一种Mn微合金化的高镁铝合金材料及其制备方法与流程

本发明铝合金生产领域，涉及一种含mn的al-si-mg铝合金及其制备方法，尤其是一种mn微合金化的高镁a356.2铝合金及其制备方法。

背景技术：

在al-si-mg合金体系中，a356.2铝合金属于亚共晶合金，具备较高的综合机械性能，被广泛用于汽车零部件或者汽车铝合金轮毂领域。一般常用的a356.2合金主要用sr进行变质来改善合金的力学性能；同时一般高端汽车铝轮毂用的高性能a356.2铸造合金的杂质元素fe的质量百分比要求小于0.10％,这样可以避免由于fe高导致铝合金基体中形成针片状的脆性铁相，但是严格的杂质元素控制使高性能a356.2合金的生产成本提高很多。这在一定程度上制约了高性能a356.2铸造合金的广泛应用。

技术实现要素：

本发明的目的在于克服现有技术的不足之处，提供一种mn微合金化的高镁铝合金材料及其制备方法，在传统sr变质a356.2铝合金的基础上，通过调整主合金化元素mg的成分并微量添加mn元素，发明一种mn微合金化的高镁a356.2铝合金及其制备方法，使该合金的综合力学性能得到提高的同时，利用mn对fe相的有益化作用，将fe含量上限由传统的0.10％提高至到0.14％，从而降低生产成本。

本发明解决技术问题所采用的技术方案是：

一种mn微合金化的高镁铝合金材料，所述的铝合金是在sr变质的a356.2合金基础上，加入以重量计0.08-0.14％的mn，并将mg含量提高至0.42-0.45％，以重量计，所得到的铝合金材料。

一种铝合金材料的制备方法，步骤如下：

⑴将纯al熔化，然后依次加入工业硅、al-mn中间合金、al-ti中间合金、纯mg、al-sr中间合金，在添加过程中必须按所列次序添加，纯mg熔化完毕后进行精炼操作，静置保温5～10min后扒渣再加入al-sr中间合金，待al-sr中间合金熔化完毕后通入ar除气10-15min，再次静置保温3～5min后去渣并浇铸成锭；

⑵对浇铸成锭的合金进行后处理；即可获得mn微合金化的高镁a356.2铝合金。

而且，纯铝中杂质元素fe的质量百分比约为0.12％，工业硅中杂质元素fe的质量百分比约为0.3％，所述的al-mn中间合金中mn的质量百分比约为10.02％，al-ti中间合金中ti的质量百分比为9.92％，al-sr中间合金sr的质量百分比约为10.03％。

而且，所述的浇铸成锭合金的后处理为t6处理，所述的t6处理包括至少一次的530℃～540℃、4～6h的固溶处理和至少一次的150℃～160℃、4～6h的时效处理。

本发明的优点和有益效果：

(1)本发明合金具有综合力学性能好的等特点。比如，本发明合金经t6处理(530℃～540℃×4～6h的固溶处理和150℃～160℃×4～6h的时效处理)后，该铝合金的抗拉强度与普通a356.2合金相比提高8.4-11.3％，屈服强度提高10.6-11.2％,，并且延伸率与a356.2铝合金基本相似。

(2)本发明公开了一种mn微合金化高镁a356.2铝合金的制备方法，提高了生产高性能a356.2合金用铝锭fe含量的上限至0.14％，有利于该合金的推广应用。

(3)本发明通过大量的试验获得了理想的制备方法，尤其是通过采用依次加入各中间合金及纯金属的方法来控制各组份含量，按本发明的工艺顺序才能最终得到符合要求的铝合金材料。

附图说明

图1是本发明mn微合金化的高镁a356.2铝合金的铸态金相组织；

图2是标准sr变质的a356.2铝合金的金相组织。

具体实施方式

本发明可以通过以下所述实例来实践。

实施例一

一种mn微合金化高镁a356.2铝合金，采用以下方法制造而得：

按65.95kg配制为例。

先将59kga00等级纯al(成分：99.79al，0.12fe，0.05si，所有实施例中元素符号前的数字均表示质量百分比)熔化后依次加入4.65kg工业硅(99si，0.3fe)、0.86kgal-mn中间合金(89.73al，10.02mn，0.19fe，0.06si)、0.88kgal-ti(89.86al，9.92ti，0.15fe，0.10si)、0.32kg纯镁，待其熔化后加入精炼剂精炼(加入量为0.13kg)，精炼完毕后静置保温5～10min后扒渣，然后加入0.24kgal-sr(89.72al，10.0sr，0.19fe，0.06si)，再次通入ar精炼除气，静置保温3～5min后浇铸成锭；对浇铸成锭的合金进行t6处理(530℃～540℃×4～6h的固溶处理和150℃～160℃×4～6h的时效处理)；即获得mn微合金化的高镁a356.2合金。

