Al-RE-Y-Mg合金及其制备方法与流程

本发明属于工业用铝合金及其制造领域，涉及一种al-re-y-mg合金及其制备方法；尤其涉及一种适于压力/重力铸造的高强韧耐热压铸/高导热耐腐蚀的al-re-y-mg合金。

背景技术：

铝合金是以铝为基体的合金总称，具有密度小，强度较高的特点，具有优异的比强度。主要的合金体系有al-si系，al-cu系，al-mg系等。在交通，汽车，机械制造，航空航天领域有着广泛的应用。特别是耐热铝合金作为导线使用的铝合金则需要在保证良好的电导率和抗氧化能力的条件下，具有较好的耐热性，则有利于提高载流量降低损耗。使用在机械设备上的耐热铝合金，要求在相对较高的温度下保持良好的力学性能以及抗蠕变疲劳性能。在汽车工业上的应用，在服役过程中往往承受持续载荷和震动，这对零件的蠕变疲劳性能要求更高，所以具有特殊使用要求的铝合金的需求越来越高。

稀土一直是铝合金中用于细化和强化的元素，中国发明专利201910683881.4(一种高强度铝合金)公开的一种高强度al-zn-mg铝合金,如下百分含量的组分组成：5.3-5.7％zn、2.2-2.6％mg、1.3-1.8％cu、0.2-0.5％si、0.3-0.6％fe、0.2-0.4％mn、0.06-0.2％cr、0.06-0.15％ce/la、0.2-0.8％ag、余量为al。其中添加0.06～0.15wt％的la/ce稀土，可以显著促进稀土强化相和弥散强化相的形成，改善铝合金中的析出相弥散析出特征，从而显著提高铝合金的抗压强度以及屈服强度。但是添加la/ce稀土一般只是作为微合金化元素添加，不作为主元素添加，其添加量一般小于1wt％。中国发明专利zl201610127881.2(一种高强度、高韧性稀土铝合金材料及其制备方法)中公开的一种稀土铝合金中间料,如下百分含量的组分组成：2.0％-2.5％ce、2.0％-2.6％la、sc≤1.5％，余量为al。采用sc与la/ce稀土的混合，sc主要作用于al基体，热处理后形成al3sc纳米析出相，从而提升强度。目前仍存在以下问题，其中添加不超过1.5wt％的sc作为增加其强度和保持延伸率的方法，由于sc元素价格昂贵，不适用于工业生产和大批量使用；另一方面，这种稀土铝合金作为中间合金添加，不用来作为合金使用。

汽车轻量化中，使用最多的是铝硅合金，目前已经广泛用于生产发动机缸体和缸盖及轮毂等零件，代表的合金为a354、a356和a380。压铸对比于普通重力铸造，其冲型速度较快，生产率高，易于实现机械化和自动化，成型复杂的薄壁件。其次压铸件尺寸精度高，表面粗糙度小，后续的机加工较少或者不需要机加工。在汽车行业中，关键结构件90％以上使用的是适合压铸的a380合金。这是由于其良好的流动性和较优异的强韧性。但是al-si体系合金在200℃及以上时其力学性能，蠕变疲劳性能急速下降，无法满足正常的使用。以la/ce为主元素的al-re体系合金中，其主要相为al11re3相，其高温稳定性远高于si相，且同样具有优异的流动性。中国发明专利201910650876.3(一种近共晶型高强耐热al-ce系铝合金及制备方法)公开了一种近共晶型高强耐热al-ce系铝合金成分：ce5.00％～15.00％、fe0.01～5.00％、mg0.10％～1.20％、si0.05％～1.00％、cu0.001％～5.00％。其抗拉强度达到440mpa以上；在300℃时，所述铝合金的抗拉强度达到250mpa以上。目前仍存在以下问题：其使用的工艺是连铸连轧或者快速凝固。这种工艺生产成本较高，生产周期长，且不能生产大型件和复杂件。

