一种铝合金变质处理方法与流程

本发明属于铝合金技术领域，涉及一种铝合金的变质处理方法。

背景技术：

铸造Al-Si合金具有优良的铸造性能及力学性能，由于其铸造流动性好、强度较高及良好的机械加工特性等，使Al-Si合金在航空航天、船舶及汽车等领域均有广泛的应用。随着汽车、航空等领域的进一步发展，现有的Al-Si合金铸件将难以满足其发展要求，为了拓宽Al-Si合金的应用范围，可以通过细化变质处理方式获得细小、均匀分布的等轴初生铝相，从而提高Al-Si合金的性能。

稀土元素可以在长大的晶粒界面上选择性地吸附，阻碍晶粒的生长，结果导致晶粒细化，有变质的作用。研究发现，稀土La、Ce、Sc、Er等均能不同程度地改善A356合金(Al-7Si-0.6Mg)的枝晶组织及共晶硅形貌，细化晶粒，提高合金的力学性能。但是，La、Ce、Er的细化效果有限，Sc价格昂贵，无法满足工业应用。Er可在铝合金中形成Al₃Er强化相，改善合金组织和综合性能。Zr对铝合金的耐蚀性能及变形组织的稳定性有明显改善，合金的综合性能提高，此外，添加Zr有利于细化合金晶粒。所以，通过同时添加Zr、Er元素可以达到改善A356铝合金组织、细化晶粒，从而提高合金的强度和韧性的效果。

技术实现要素：

本发明的目的是在满足铝合金化学要求的前提下，提高铝合金组织和力学性能，提出一种有效的稳定的铝合金变质处理方法。

根据本发明的第一个方面，本发明提供了一种铝合金变质处理方法，其步骤为：

1)将石墨坩埚置于SG₂-7.5-12型电阻坩埚炉，预热至500℃；

2)将铝合金原材料放入石墨坩埚中，升温至750℃使原料完全熔化，所述铝合金原材料为Al-7Si-0.6Mg的A356铝合金；

3)步骤2)中熔体降至720℃～750℃，向熔体中加入Al-10Zr中间合金和Al-12Er中间合金；

4)用石墨棒均匀的搅拌1min，保温4～6min，使各元素均匀分布；

5)熔体温度降至700℃～720℃用钟罩压入熔体质量的0.20％的六氰乙烷进行除气除渣，静置10min，扒渣、过滤；

6)浇注到预热至220℃的模具中，制成金相试样。

根据本发明的另一个方面，步骤3)中Al-10Zr中间合金最终加入重量为Zr含量达到炉内铝熔体总重量的0.10-0.20％，优选0.20％。

根据本发明的又一个方面，步骤3)中Al-12Er中间合金最终加入重量为Er含量达到炉内铝熔体总重量的0.20-0.40％，优选0.40％；

本发明中的Zr、Er混合稀土是A356合金(Al-7Si-0.6Mg)的一种长效变质剂，既细化了共晶硅，也对初生铝起到一定细化作用，合金的性能得到提高。本发明利用Zr、Er混合稀土开发新型铝合金变质剂，所开发的变质剂能细化铸造铝合金，成本较低，可应用于铝铸件的批量生产。

本发明提供的A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)变质方法所产生的晶粒更细小、均匀；高倍组织枝晶明显，枝晶间距小，组织分布均匀。有效解决了A356(Al-7Si-0.6Mg)铸造铝合金晶粒粗大、不均匀的问题，晶粒度得到明显改善。

附图说明

图1是未细化变质的铝合金微观组织示意图。

图2是本发明实施例1所制备合金的微观组织示意图。

图3是本发明实施例2所制备合金的微观组织示意图。

图4是本发明实施例3所制备合金的微观组织示意图。

图5是本发明实施例4所制备合金的微观组织示意图。

图6是本发明实施例5所制备合金的微观组织示意图。

图7是本发明实施例6所制备合金的微观组织示意图。

具体实施方式

为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚明了，下面结合具体实施方式，对本发明进一步详细说明。应该理解，这些描述只是示例性的，而并非要限制本发明的范围。

本发明所用A356(Al-7Si-0.6Mg)铸造铝合金，各元素含量为:Si 7.0％～7.5％，Mg 0.3％～0.4％，Fe 0.1％～0.2％，Ti 0.12％～0.15％，余量为Al。