本实施例的mn微合金化高镁a356.2铝合金的实测抗拉强度为为334.3mpa，比普通a356.2合金实测的300.4mpa提高了11.3％；mn微合金化高镁a356.2铝合金的实测屈服强度为为225.4mpa，比普通a356.2合金实测的203.3mpa提高了10.8％，mn微合金化高镁a356.2铝合金的实测延伸率为10.9％，与普通a356.2合金实测的11.2％基本一致。

本实施例的铝合金经光谱实际测量成分为：0.1370(质量百分比，下同)fe，7.0110si，0.4705mg，0.1472ti，0.131mn，0.0162sr，余量为铝和杂质元素。

实施例二

一种mn微合金化高镁a356.2铝合金，采用以下方法制造而得：

按63.67kg配制为例。

先将57kga00等级纯al(成分：99.79al，0.12fe，0.05si，所有实施例中元素符号前的数字均表示质量百分比)熔化后依次加入4.50kg工业硅(99si，0.3fe)、0.85kgal-mn中间合金(89.73al，10.02mn，0.19fe，0.06si)、0.80kgal-ti(89.86al，9.92ti，0.15fe，0.10si)、0.31kg纯镁，待其熔化后加入精炼剂精炼(加入量为0.13kg)，精炼完毕后静置保温5～10min后扒渣，然后加入0.21kgal-sr(89.72al，10.0sr，0.19fe，0.06si)，再次通入ar精炼除气，静置保温3～5min后浇铸成锭；对浇铸成锭的合金进行t6处理(530℃～540℃×4～6h的固溶处理和150℃～160℃×4～6h的时效处理)；即获得mn微合金化的高镁a356.2合金。

本实施例的mn微合金化高镁a356.2铝合金的实测抗拉强度为为328.3mpa，比普通a356.2合金实测的302.4mpa提高了8.5％；mn微合金化高镁a356.2铝合金的实测屈服强度为为226.2mpa，比普通a356.2合金实测的204.5mpa提高了10.6％，mn微合金化高镁a356.2铝合金的实测延伸率为10.4％，与普通a356.2合金实测的10.8％基本一致。

本实施例的铝合金经光谱实际测量成分为：0.1350(质量百分比，下同)fe，6.950si，0.4655mg，0.1462ti，0.136mn，0.0172sr，余量为铝和杂质元素。

实施例三

一种mn微合金化高镁a356.2铝合金，采用以下方法制造而得：

按63.78kg配制为例。

先将57kga00等级纯al(成分：99.79al，0.12fe，0.05si，所有实施例中元素符号前的数字均表示质量百分比)熔化后依次加入4.50kg工业硅(99si，0.3fe)、0.86kgal-mn中间合金(89.73al，10.02mn，0.19fe，0.06si)、0.80kgal-ti(89.86al，9.92ti，0.15fe，0.10si)、0.31kg纯镁，待其熔化后加入精炼剂精炼(加入量为0.13kg)，精炼完毕后静置保温5～10min后扒渣，然后加入0.24kgal-sr(89.72al，10.0sr，0.19fe，0.06si)，再次通入ar精炼除气，静置保温3～5min后浇铸成锭；对浇铸成锭的合金进行t6处理(530℃～540℃×4～6h的固溶处理和150℃～160℃×4～6h的时效处理)；即获得mn微合金化的高镁a356.2合金。

本实施例的mn微合金化高镁a356.2铝合金的实测抗拉强度为为331.2mpa，比普通a356.2合金实测的305.4mpa提高了8.4％；mn微合金化高镁a356.2铝合金的实测屈服强度为为224.2mpa，比普通a356.2合金实测的201.5mpa提高了11.2％，mn微合金化高镁a356.2铝合金的实测延伸率为10.1％，与普通a356.2合金实测的10.5％基本一致。

本实施例的铝合金经光谱实际测量成分为：0.1370(质量百分比，下同)fe，7.023si，0.4735mg，0.1510ti，0.1370mn，0.0182sr，余量为铝和杂质元素。

以上仅列出了几个常见配比的铝合金的配比及制造方法，本领域的技术人员可以根据上述实例适当地调整各组份的配比并严格按上述步骤进行制造即可获得理想高性能mn微合金化高mga356.2合金。

本发明未涉及部分均与现有技术相同或可采用现有技术加以实现。