国际发明专利wo2017/007908a1(可铸造高温ce-变质的铝合金)中提到的可铸造高温ce-变质的铝合金，公开了包含由ce或la组成x元素的铝合金，x含量5-30wt％，形成al11x3析出相，公开的成分包括al-8ce,al-10ce,al-12ce,其屈服强度都介于(6.2-8.5ksi或者43-59mpa)，延伸率>8％，al-6ce屈服强度28-40mpa，al-16ce屈服强度68-70mpa，延伸率仅为2.0-2.5％，al-12ce-0.4mg屈服强度76-79mpa,延伸率仅为2.5-6.0％，al-12ce-0.25zr屈服强度45mpa,al-12ce-1.3ti屈服强度43-47mpa，这些结果与其发表的论文结果相吻合(z.c.sims,d.weiss,s.k.mccall,etal.,cerium-based,intermetallic-strengthenedaluminumcastingalloy:high-volumeco-productdevelopment,jom68(7)(2016)1940-1947.)目前仍存在以下问题：ce与la混和形成的re和al产生的al11re3相形貌为板条状，尺寸比较粗，导致al-re合金力学性能很低，屈服强度不超过90mpa。re和al产生的al11re3相容易发生偏析，产生严重的偏聚现象，形成粗大的初生相，严重影响其性能，特别是延伸率，其中al-16ce的延伸率仅为2-2.5％。添加0.4wt％的mg之后提高屈服强度大约20mpa，但是其延伸率由8.5％降低至6.0％，同时如果添加过量的mg导致凝固区间迅速增大和熔体氧化，严重降低铸造性能。同时添加常规的细化剂zr和ti对屈服强度几乎没有提升。中国发明专利201910434413.3(一种高强韧非热处理强化压铸铝合金及其制备方法)中提到的高强韧非热处理强化压铸铝合金，公开了一种铝合金其成分含量re:7～10wt％，mg:0.05～0.5％，ti:0.05～0.1％。铸态下屈服强度大于150mpa，抗拉强度大于200mpa，延伸率大于10％。目前仍存在以下问题：re和al产生的al11re3相容易发生偏析，产生严重的偏聚现象，形成粗大的初生相，严重影响其性能。添加少量的mg对屈服强度的提升介于固溶强化和析出强化之间，即5-20mpa之间。轻合金的经典书籍给出的mg固溶强化对屈服强度的贡献约5-15mpa(i.j.polmear,lightalloys:fromtraditionalalloystonanocrystals,4thedition,butterworth-heinemann,2006,421.第32页)。而对比其给出的实例2(成分al-4ce-4la-0.25mg-0.1ti，屈服强度165mpa)和实例5(成分al-4ce-4la-0.5mg-0.1ti，屈服强度170mpa)，添加mg对屈服强度提升也仅有5mpa。单独添加ti元素不容易形成al3ti作为非均质型核，通过细化对屈服性能的提升不明显。对比其给出的实例1(成分al-8ce-0.25mg-0.1ti，屈服强度174mpa)和实例5(成分al-5ce-5la-0.1mg-0.1ti，屈服强度190mpa)，可以发现添加额外1％re稀土对屈服强度的贡献约10mpa(考虑实例1性能包含了mg对屈服强度的贡献)。进一步对比实例2(成分al-4ce-4la-0.25mg-0.1ti，屈服强度165mpa)和实例4(成分al-7la-0.05mg-0.1ti，屈服强度150mpa)，发现添加ti元素对屈服强度的提升几乎为0，考虑其强度差别15mpa主要由1％re贡献的10mpa和0.2％mg贡献的5mpa。因此，添加0-0.5％mg元素对屈服强度的贡献约5-20mpa，添加ti对强度贡献不明显，不足5mpa。