实施例1

将A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)置于内部清理干净并预热至500℃的石墨坩埚中，置于SG2-7.5-12型电阻炉内升温至750℃熔化，待A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)全部熔化后，温度为720℃～750℃时用钟罩压入Al-12Er中间合金，使得Er含量达到0.20％。用石墨棒均匀的搅拌1min，保温4～6min，使各元素均匀分布，待熔体温度降至700℃～720℃用钟罩压入熔体质量的0.10％的六氰乙烷进行除气除渣，静置10min，扒渣、过滤，浇注到预热至220℃的金属模具中，制成金相试样，观察金相组织。

实施例1中0.20％Er含量的A356合金(Al-7Si-0.6Mg)凝固组织中，初生铝相细化，二次枝晶臂间距减小，平均尺寸为26.5μm(见图2)。

与实施例1中原料和处理工序相同，采取未添加Al-12Er中间合金细化剂的A356合金(Al-7Si-0.6Mg)凝固组织中，初生铝枝晶为粗大的树枝状，有明显的二次枝晶臂(见图1)。

按国家标准规定加工3根金属型拉伸试样棒，室温拉伸力学性能测试在WDW电子万能材料实验机上进行，拉伸速率为1mm/min，力学性能取平均值，此时，经Al-12Er中间合金变质处理的A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)的抗拉强度为158.1MPa、伸长率为5.8％，较未变质处理的A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)的抗拉强度为147.3Mpa、伸长率为4.7％，分别提高7.3％、23.4％。

实施例2

将A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)置于内部清理干净并预热至500℃的石墨坩埚中，置于SG2-7.5-12型电阻炉内升温至750℃熔化，待A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)全部熔化后，温度为720℃～750℃时用钟罩压入Al-12Er中间合金，使得Er含量达到0.40％。用石墨棒均匀的搅拌1min，保温4～6min，使各元素均匀分布，待熔体温度降至700℃～720℃用钟罩压入熔体质量的0.10％的六氰乙烷进行除气除渣，静置10min，扒渣、过滤，浇注到预热至220℃的金属模具中，制成金相试样，观察金相组织。未添加细化剂的A356合金(Al-7Si-0.6Mg)凝固组织中，初生铝枝晶为粗大的树枝状，有明显的二次枝晶臂。添加0.40％Er含量的A356合金(Al-7Si-0.6Mg)凝固组织中，初生铝相细化，二次枝晶臂间距减小，平均尺寸为17.5μm(见图3)。

按国家标准规定加工3根金属型拉伸试样棒，室温拉伸力学性能测试在WDW电子万能材料实验机上进行，拉伸速率为1mm/min，力学性能取平均值，此时，经Al-12Er中间合金变质处理的A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)的抗拉强度为169.5MPa、伸长率为6.1％，较未变质处理的A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)的抗拉强度为147.3Mpa、伸长率为4.7％，分别提高15.1％、29.8％。

实施例3

将A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)置于内部清理干净并预热至500℃的石墨坩埚中，置于SG2-7.5-12型电阻炉内升温至750℃熔化，待A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)全部熔化后，温度为720℃～750℃时用钟罩压入Al-10Zr中间合金，使得Zr含量达到0.10％。用石墨棒均匀的搅拌1min，保温4～6min，使各元素均匀分布，待熔体温度降至700℃～720℃用钟罩压入熔体质量的0.10％的六氰乙烷进行除气除渣，静置10min，扒渣、过滤，浇注到预热至220℃的金属模具中，制成金相试样，观察金相组织。未添加细化剂的A356合金(Al-7Si-0.6Mg)凝固组织中,初生铝枝晶为粗大的树枝状,有明显的二次枝晶臂。添加0.10％Zr含量的A356合金(Al-7Si-0.6Mg)凝固组织中，初生铝相细化，二次枝晶臂间距减小，平均尺寸为19.3μm(见图4)。

按国家标准规定加工3根金属型拉伸试样棒，室温拉伸力学性能测试在WDW电子万能材料实验机上进行，拉伸速率为1mm/min，力学性能取平均值，此时，经Al-10Zr中间合金变质处理的A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)的抗拉强度为160MPa、伸长率为5.6％，较未变质处理的A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)的抗拉强度为147.3Mpa、伸长率为4.7％，分别提高8.6％、19.1％。

