CN108300884A

CN108300884A - 一种亚共晶Al-Mg2Si合金的变质及细化方法

Info

Publication number: CN108300884A
Application number: CN201810037556.6A
Authority: CN
Inventors: 武晓峰; 伍复发; 赵荣达; 张广安
Original assignee: Liaoning University of Technology
Current assignee: Qingdao Liudian Bearing Technology Co.,Ltd.
Priority date: 2018-01-16
Filing date: 2018-01-16
Publication date: 2018-07-20
Anticipated expiration: 2038-01-16
Also published as: CN108300884B

Abstract

一种亚共晶Al‑Mg₂Si合金的变质及细化方法，以Bi和Zr对Mg₂Si含量为4~12.5wt.%的亚共晶Al‑Mg2Si合金进行变质及细化处理，处理后，使熔体中的Bi含量为0.1~0.6%，Zr含量为0.05~0.2%。经Bi变质处理后合金中的共晶Mg2Si由粗大的汉字状转变为细小的纤维状，Zr细化处理后合金中的初生α‑Al由柱状晶转变为等轴晶，力学性能得到大幅提高，细化、变质后合金的抗拉强度及伸长率分别提高34%和239%。对不同含量Mg2Si的亚共晶Al‑Mg2Si合金进行变质、细化处理后组织均得到显著细化。同时，Bi的变质和Zr的细化效果不受冷却速度的影响，既适用于金属型，也适用于砂型。并且Bi变质剂和Zr细化剂还具有优良的长效性、处理工艺简单及无污染等优点。

Description

一种亚共晶Al-Mg2Si合金的变质及细化方法

技术领域

本发明属于铝合金铸造与熔炼技术领域，特别涉及一种亚共晶Al-Mg₂Si合金的变质及细化方法。

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，这在过共晶成分也被称为原位自生Mg₂Si/Al的复合材料，受到国内外学者的广泛关注。这种材料与传统的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，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，其组织由初生α-Al和Mg₂Si+α-Al共晶相组成，其中初生α-Al在铸态下的形貌为粗大的树枝晶状，宏观上为柱状晶，导致合金力学性能和补缩性、抗裂性等铸造性能的下降。

近年来，人们采用各种工艺方法如机械合金化、热挤压、轧制、热处理、快速凝固及变质处理等控制Mg₂Si相的尺寸与形貌。在这些方法中，变质处理具有操作简单、成本低、变质效果显著等优点，通过向合金熔体中加入P、La、Nd、Y、Sr、Na、Ni、Zr及B等变质剂元素，增加Mg₂Si相的形核率或改变晶体的生长方式，进而能够有效地细化Mg₂Si相，提高合金的力学性能。

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。

目前对于亚共晶Al-Mg₂Si合金的研究鲜有报道。天津大学的Li等人对亚共晶Al-10Mg₂Si合金进行520℃×6h固溶及随后的200℃×6h的时效处理，发现处理后合金中的共晶Mg₂Si相由长的棒状转变为短的纤维状和球状，拉伸强度由186 MPa 提高到234.6 MPa，见Journal of Alloys and Compounds, 2016, 663(5):15-19。他们的研究还表明，亚共晶Al-10Mg₂Si合金在3.5wt.% NaCl溶液中的耐腐蚀性也得到了改善，见MaterialsCharacterization, 2016, 122(12):142-147。韩国材料科学研究所的Lee等人对AlMg5Si2Mn压铸合金在均匀化处理前做冷轧处理，使相互连接的粗大的共晶Mg₂Si相破碎成细小的碎片，从而使合金的力学性能得到有效改善，见Materials Science andEngineering A, 2017, 685(8):244-252。这些方法虽然能够细化共晶Mg₂Si，提高合金力学、耐腐蚀等性能，但存在工序多、工艺复杂及成本高等缺点。因此，迫切需要研究和开发既简便又经济，适用于亚共晶Al-Mg₂Si合金的变质剂、细化剂及变质、细化方法。

至今为止尚未见到有细化亚共晶Al-Mg₂Si合金初生α-Al枝晶的报道。对于铸造Al-Si合金主要是通过向合金熔体中添加细化剂细化初生α-Al枝晶。目前常用的细化剂有Al-Ti、Al-B、Al-Ti-B、Al-Ti-C、Al-Zr等中间合金以及KBF₄、K₂TiF₆、TiC及K₂ZrF₆等单一或复合盐类。Al–Ti 、Al–5Ti–1B及Al–Ti–C等Ti类细化剂适用于纯铝及含硅量小于1.5%的铝硅合金，对于含硅量≥5%的亚共晶铸造铝硅合金细化效果并不明显，这是由于(Ti_1-x Si_x )Al₃化合物的产生减少了作为生核剂的Al₃Ti和TiB₂的量。研究表明，Al-3B、Al–3Ti–3B等B类细化剂对含硅量＞4%的亚共晶铸造铝硅合金具有较好的细化效果，但B易与变质元素Sr反应，生成SrB₆，消耗Sr和B。对于Al-Mg₂Si合金，由于其中含有较高的Mg量，细化元素更易与Mg及变质元素等形成非生核化合物，削弱变质和细化效果或造成铸造缺陷的产生。伊朗德黑兰大学的Fakhraei等人发现，在Al-20Mg合金中加入过量的B或Zr会产生气孔，导致合金拉伸性能的降低，见Materials & Design, 2014, 56 (4):557-564。