因此迫切需要开发一种高强韧耐热压铸铝合金；尤其是适于压力铸造的高强韧耐热压铸铝合金。

中国发明专利201910720696.8(一种高强铝合金阳极氧化电解液及高强铝合金阳极氧化膜的制备方法和高强铝合金工件)公开了一种高强铝合金阳极氧化膜制备方法，利用0.1～0.2mol/l的植酸进行阳极氧化的方法提高其耐腐蚀性能。目前仍存在如下问题：首先，阳极覆膜需要采用腐蚀性液体，不利于绿色环保；其次，生成的膜易于破损，其耐腐蚀能力大大降低。中国发明专利201910378236.1(一种中强耐蚀铝合金板材制备方法)公开了一种al-mg-mn-cr耐腐蚀铝合金，其成分为mg的含量是4.0％-5.0％，mn的含量是0.3％－1.0％，cr的含量是0-0.3％，zr的含量是0-0.4％，fe的含量是0-0.35％。目前仍存在以下问题：al-mg合金铸造性能差，容易在重力铸造过程中产生缺陷；其次这种合金需要后续的热轧多道次，能量消耗巨大，且不能生产大型件，复杂件。中国发明专利zl201910650876.3(一种近共晶型高强耐热al-ce系铝合金及制备方法)公开了一种近共晶型高强耐热al-ce系铝合金成分：ce5.00％～15.00％、fe0.01～5.00％、mg0.10％～1.20％、si0.05％～1.00％、cu0.001％～5.00％。其抗拉强度达到440mpa以上；在300℃时，所述铝合金的抗拉强度达到250mpa以上。目前仍存在以下问题：该专利采用连铸连扎工艺方法，生产成本高，生产周期长。

因此还迫切需要开发一种适于重力铸造的高导热耐腐蚀铝合金。

技术实现要素：

本发明为了解决现有铸造稀土铝合金因强韧性、耐热性不足而无法达到工业需要(如a380等铸造铝合金)的性能，导致其应用受到极大限制的难题，提供一种al-re-y-mg合金及其制备方法，该合金经压力铸造后，合金的室温抗拉强度达260mpa，延伸率达11％；250℃下高温拉伸抗拉强度达130mpa，延伸率19％；该合金经重力铸造后，室温抗拉强度达145mpa，延伸率达14％；导热系数达178w/(m·k)。

为了解决上述技术问题，本发明采用下述技术方案：

本发明提供了一种al-re-y-mg合金，由按质量百分比计的如下元素组成：4～10％re、0.3～4％y、0.2～0.4％mg，余量为al元素和不可避免杂质元素。

进一步的，由按质量百分比计的如下元素组成：8～10％re、0.1～3％y、0.2～0.4％mg，余量为al元素和不可避免杂质元素。

进一步的，所述re为ce和la中的一种或两种的组合。

与现有技术相比，本发明提供适用于压力/重力铸造的al-re-y-mg合金的创新思想之一为：合金采用y元素与la/ce元素混合，y与la/ce同为廉价的稀土元素，一方面y元素与la/ce元素混合可以很好地细化晶粒，同时可以改变al11re3相的形貌，使其从半条状变为纤维状，改善单纯的al-la/ce合金中al11re3相的偏析，组织更加均匀，性能更优。另一方面混合添加克服了在re含量高于8％时产生初生al11re3相，大大提升了合金的延伸率和强度，同时扩大了稀土含量的添加范围。如采用sc与la/ce稀土的混合，sc细化al11re3相效果非常有限。并且，sc的价格昂贵，不适合大量添加；而y细化al11re3相效果显著，y与la/ce的作用机理与sc的作用机理完全不同。

本发明提供适用于压力/重力铸造的的al-re-y-mg合金的创新思想之二为：本发明首次发现稀土元素与y的混合添加增加强化相的数量，使得高耐热的al11re3相含量更多，更细，分布更加均匀，更能发挥出其高耐热的作用。添加zr同样可以细化al11re3相，但是zr的添加量不能超过0.3wt.％，否则会产生初生al3zr相。但添加y含量可与la/ce混合配比，不会产生相应的初生相，将re含量由8％提高到14％(re+y)，大大提高了强化相含量，同时不影响其流动性和铸造性能。

