的制造方法》(专利申请号201510219393.X)，从铝合金铸锭制备的全流程进行改进，获得高质量的直冷半连续铸锭，其中针对熔铸方面，主要通过除气和除杂手段，降低初始微裂纹形成倾向。但2xxx系相比7xxx系铝合金的开裂倾向明显低得多，此外，针对半连续铸造方面，同样采用传统的工艺参数调整，未见较新的技术手段。此外，专利《一种耐蚀耐热耐磨大规格高Si铝合金实心圆铸锭的制造方法》(专利申请号201410562876.5)，与上述专利存在同样的问题，无法改善7000系铝合金铸锭成型的根本问题。而专利《一种铝合金铸锭的高速半连续铸造装置及方法》(专利申请号201710696157.6)则从直冷半连续铸造装置切入，对一些部件细节进行微调，但所述装置结构，仍属于目前主流使用的直冷半连续铸造装置，针对起铸阶段的调整技术手段未有提及。
综上所述，7000系铝合金由于合金系的自身特性，合金化程度高，直冷半连续铸造开裂风险大，如何在铸锭的起铸阶段，降低内外部微裂纹向上扩展，提高铸锭成型率，具有重要的意义。
发明内容
本发明的目的是：提供了一种针对高合金化7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式的起铸方法，其目的是通过起铸过程中采用分级间歇停顿的方法，替代传统铺铝打底式的起铸方法，阻断铸锭底部萌生的微裂纹向上扩展，大幅度降低了铸锭发生热裂和冷裂的倾向，提升铸锭成型的成功率，降低成本，为后续的冷热加工提供高品质的直冷半连续铸锭。
为解决此技术问题，本发明的技术方案是：
一种7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式起铸方法，所述分级间歇停顿式起铸方法包含以下步骤：
①起铸后，当铸造长度达50～60mm时，采取第一级停顿2～5s；
②继续铸造，当铸造长度达90～100mm时，采取第二级停顿2～5秒；
③继续铸造，当铸造长度达115～125mm时，采取第三级停顿2～5秒。
在①起铸后，初始铸造速度为20～35mm/min，冷却水量为8～13m3/h，当铸造长度达50～60mm时，采取第一级停顿2～5s。
在②继续铸造时，铸造速度为25～40mm/min，冷却水量为10～13m3/h，当铸造长度达90～100mm时，采取第二级停顿2～5秒。
在③继续铸造时，铸造速度为30～45mm/min，冷却水量为11～15m3/h，当铸造长度达115～125mm时，采取第三级停顿2～5秒。
所述分级间歇停顿式起铸方法适用于直径Φ280～520mm的铸造圆锭，截面积(280～320)×(880～920)mm的铸造扁锭。优选地，适用于直径Φ300～500mm的铸造圆锭，截面积(290～310)×(890～910)mm的铸造扁锭。
所述的分级间歇停顿式起铸方法中7000系铝合金成分所含元素的重量百分比为：Zn：8.0～10.0；Mg：1.5～2.5；Zr：0.08～0.12；Ti：0.02～0.06；Fe≤0.08；Si≤0.06；Mn≤0.05；Cr≤0.05；杂质总量≤0.15；余量为Al。
所述的分级间歇停顿式起铸方法中7000系铝合金成分所含元素还包括Cu：0.5～2.5或Sc：0.08～0.20或Er：0.08～0.20或者三者的任意组合，数值单位均为％。
本发明的有益效果是：
本发明替代了传统7000系铝合金直冷半连续铸锭铺铝打底式的起铸方法，采用分级间歇停顿式的起铸方法，分级分层建立起铸过程中的结晶凝固阻断层，阻碍起铸阶段萌生的内外部微裂纹进一步向铸锭上方扩展，从而大幅度降低了铸锭发生热裂和冷裂的倾向，提升铸锭成型的成功率，降低成本，为后续的冷热加工提供高品质的直冷半连续铸锭。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明的实施例对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例是本发明的一部分实施例，而不是全部实施例。基于本发明中的实施例，本领域的普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下，所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
下面将详细描述本发明实施例的各个方面的特征。在下面的详细描述中，提出了许多具体的细节，以便对本发明的全面理解。但是，对于本领域的普通技术人员来说，很明显的是，本发明也可以在不需要这些具体细节的情况下就可以实施。下面对实施例的描述仅仅是为了通过示出本发明的示例对本发明更好的理解。本发明不限于下面所提供的任何具体设置和方法，而是覆盖了不脱离本发明精神的前提下所覆盖的所有的产品结构、方法的任何改进、替换等。
在下面的描述中，没有示出公知的结构和技术，以避免对本发明造成不必要的模糊。下面结合具体实施例描述本发明的7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式起铸方法的具体过程。
实施例1：
Al-Zn-Mg合金成分下限，圆铸锭直径下限(Φ280mm)
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Zr Cu Sc Er Al
含量(wt.％) 8.0 1.5 0.08 — — — Bal.