发明内容

本发明的目的是克服现有技术存在的问题，提供一种变质、细化效果佳、抗衰退性好、适用性强，金属型、砂型都适用、生产工艺简单的亚共晶Al-Mg₂Si合金的变质及细化方法。

本发明的技术解决方案是：

（1）按含质量百分比4-12.5wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金配料，其中Mg的添加量为：计算量+10~30%的烧损量；

（2）将步骤（1）配好的纯Al、铝硅中间合金清洗干燥后，放入电阻炉的石墨坩埚中，在电阻炉中加热，待完全熔化后，在720 ℃，将铝箔包裹、预热300℃的纯Mg块用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，直至熔化，静置5min；

（3）将占熔体质量0.05~0.2%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，进行精炼除气，在670℃~780℃温度下搅拌1~5 min，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670℃~730℃的条件下加入Bi颗粒，静置1~3 min，得到Bi含量为0.1-0.6wt. %质量百分比的熔体；

（5）对步骤（4）得到的熔体在温度为720℃~800℃的条件下加入Al-10Zr中间合金或含Zr化合物，静置5~15min，待其熔化后，搅拌熔体2~5 min，使Zr均匀分布，得到Zr含量为0.05-0.2wt. %质量百分比的熔体；

（6）按步骤（3）对步骤（5）得到的熔体进行精炼处理，在温度为700℃~780℃下将熔体浇注到铸型中，成为铸件或铸坯。

步骤（4）所述的Bi以纯金属形式加入。

步骤（5）所述的Zr以中间合金或化合物形式加入。

步骤（6）所述的铸型为砂型或预热250℃的金属型及其他铸型。

本发明技术方案的优点主要体现在：

1、采用Bi纯金属颗粒作为变质剂，可有效变质亚共晶Al-Mg₂Si合金中的Mg₂Si相，在亚共晶Al-Mg₂Si合金中添加适量的Bi后，显著地改变了共晶Mg₂Si的形貌与大小，Mg₂Si相由粗大的汉字状、网状及片状转变为细小的颗粒状、纤维状，且初生α-Al相体积分数增加，出现明显的变质特征与效果，Bi在Al 中的溶解度极低，当亚共晶与共晶成分的熔体达到共晶反应点时，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，而且，孪晶密度的显著增大使得共晶Mg₂Si生长特性由原先的各向异性转变为各向同性，于是，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；另外，Bi在液固界面前沿的富集造成成分过冷，结果使得界面前沿处液体的平衡结晶温度大为降低，因而减小了液相实际过冷度，降低共晶组织的生长速度，从而达到细化共晶Mg₂Si的目的。

2、采用Al-Zr中间合金或含Zr化合物对亚共晶Al-Mg₂Si合金中的初生α-Al相具有显著的细化作用，在亚共晶Al-Mg₂Si合金中添加适量的Zr后，显著地改变了初生α-Al相的形貌与大小，使其由粗大的柱状树枝晶转变为细小的等轴晶，Zr与合金熔体中的Al结合，生成ZrAl₃相。ZrAl₃相与初生α-Al相的晶格常数接近，两者之间的错配度仅为0.925%，根据异质形核理论，错配度越小，两者原子间的结合力越强，越容易在其衬底形核，因此，ZrAl₃可以作为初生α-Al的异质形核核心，从而细化初生α-Al相。

3、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、Bi变质剂和Zr细化剂均具有长效性，变质、细化效果，对冷却速度不敏感，适用于金属型、砂型、压铸等各种铸造生产工艺，由于Bi在共晶Mg₂Si相生长界面前沿的吸附并聚集状态受冷却速度的影响较小，因此Bi加入熔体中，无论是浇注在金属型中，还是在砂型中，共晶Mg₂Si都能得到有效的细化，即Bi在亚共晶Al-Mg₂Si合金中对共晶Mg₂Si相的变质效果受冷却速度的影响较小；另外，由于铋与氧不易发生化学反应，故在熔体长期保温、浇注过程中，不易烧损，确保了熔体中变质共晶Mg₂Si的最低Bi的残留量，使得Bi的变质效果具有长效性。