本发明提供适用于压力/重力铸造的的al-re-y-mg合金的创新思想之三为：一方面re元素和y元素在铝中没有溶解度，全部生成金属间化合物，纯铝和稀土金属间化合物均具有较好的导热性能，保证了铝合金的高导热性能。另一方面，通过re与y元素的混合，细化了金属件化合物，使得铝基体得以连通，也提高了其导热性能。

本发明提供适用于压力/重力铸造的的al-re-y-mg合金的创新思想之四为：添加适量的mg元素，在合金中实现固溶强化和可能的析出强化的效果，且拥有细晶强化的作用，进一步提高合金的强度。添加适量的mg元素同样不会影响流动性和铸造性能，也不会影响合金的延伸率。

本发明还提供了一种al-re-y-mg合金的制备方法，所述方法包括下述步骤：

s1、按所述al-re-y-mg合金成分及化学计量比，计算所需铝锭、镁锭、al-re中间合和al-y中间合金的用量；

s2、待铝锭全部熔化后，升温至740～760℃，将al-re中间合金和al-y中间合金加入，并保持温度恒定在740～760℃，搅拌直至全部熔化；

s3、待中间合金全部熔化后，降温至700～710℃，将镁锭加入，并保持温度恒定在700～710℃，搅拌直至全部熔化，并保温25～35分钟；

s4、加入精炼剂进行精炼后，将炉温升至745～755℃保温静置10～20分钟促进夹杂沉降，得到铝合金熔体；

s5、将所述铝合金熔体降温至700～740℃之间，撇去表面浮渣，通过压铸机将熔体压铸入或通过重力铸造将熔体浇铸入已预热至180～250℃的模具中，得到所述al-re-y-mg合金。

步骤s1中，将铝锭、镁锭、al-re中间合和al-y中间合金均去除氧化层并烘干预热至190～210℃；再计算所需用量。所述铝锭采用工业纯铝锭，镁锭采用工业纯镁锭。

步骤s2中，将占坩埚高度22～28％的铝锭在715～725℃下熔化成熔池后，加入剩余铝锭。al-re和al-y中间合金分2～4次加入。

步骤s4中，采用压力铸造的方案时，压力铸造前40～60分钟，待所述合金全部熔化，加入精炼剂进行精炼，将炉温升温至750℃保温静置10～20分钟促进夹杂沉降，得到铝合金熔体；

进一步的，步骤s1中，所述al-re中间合金为al-20ce、al-20la中的一种或两种，al-y中间合金为al-10y。

进一步的，步骤s4中，所述精炼剂组分按质量百分比为：55％kcl、30％nacl、15％bacl2。

进一步的，步骤s4中，所述精炼剂的添加量为原料总重量的1.0～2.5％。

进一步的，步骤s4中，所述精炼的温度为720～750℃，精炼处理的搅拌时间为10～15min。

进一步的，步骤s5中，压铸温度为700～740℃；浇铸温度为710～740℃。

进一步的，步骤s5中，压铸速度为1～8m/s。

本发明提供的适于压力/重力铸造的al-re-y-mg合金的制备方法的优点在于：(1)re和y均以中间合金的形式加入，没有易烧损元素，成分控制容易，熔炼工艺简单易控制；(2)精炼处理采用不含mgcl2的专用精炼剂，进一步降低了精炼过程中稀土y的烧损；(3)不需要后续的热处理，简化了工艺，同时提高了能量利用率和生产效率。(4)ce，la和y均属于廉价的稀土元素，适宜大批量生产，满足工业需求。