二、制备材料工艺：
1.选用高品质铝锭、镁锭、锌锭以及Al-4％Zr中间合金，经过熔炼、氯氩混合气精炼、多层陶瓷熔体过滤后，熔体达690～700℃后，等待浇铸；
2.合金初始铸造速度为30mm/min，冷却水量为10m3/h，当铸造长度达60mm后，采取第一级停顿2s；
3.合金经过第一级停顿后继续浇铸，铸造速度为40mm/min，冷却水量为12m3/h，当铸造长度达100mm后，采取第二级停顿3s；
4.合金经过第二级停顿后继续浇铸，铸造速度为45mm/min，冷却水量为12m3/h，当铸造长度达125mm后，采取第三级停顿4s；
5.合金经过第三级停顿后完成剩余浇铸过程。
三、铸锭成型质量检查
是否出现开裂现象
外观质量 否
本实施例为Al-Zn-Mg合金成分下限，以分级间歇停顿式的起铸方法制备直径Φ280mm(圆铸锭直径下限)直冷半连续铸锭，铸锭成型状态良好，未出现热裂和冷裂现象。
实施例2：
Al-Zn-Mg合金成分上限，圆铸锭直径上限(Φ520mm)
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Zr Cu Sc Er Al
含量(wt.％) 10.0 2.5 0.12 — — — Bal.
二、制备材料工艺：
1.选用高品质铝锭、镁锭、锌锭以及Al-4％Zr中间合金，经过熔炼、氯氩混合气精炼、多层陶瓷熔体过滤后，熔体达690～700℃后，等待浇铸；
2.合金初始铸造速度为20mm/min，冷却水量为8m3/h，当铸造长度达50mm后，采取第一级停顿3s；
3.合金经过第一级停顿后继续浇铸，铸造速度为25mm/min，冷却水量为10m3/h，当铸造长度达90mm后，采取第二级停顿4s；
4.合金经过第二级停顿后继续浇铸，铸造速度为30mm/min，冷却水量为12m3/h，当铸造长度达115mm后，采取第三级停顿5s；
5.合金经过第三级停顿后完成剩余浇铸过程。
5.合金经过第三级停顿后完成剩余浇铸过程。
三、铸锭成型质量检查
是否出现开裂现象
外观质量 否
本实施例为Al-Zn-Mg合金成分上限，以分级间歇停顿式的起铸方法制备直径Φ520mm(圆铸锭直径上限)直冷半连续铸锭，铸锭成型状态良好，未出现热裂和冷裂现象。
实施例3：
Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Er合金成分下限，扁铸锭截面积下限(280×880mm)
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Zr Cu Sc Er Al
含量(wt.％) 8.0 1.5 0.08 0.5 0.08 0.08 Bal.
二、制备材料工艺：
1.选用高品质铝锭、镁锭、锌锭以及Al-4％Zr、Al-2％Cu、Al-2％Sc和Al-10％Er中间合金，经过熔炼、氯氩混合气精炼、多层陶瓷熔体过滤后，熔体达690～700℃后，等待浇铸；
2.合金初始铸造速度为35mm/min，冷却水量为13m3/h，当铸造长度达60mm后，采取第一级停顿3s；
3.合金经过第一级停顿后继续浇铸，铸造速度为35mm/min，冷却水量为13m3/h，当铸造长度达100mm后，采取第二级停顿4s；
4.合金经过第二级停顿后继续浇铸，铸造速度为40mm/min，冷却水量为15m3/h，当铸造长度达125mm后，采取第三级停顿5s；
5.合金经过第三级停顿后完成剩余浇铸过程。
三、铸锭成型质量检查
是否出现开裂现象
外观质量 否
本实施例为Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Er合金成分下限，以分级间歇停顿式的起铸方法制备截面积280×880mm(扁铸锭截面积下限)直冷半连续扁锭，铸锭成型状态良好，未出现热裂和冷裂现象。
实施例4：
Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Er合金成分上限，扁铸锭截面积上限(320×920mm)
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Zr Cu Sc Er Al
含量(wt.％) 10.0 2.5 0.12 2.5 0.20 0.20 Bal.