5、Bi变质剂和Zr细化剂还具有易于操作、成本低廉及安全环保等优点。

附图说明

图1为100倍下金属型未细化、变质含10wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图2为500倍下金属型未细化、变质含10wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图3为100倍下金属型0.13%Zr细化、0.41%Bi变质含10wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图4为500倍下金属型0.13%Zr细化、0.41%Bi变质含10wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图5为100倍下金属型未细化、变质含4wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图6为500倍下金属型未细化、变质含4wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图7为100倍下金属型0.09%Zr细化、0.1%Bi变质含4wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图8为500倍下金属型0.09%Zr细化、0.1%Bi变质含4wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图9为100倍下金属型未细化、变质含12.5wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图10为500倍下金属型未细化、变质含12.5wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图11为100倍下金属型0.2%Zr细化、0.36%Bi变质含12.5wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图12为500倍下金属型0.2%Zr细化、0.36%Bi变质含12.5wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图13为100倍下砂型未细化、变质含10wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图14为500倍下砂型未细化、变质含10wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图15为100倍下砂型0.17Zr细化、0.6%Bi变质含10wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图16为500倍下砂型0.17Zr细化、0.6%Bi变质含10wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图17为500倍下金属型未变质含13.5wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图18为500倍下金属型0.44%Bi变质含13.5wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图19为500倍下金属型0.06%Bi变质含10wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图20为500倍下金属型0.87%Bi变质含10wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图21为100倍下金属型0.02%Zr细化含10wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图22为500倍下金属型0.64%Zr细化、0.47% Bi变质含10wt. %Mg₂Si相的亚共晶Al-Mg₂Si合金金相显微组织图；

图23为合金的应力-应变曲线。

具体实施方式

本发明对于亚共晶Al-Mg₂Si合金均适用，其中包括加入各种合金化元素、外加及内生增强相的情况，本发明以下实施方式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。

下面对本发明涉及的亚共晶Al-Mg₂Si合金成分、变质剂、细化剂及熔炼和铸造工艺条件进行说明：

合金成分：本发明Al-Mg₂Si合金中的Mg₂Si的成分限定在4~12.5wt. %，Al-Mg₂Si为共晶点为13.9%的共晶型合金，合金中共晶Mg₂Si相为强化相，其数量、形貌、大小及分布对其力学性能影响很大，当Mg₂Si＜4wt. %时，Mg₂Si相量低，合金强度过低；当Mg₂Si=13.9wt. %（共晶成分）和12.5wt. %＜Mg₂Si＜13.9wt. %（近共晶成分）时，我们的试验表明，Bi虽然能消除铸态下出现的少量块状的初生Mg₂Si相，但对共晶Mg₂Si相的变质效果不明显，见图17、图18；Mg₂Si在4~12.5wt. %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。

变质剂：Bi变质剂对Al-Mg₂Si合金中Mg₂Si相的变质效果主要取决于Bi的含量，熔体中Bi含量为0.1~0.6%时具有最佳变质效果，当熔体中Bi含量＜0.1%时，Mg₂Si相虽然汉字状消失，出现纤维状，但仍存在众多的条状、片状，表现出变质的不足，见图19；当熔体中Bi含量＞0.6%时，Mg₂Si相大部分仍为未纤维状，但出现部分条状、片状，表现过变质现象，见图20。

细化剂：Zr细化剂对Al-Mg₂Si合金中初生α-Al相的细化效果主要取决于Zr的含量，即作为初生α-Al的异质形核核心ZrAl₃的生成量的多少，熔体Zr含量为0.05~0.2%时具有最佳细化效果，当熔体中Zr含量＜0.05%时，熔体中形成的ZrAl₃太少，初生α-Al相形核位置少，α-Al仍为树枝晶，表现出细化的不足，见图21；当熔体中Zr含量＞0.2%时，不但不会增强细化效果，过量的Zr反而易与变质剂Bi形成ZrBi两元化合物或Al-Zr-Bi三元化合物，消耗熔体中的Bi原子，造成变质的不足，虽然形成一些纤维状Mg₂Si相，但大部分仍为条状、片状，见图22。

熔炼工艺：Al-Mg₂Si系列合金含Mg量较高，本发明为大气下熔炼工艺，无需气体保护或在真空下熔炼，但应严格控制Mg的烧损，措施为：300℃预热Mg块，并用铝箔包裹，用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，直至熔化，之后加入Bi，略加搅拌后，即加入Al-Zr中间合金，目的是避免高温下镁块与空气中的氧气直接接触，缩短镁的熔化及熔体的保温时间，使镁的烧损量控制在10~30%，因纯Bi的熔点低，加入铝液中即可熔化，无需静置，但Al-10Zr中间合金相对熔点高，加入后需静置5~15分钟，且待其熔化后，搅拌熔体2~5 min，使Zr均匀分布。