与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：

1)本发明的al-re-y-mg合金，压力铸造得到高耐热合金，室温抗拉强度达260mpa，延伸率11％；250℃保温200小时后，其高温拉伸抗拉强度达130mpa，延伸率19％，常温强度和高温强度均优异；

2)本发明的al-re-y-mg合金，重力铸造得到高导热耐腐蚀合金，室温抗拉强度达145mpa，延伸率14％，导热系数178w/(m·k)，综合性能优异；

3)本发明所提供的制备方法具有工艺简单、效率高、适合规模化生产等优点，满足航空航天、军工、汽车等行业对轻量化发展的高端需求。

附图说明

通过阅读参照以下附图对非限制性实施例所作的详细描述，本发明的其它特征、目的和优点将会变得更明显：

图1为实施例3中压力铸造得到的高强韧耐热压铸al-re-y-mg合金金相组织图；

图2为实施例3中重力铸造得到高导热耐腐蚀al-re-y-mg合金金相组织图；

图3为对比例2中压力铸造得到合金金相组织图。

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进。这些都属于本发明的保护范围。

实施例1

一种al-re-y-mg合金的重量百分比为：按理论配比，10wt％ce，4wt％y，0.3wt％mg，其余为al元素和不可避免杂质元素。

其制备方法是：(1)适当考虑烧损后，按上述al-re-y-mg合金成分及化学计量比，计算所需原料的用量；将工业纯铝锭、工业纯镁锭和al-20ce和al-10y中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃；按合金的成分及化学计量比，计算所需原料的用量；(2)将占坩埚高度25％的工业纯铝锭在720℃下熔化成熔池后，加入剩余铝锭；(3)待铝锭全部熔化后，升温至750℃，将al-20ce和al-10y中间合金分2～4次加入，并保持温度恒定在750℃，进行搅拌直至全部熔化，(4)待中间合金全部熔化后，降温至700℃，将工业纯镁锭加入熔体，并保持温度恒定在700℃，进行搅拌直至全部熔化，并保温30分钟；(5)压力铸造或重力铸造前40-60分钟，待所述中间合金全部熔化，加入原料重量1％的精炼剂进行精炼，精炼的温度730℃，精炼处理的搅拌时间10min，精炼剂组分按质量百分比为：55％kcl、30％nacl、15％bacl2，将炉温升温至750℃保温静置10分钟促进夹杂沉降，得到铝合金熔体；(6)将所述铝合金熔体降温至720℃，撇去表面浮渣，通过压铸机将熔体压入已预热至180℃的金属型模具中，压铸速度为4m/s得到所述高强韧耐热压铸al-re-y-mg合金；或是通过重力铸造将熔体浇入已预热至250℃的金属型模具中，得到所述重力铸造高导热耐腐蚀al-re-y-mg合金。

将制得的压力铸造高强韧耐热al-re-y-mg合金分别进行a.室温拉伸测试；

b.250℃、200小时热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试。本实例中高强韧耐热al-re-y-mg合金室温抗拉强度为269mpa，屈服强度168mpa，延伸率7.5％；250℃下高温拉伸抗拉强度为145mpa，延伸率15％。

将制得的重力铸造高导热耐腐蚀al-re-y-mg合金分别进行a.室温拉伸测试；b.室温导热系数测试。本实例中重力铸造高导热耐腐蚀al-re-y-mg合金室温抗拉强度为160mpa，屈服强度88mpa，延伸率11.0％；导热系数160w/(m·k)。