二、制备材料工艺：
1.选用高品质铝锭、镁锭、锌锭以及Al-4％Zr、Al-2％Cu、Al-2％Sc和Al-10％Er中间合金，经过熔炼、氯氩混合气精炼、多层陶瓷熔体过滤后，熔体达690～700℃后，等待浇铸；
2.合金初始铸造速度为28mm/min，冷却水量为10m3/h，当铸造长度达50mm后，采取第一级停顿5s；
3.合金经过第一级停顿后继续浇铸，铸造速度为30mm/min，冷却水量为11m3/h，当铸造长度达90mm后，采取第二级停顿5s；
4.合金经过第二级停顿后继续浇铸，铸造速度为32mm/min，冷却水量为12m3/h，当铸造长度达115mm后，采取第三级停顿5s；
5.合金经过第三级停顿后完成剩余浇铸过程。
三、铸锭成型质量检查
是否出现开裂现象
外观质量 否
本实施例为Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Er合金成分上限，以分级间歇停顿式的起铸方法制备截面积320×920mm(扁铸锭截面积上限)直冷半连续扁锭，铸锭成型状态良好，未出现热裂和冷裂现象。
实施例5：
Al-Zn-Mg-Sc-Er合金成分中下限，圆铸锭直径中限(Φ400mm)
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Zr Cu Sc Er Al
含量(wt.％) 8.0 1.5 0.08 — 0.10 0.10 Bal.
二、制备材料工艺：
1.选用高品质铝锭、镁锭、锌锭以及Al-4％Zr、Al-2％Sc和Al-10％Er中间合金，经过熔炼、氯氩混合气精炼、多层陶瓷熔体过滤后，熔体达690～700℃后，等待浇铸；
2.合金初始铸造速度为25mm/min，冷却水量为9m3/h，当铸造长度达55mm后，采取第一级停顿3s；
3.合金经过第一级停顿后继续浇铸，铸造速度为30mm/min，冷却水量为11m3/h，当铸造长度达95mm后，采取第二级停顿4s；
4.合金经过第二级停顿后继续浇铸，铸造速度为35mm/min，冷却水量为11m3/h，当铸造长度达120mm后，采取第三级停顿4s；
5.合金经过第三级停顿后完成剩余浇铸过程。
三、铸锭成型质量检查
是否出现开裂现象
外观质量 否
本实施例为Al-Zn-Mg-Sc-Er合金成分中下限，添加Cu、Sc、Er元素中的两种Sc、Er元素，以分级间歇停顿式的起铸方法制备直径Φ400mm(圆铸锭直径中限)直冷半连续铸锭，铸锭成型良好，未出现热裂和冷裂现象。
实施例6：
Al-Zn-Mg-Cu合金成分中上限，扁铸锭截面积中限(300×900mm)
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Zr Cu Sc Er Al
含量(wt.％) 9.5 2.2 0.10 2.2 — — Bal.
二、制备材料工艺：
1.选用高品质铝锭、镁锭、锌锭以及Al-4％Zr和Al-2％Cu中间合金，经过熔炼、氯氩混合气精炼、多层陶瓷熔体过滤后，熔体达690～700℃后，等待浇铸；
2.合金初始铸造速度为30mm/min，冷却水量为11m3/h，当铸造长度达55mm后，采取第一级停顿4s；
3.合金经过第一级停顿后继续浇铸，铸造速度为32mm/min，冷却水量为12m3/h，当铸造长度达95mm后，采取第二级停顿4s；
4.合金经过第二级停顿后继续浇铸，铸造速度为35mm/min，冷却水量为13m3/h，当铸造长度达120mm后，采取第三级停顿4s；
5.合金经过第三级停顿后完成剩余浇铸过程。
三、铸锭成型质量检查
是否出现开裂现象
外观质量 否
本实施例为Al-Zn-Mg-Cu合金成分中上限，添加Cu、Sc、Er元素中的一种Cu元素，以分级间歇停顿式的起铸方法制备截面积300×900mm(扁铸锭截面积中限)直冷半连续扁锭，铸锭成型良好，未出现热裂和冷裂现象。
实施例7：
Al-Zn-Mg合金成分下限，圆铸锭直径下限(Φ280mm)
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Zr Cu Sc Er Al
含量(wt.％) 8.0 1.5 0.08 — — — Bal.
二、制备材料工艺：
1.选用高品质铝锭、镁锭、锌锭以及Al-4％Zr中间合金，经过熔炼、氯氩混合气精炼、多层陶瓷熔体过滤后，熔体达690～700℃后，等待浇铸；
2.合金初始铸造速度为30mm/min，冷却水量为10m3/h，不采用分级间歇停顿式的起铸方法进行起铸；
3.完成剩余浇铸过程，若出现铸锭开裂现象，立刻停止铸造。
三、铸锭成型质量检查
是否出现开裂现象
外观质量 铸造长度达812mm时，底部裂纹扩展至侧面开裂
本实施例为Al-Zn-Mg合金成分下限，以传统直冷半连续铸造方法制备直径Φ280mm(圆铸锭直径下限)直冷半连续铸锭，出现底部裂纹扩展至侧面开裂现象。
实施例8：
Al-Zn-Mg-Cu合金成分中上限，扁铸锭截面积中限(300×900mm)
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Zr Cu Sc Er Al
含量(wt.％) 9.5 2.2 0.10 2.2 — — Bal.