实施例4

将A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)置于内部清理干净并预热至500℃的石墨坩埚中，置于SG2-7.5-12型电阻炉内升温至750℃熔化，待A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)全部熔化后，温度为720℃～750℃时用钟罩压入Al-10Zr、Al-12Er中间合金，使得Zr含量达到0.10％、Er含量达到0.40％。用石墨棒均匀的搅拌1min，保温4～6min，使各元素均匀分布，待熔体温度降至700℃～720℃用钟罩压入熔体质量的0.10％的六氰乙烷进行除气除渣，静置10min，扒渣、过滤，浇注到预热至220℃的金属模具中，制成金相试样，观察金相组织。与未添加细化剂的A356合金(Al-7Si-0.6Mg)组织相比，添加0.1％Zr+0.40％Er的A356合金(Al-7Si-0.6Mg)凝固组织中，初生相细化更加明显，二次枝晶臂间距显著减小，平均尺寸为9.8μm(见图5)。

按国家标准规定加工3根金属型拉伸试样棒，室温拉伸力学性能测试在WDW电子万能材料实验机上进行，拉伸速率为1mm/min，力学性能取平均值，此时，经Al-10Zr中间合金、Al-12Er中间合金变质处理的A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)的抗拉强度为209MPa、伸长率为5.8％，较未变质处理的A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)的抗拉强度为147.3Mpa、伸长率为4.7％，分别提高41.9％、23.4％。

实施例5

将A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)置于内部清理干净并预热至500℃的石墨坩埚中，置于SG2-7.5-12型电阻炉内升温至750℃熔化，待A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)全部熔化后，温度为720℃～750℃时用钟罩压入Al-10Zr、Al-12Er中间合金，使得Zr含量达到0.20％、Er含量达到0.40％。用石墨棒均匀的搅拌1min，保温4～6min，使各元素均匀分布，待熔体温度降至700℃～720℃用钟罩压入熔体质量的0.10％的六氰乙烷进行除气除渣，静置10min，扒渣、过滤，浇注到预热至220℃的金属模具中，制成金相试样，观察金相组织。与未添加细化剂的A356合金(Al-7Si-0.6Mg)组织相比，添加0.2％Zr+0.40％Er的A356合金(Al-7Si-0.6Mg)凝固组织中，初生相细化更加明显，二次枝晶臂间距减小十分显著，平均尺寸为7.3μm(见图6)。

按国家标准规定加工3根金属型拉伸试样棒，室温拉伸力学性能测试在WDW电子万能材料实验机上进行，拉伸速率为1mm/min，力学性能取平均值，此时，经Al-10Zr中间合金、Al-12Er中间合金变质处理的A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)的抗拉强度为225MPa、伸长率为6.4％，较未变质处理的A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)的抗拉强度为147.3Mpa、伸长率为4.7％，分别提高52.8％、36.2％。

实施例6

将A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)置于内部清理干净并预热至500℃的石墨坩埚中，置于SG2-7.5-12型电阻炉内升温至750℃熔化，待A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)全部熔化后，温度为720℃～750℃时用钟罩压入Al-10Zr、Al-12Er中间合金，使得Zr含量达到0.30％、Er含量达到0.40％。用石墨棒均匀的搅拌1min，保温4～6min，使各元素均匀分布，待熔体温度降至700℃～720℃用钟罩压入熔体质量的0.10％的六氰乙烷进行除气除渣，静置10min，扒渣、过滤，浇注到预热至220℃的金属模具中，制成金相试样，观察金相组织。与未添加细化剂的A356合金(Al-7Si-0.6Mg)组织相比，添加0.3％Zr+0.40％Er的A356合金(Al-7Si-0.6Mg)凝固组织中，初生相细化更加明显，二次枝晶臂间距减小十分显著，平均尺寸为7.7μm(见图7)。

按国家标准规定加工3根金属型拉伸试样棒，室温拉伸力学性能测试在WDW电子万能材料实验机上进行，拉伸速率为1mm/min，力学性能取平均值，此时，经Al-10Zr中间合金、Al-12Er中间合金变质处理的A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)的抗拉强度为219MPa、伸长率为6.6％，较未变质处理的A356铝合金(Al-7Si-0.6Mg)的抗拉强度为147.3Mpa、伸长率为4.7％，分别提高48.7％、40.4％。

由实施例1～6可以看出，与原始的A356合金合相比，添加0.4％Er的A356合金，晶粒细化，抗拉强度和延伸率都有所提高，但添加0.2％Zr+0.40％Er变质剂的A356合金(Al-7Si-0.6Mg)中，晶粒细化效果更为显著，合金的抗拉强度和伸长率提高幅度较大，分别达到52.8％、36.2％。

尽管已经详细描述了本发明的实施方式，但是应该理解的是，在不偏离本发明的精神和范围的情况下，可以对本发明的实施方式做出各种改变、替换和变更。