实施例2

一种al-re-y-mg合金的重量百分比为：按理论配比，4wt％la，0.3wt％y，0.2wt％mg，其余为al元素和不可避免杂质元素。

其制备方法是(1)适当考虑烧损后，按上述al-re-y合金成分及化学计量比，计算所需原料的用量；将工业纯铝锭、工业纯镁锭和al-20la和al-10y中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃；按合金的成分及化学计量比，计算所需原料的用量；(2)将占坩埚高度25％的工业纯铝锭在720℃下熔化成熔池后，加入剩余铝锭；(3)待铝锭全部熔化后，升温至750℃，将al-20la和al-10y中间合金分2～4次加入，并保持温度恒定在750℃，进行搅拌直至全部熔化，(4)待中间合金全部熔化后，降温至700℃，将工业纯镁锭加入熔体，并保持温度恒定在700℃，进行搅拌直至全部熔化，并保温30分钟；(5)压力/重力铸造前40-60分钟，待所述中间合金全部熔化，加入原料重量2％的精炼剂进行精炼，精炼的温度750℃，精炼处理的搅拌时间15min，精炼剂组分按质量百分比为：55％kcl、30％nacl、15％bacl2，将炉温升温至750℃保温静置10分钟促进夹杂沉降，得到铝合金熔体；(6)将所述铝合金熔体降温至740℃，撇去表面浮渣，通过压铸机将熔体压入已预热至200℃的金属型模具中，压铸速度为2m/s得到所述高强韧耐热压铸al-re-y-mg合金；或是通过重力铸造将熔体浇入已预热至200℃的金属型模具中，得到所述重力铸造高导热耐腐蚀al-re-y-mg合金。

将制得的压力铸造高强韧耐热al-re-y-mg合金分别进行a.室温拉伸测试；b.250℃、200小时热暴露处理后在250℃进行高温拉伸性能测试。本实例中高强韧耐热al-re-y-mg合金室温抗拉强度为230mpa，屈服强度130mpa，延伸率18.2％；250℃下高温拉伸抗拉强度为90mpa，延伸率25％。

将制得的重力铸造高导热耐腐蚀al-re-y-mg合金分别进行a.室温拉伸测试；b.室温导热系数测试。本实例中重力铸造高导热耐腐蚀al-re-y-mg合金室温抗拉强度为130mpa，屈服强度73mpa，延伸率19.0％；导热系数195w/(m·k)。

实施例3

一种al-re-y-mg合金的重量百分比为：按理论配比，5wt％la，3wt％ce，3wt％y，0.4wt％mg，其余为al元素和不可避免杂质元素。

其制备方法是(1)适当考虑烧损后，按上述al-re-y合金成分及化学计量比，计算所需原料的用量；将工业纯铝锭、工业纯镁锭和al-20la和al-20ce和al-10y中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃；按合金的成分及化学计量比，计算所需原料的用量；(2)将占坩埚高度25％的工业纯铝锭在720℃下熔化成熔池后，加入剩余铝锭；(3)待铝锭全部熔化后，升温至750℃，将al-20la和al-20ce和al-10y中间合金分2～4次加入，并保持温度恒定在750℃，进行搅拌直至全部熔化，(4)待中间合金全部熔化后，降温至700℃，将工业纯镁锭加入熔体，并保持温度恒定在700℃，进行搅拌直至全部熔化，并保温30分钟；(5)压力/重力铸造前40-60分钟，待所述中间合金全部熔化，加入原料重量1.5％的精炼剂进行精炼，精炼的温度740℃，精炼处理的搅拌时间12min，精炼剂组分按质量百分比为：55％kcl、30％nacl、15％bacl2，将炉温升温至750℃保温静置10分钟促进夹杂沉降，得到铝合金熔体；(6)将所述铝合金熔体降温至720℃，撇去表面浮渣，通过压铸机将熔体压入已预热至250℃的金属型模具中，压铸速度为1m/s得到所述高强韧耐热压铸al-re-y-mg合金；或是通过重力铸造将熔体浇入已预热至250℃的金属型模具中，得到所述重力铸造高导热耐腐蚀al-re-y-mg合金。