二、制备材料工艺：
1.选用高品质铝锭、镁锭、锌锭以及Al-4％Zr和Al-2％Cu中间合金，经过熔炼、氯氩混合气精炼、多层陶瓷熔体过滤后，熔体达690～700℃后，等待浇铸；
2.合金初始铸造速度为30mm/min，冷却水量为11m3/h，不采用分级间歇停顿式的起铸方法进行起铸；
3.完成剩余浇铸过程，若出现铸锭开裂现象，立刻停止铸造。
三、铸锭成型质量检查
Figure BDA0002715595000000111
本实施例为Al-Zn-Mg-Cu合金成分中上限，添加Cu、Sc、Er元素中的一种Cu元素，以传统直冷半连续铸造方法制备截面积300×900mm(扁铸锭截面积中限)直冷半连续扁锭，底部多处形成裂纹，扩展至扁锭短端面和长端面开裂。
通过上述8个实施例的对比，
1.其中，实例1～6为发明内容所述采用分级间歇停顿式的起铸方法，分级分层建立起铸过程中的结晶凝固阻断层，阻碍起铸阶段萌生的内外部微裂纹进一步向铸锭上方扩展，从而大幅度降低了铸锭发生热裂和冷裂的倾向，制备出直径Φ280～520mm的铸造圆锭和截面积(280～320)×(880～920)mm的铸造扁锭，提升铸锭成型的成功率，降低成本，为后续的冷热加工提供高品质的直冷半连续铸锭。
2.实例1和7对比可见，采用相同的成分(合金成分下限)和铸锭规格(直径Φ280mm直冷半连续铸锭)，以分级间歇停顿式的起铸方法制备的铸锭，未出现开裂；但以传统直冷半连续铸造方法制备，出现底部裂纹扩展至侧面开裂现象。
3.实例6和8对比可见，采用相同的成分(合金成分中上限，添加Cu、Sc、Er元素中的一种Cu元素含量的上限)和铸锭规格(截面积300×900mm直冷半连续扁锭)，以分级间歇停顿式的起铸方法制备的铸锭，未出现开裂；但以传统直冷半连续铸造方法制备，底部多处形成裂纹，扩展至扁锭短端面和长端面开裂。
最后应该说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可以轻易想到各种等效的修改或者替换，这些修改或者替换都应该涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (8)

1.一种7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式起铸方法，其特征在于：所述7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式起铸方法包含以下步骤：
①起铸后，当铸造长度达50～60mm时，采取第一级停顿2～5秒；
②继续铸造，当铸造长度达90～100mm时，采取第二级停顿2～5秒；
③继续铸造，当铸造长度达115～125mm时，采取第三级停顿2～5秒。
2.根据权利要求1所述的7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式起铸方法，其特征在于：在①起铸后，初始铸造速度为20～35mm/min，冷却水量为8～13m3/h。
3.根据权利要求1所述的7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式起铸方法，其特征在于：在②继续铸造时，铸造速度为25～40mm/min，冷却水量为10～13m3/h。
4.根据权利要求1所述的7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式起铸方法，其特征在于：在③继续铸造时，铸造速度为30～45mm/min，冷却水量为11～15m3/h。
5.根据权利要求1所述的7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式起铸方法，其特征在于：所述的7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式起铸方法适用于直径Φ280～520mm的铸造圆锭，截面积(280～320)×(880～920)mm的铸造扁锭。
6.根据权利要求5所述的7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式起铸方法，其特征在于：所述的7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式起铸方法适用于直径Φ300～500mm的铸造圆锭，截面积(290～310)×(890～910)mm的铸造扁锭。
7.根据权利要求1所述的7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式起铸方法，其特征在于：所述的7000系铝合金所含元素的重量百分比为：Zn：8.0～10.0；Mg：1.5～2.5；Zr：0.08～0.12；Ti：0.02～0.06；Fe≤0.08；Si≤0.06；Mn≤0.05；Cr≤0.05；杂质总量≤0.15；余量为Al。
8.根据权利要求1所述的7000系铝合金直冷半连续铸锭的分级间歇停顿式起铸方法，其特征在于：所述的7000系铝合金所含元素及重量百分比还包括：Cu：0.5～2.5或Sc：0.08～0.20或Er：0.08～0.20或者三者的任意组合。
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