将制得的压力铸造高强韧耐热al-re-y-mg合金分别进行a.室温拉伸测试；b.250℃、200小时热暴露处理后在250℃进行高温拉伸性能测试。本实例中高强韧耐热al-re-y-mg合金室温抗拉强度为260mpa，屈服强度145mpa，延伸率11％；250℃下高温拉伸抗拉强度为130mpa，延伸率19％。该合金的金相组织图如图1所示，由图1可知，组织中共晶al11re3相分布均匀且细小，几乎没有初生al11re3相，这使得合金具有较好的耐热性能和强度。在晶相中存在蔷薇状纯铝枝晶，为合金提供了高韧性。

将制得的重力铸造高导热耐腐蚀al-re-y-mg合金分别进行a.室温拉伸测试；b.室温导热系数测试。本实例中重力铸造高导热耐腐蚀al-re-y-mg合金室温抗拉强度为145mpa，屈服强度85mpa，延伸率14.0％；导热系数178w/(m·k)。该合金的金相组织图如图2所示，由图2可知，组织中几乎没有初生al11re3相，铝枝晶为树枝状。共晶组织中al11re3相分布均匀，且具有一定的树枝状特性。这使得合金中的al相互连接，导热性能优异，且延伸率好。

实施例4

一种al-re-y-mg合金的重量百分比为：按理论配比，8wt％la，1wt％ce，2wt％y，0.2wt％mg，其余为al元素和不可避免杂质元素。

其制备方法是(1)适当考虑烧损后，按上述al-re-y合金成分及化学计量比，计算所需原料的用量；将工业纯铝锭、工业纯镁锭和al-20la和al-20ce和al-10y中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃；按合金的成分及化学计量比，计算所需原料的用量；(2)将占坩埚高度25％的工业纯铝锭在720℃下熔化成熔池后，加入剩余铝锭；(3)待铝锭全部熔化后，升温至750℃，将al-20la和al-20ce和al-10y中间合金分2～4次加入，并保持温度恒定在750℃，进行搅拌直至全部熔化，(4)待中间合金全部熔化后，降温至700℃，将工业纯镁锭加入熔体，并保持温度恒定在700℃，进行搅拌直至全部熔化，并保温30分钟；(5)压力/重力铸造前40-60分钟，待所述中间合金全部熔化，加入原料重量2.5％的精炼剂进行精炼，精炼的温度750℃，精炼处理的搅拌时间10min，精炼剂组分按质量百分比为：55％kcl、30％nacl、15％bacl2，将炉温升温至750℃保温静置10分钟促进夹杂沉降，得到铝合金熔体；(6)将所述铝合金熔体降温至720℃，撇去表面浮渣，通过压铸机将熔体压入已预热至240℃的金属型模具中，压铸速度为5m/s得到所述高强韧耐热压铸al-re-y-mg合金；或是通过重力铸造将熔体浇入已预热至240℃的金属型模具中，得到所述重力铸造高导热耐腐蚀al-re-y-mg合金。

将制得的压力铸造高强韧耐热al-re-y-mg合金分别进行a.室温拉伸测试；b.250℃、200小时热暴露处理后在250℃进行高温拉伸性能测试。本实例中高强韧耐热al-re-y-mg合金室温抗拉强度为240mpa，屈服强度135mpa，延伸率12％；250℃下高温拉伸抗拉强度为125mpa，延伸率18％。

将制得的重力铸造高导热耐腐蚀al-re-y-mg合金分别进行a.室温拉伸测试；b.室温导热系数测试。本实例中重力铸造高导热耐腐蚀al-re-y-mg合金室温抗拉强度为135mpa，屈服强度78mpa，延伸率16.0％；导热系数181w/(m·k)。

实施例5

一种al-re-y-mg合金的重量百分比为：按理论配比，10wt％la，1wt％y，0.3wt％mg，其余为al元素和不可避免杂质元素。

其制备方法是(1)适当考虑烧损后，按上述al-re-y合金成分及化学计量比，计算所需原料的用量；将工业纯铝锭、工业纯镁锭和al-20la和al-10y中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃；按合金的成分及化学计量比，计算所需原料的用量；(2)将占坩埚高度25％的工业纯铝锭在720℃下熔化成熔池后，加入剩余铝锭；(3)待铝锭全部熔化后，升温至750℃，将al-20la和al-10y中间合金分2～4次加入，并保持温度恒定在750℃，进行搅拌直至全部熔化，(4)待中间合金全部熔化后，降温至700℃，将工业纯镁锭加入熔体，并保持温度恒定在700℃，进行搅拌直至全部熔化，并保温30分钟；(5)压力/重力铸造前40-60分钟，待所述中间合金全部熔化，加入原料重量1％的精炼剂进行精炼，精炼的温度720℃，精炼处理的搅拌时间10min，精炼剂组分按质量百分比为：55％kcl、30％nacl、15％bacl2，将炉温升温至750℃保温静置10分钟促进夹杂沉降，得到铝合金熔体；(6)将所述铝合金熔体降温至740℃，撇去表面浮渣，通过压铸机将熔体压入已预热至250℃的金属型模具中，压铸速度为8m/s得到所述高强韧耐热压铸al-re-y-mg合金；或是通过重力铸造将熔体浇入已预热至250℃的金属型模具中，得到所述重力铸造高导热耐腐蚀al-re-y-mg合金。

将制得的压力铸造高强韧耐热al-re-y-mg合金分别进行a.室温拉伸测试；b.250℃、200小时热暴露处理后在250℃进行高温拉伸性能测试。本实例中高强韧耐热al-re-y-mg合金室温抗拉强度为265mpa，屈服强度141mpa，延伸率9.2％；250℃下高温拉伸抗拉强度为128mpa，延伸率16％。

将制得的重力铸造高导热耐腐蚀al-re-y-mg合金分别进行a.室温拉伸测试；b.室温导热系数测试。本实例中重力铸造高导热耐腐蚀al-re-y-mg合金室温抗拉强度为138mpa，屈服强度80mpa，延伸率15.0％；导热系数180w/(m·k)。

对比例1

本对比例提供一种合金，重量百分比为：按理论配比，4wt％la，0.3wt％ti，0.2wt％mg，其余为al元素和不可避免杂质元素。其组分与制备与实施例2基本相同，不同之处仅在于：本对比例中添加0.3wt％ti代替实施例2中添加的0.3wt％y。

将制得的压力铸造合金分别进行a.室温拉伸测试；b.250℃、200小时热暴露处理后在250℃进行高温拉伸性能测试。本对比例中合金室温抗拉强度为150mpa，屈服强度105mpa，延伸率10.9％；250℃下高温拉伸抗拉强度为62mpa，延伸率20％。

将制得的重力铸造合金分别进行a.室温拉伸测试；b.室温导热系数测试。本对比例中合金室温抗拉强度为110mpa，屈服强度59mpa，延伸率17.0％；导热系数150w/(m·k)。

对比例2

对比例提供一种合金，重量百分比为：按理论配比，5wt％la，3wt％ce、0.2wt％ti，0.4wt％mg，其余为al元素和不可避免杂质元素。其组分与制备与实施例3基本相同，不同之处仅在于：本对比例中添加0.2wt％ti代替实施例3中添加的3wt％y。

将制得的压力铸造合金分别进行a.室温拉伸测试；b.250℃、200小时热暴露处理后在250℃进行高温拉伸性能测试。本对比例中合金室温抗拉强度为190mpa，屈服强度125mpa，延伸率10％；250℃下高温拉伸抗拉强度为70mpa，延伸率18％。

该合金的金相组织图如图3所示，组织中存在初生al11re3相，共晶相偏析较为严重而且为板条状，影响合金的性能。

以上对本发明的具体实施例进行了详细说明描述。需要理解的是，本发明并不局限于上述特定实施方式，本领域技术人员可以在权利要求的范围内做出各种变形或修改，这并不影响本发明的实质内容。