实施例1：

1、采用Al-15Si中间合金、纯Al和纯Mg配制亚共晶Al-Mg₂Si合金，其中Mg和Si按10.wt%Mg₂Si的比例加入，Mg的添加量为：计算量+10%的烧损量，余量为纯Al；

2、将步骤1配好的纯Al、铝硅中间合金清洗干燥后，放入电阻炉的石墨坩埚中，在电阻炉中将纯Al和Al-15Si中间合金加热，待完全熔化后，在720 ℃，将铝箔包裹、预热300℃的纯Mg块用预热300℃的石墨钟罩压入熔体中，直至熔化，静置5min；

3、将占熔体质量0.1%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，进行精炼除气，在740℃温度下搅拌3min，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710℃温度下向熔体中加入纯金属Bi颗粒，静置2 min，得到Bi含量为0.41wt. %质量百分比的熔体；

5、对步骤4得到的熔体在温度为750℃的条件下加入Al-10Zr中间合金，静置10min，待其熔化后，搅拌熔体3 min，使Zr均匀分布，得到Zr含量为0.13wt. %质量百分比的熔体；

6、将占熔体质量0.05%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入步骤5得到的熔体中，进行精炼除气，在740℃温度下搅拌，精炼、扒渣后，在740℃温度下浇入预热250℃的金属型中，成为铸件。

具体变质效果见图1、图2、图3和图4，未添加Bi、Zr合金中的初生α-Al相为粗大的树枝晶，见图1，Mg₂Si相为粗大的汉字、板条状，见图2；添加Bi、Zr后合金中的初生α-Al相由粗大的树枝晶状转变为细小的等轴枝晶状，见图3，Mg₂Si相变为纤维状和极少量的细小条状，见图4；细化、变质前合金的抗拉强度及伸长率分别为214.37MPa和2.01%，细化、变质后分别提高到279.44MPa和7.02%，见图23。

实施例2：

1、采用Al-15Si中间合金、纯Al和纯Mg配制亚共晶Al-Mg₂Si合金，其中Mg和Si按4.wt %Mg₂Si的比例加入，Mg的添加量为：计算量+20%的烧损量，余量为纯Al；

3、将占熔体质量0.05%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，进行精炼除气，在780℃温度下搅拌1min，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730℃温度下向熔体中加入纯金属Bi颗粒，静置3 min，得到Bi含量为0. 1wt. %质量百分比的熔体；

5、对步骤4得到的熔体在温度为800℃的条件下加入Al-10Zr中间合金，静置5min，待其熔化后，搅拌熔体2 min，使Zr均匀分布，得到Zr含量为0.09wt. %质量百分比的熔体；

6、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5得到的熔体中，进行精炼除气，在780℃温度下搅拌，精炼、扒渣后，在780℃温度下浇入预热250℃的金属型中，成为铸件。

具体变质效果见图5、图6、图7和图8，未添加Bi、Zr合金中的初生α-Al相为粗大的树枝晶，见图5，Mg₂Si相为粗大的汉字、板条状，见图6；添加Bi、Zr后合金中的初生α-Al相由粗大的树枝晶状转变为细小的等轴枝晶状，见图7，Mg₂Si相变为纤维状和极少量的细小条状，见图8；细化、变质前合金的抗拉强度及伸长率分别为214.37MPa和2.01%，细化、变质后分别提高到255.67MPa和9.25%，见图23。

实施例3：

1、采用Al-15Si中间合金、纯Al和纯Mg配制亚共晶Al-Mg₂Si合金，其中Mg和Si按12.5wt%Mg₂Si的比例加入，Mg的添加量为：计算量+30%的烧损量，余量为纯Al；

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，进行精炼除气，在670℃温度下搅拌5min，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730℃温度下向熔体中加入纯金属Bi颗粒，静置1 min，得到Bi含量为0.36wt. %质量百分比的熔体；

5、对步骤4得到的熔体在温度为720℃的条件下加入含Zr化合物，静置15min，待其熔化后，搅拌熔体5 min，使Zr均匀分布，得到Zr含量为0.2wt. %质量百分比的熔体；

6、将占熔体质量0.1%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入步骤5得到的熔体中，进行精炼除气，在700℃温度下搅拌，精炼、扒渣后，在700℃温度下浇入预热250℃的金属型中，成为铸件。

具体变质效果见图9、图10、图11和图12，未添加Bi、Zr合金中的初生α-Al相为粗大的树枝晶，见图9，Mg₂Si相为粗大的汉字、板条状，见图10；添加Bi、Zr后合金中的初生α-Al相由粗大的树枝晶状转变为细小的等轴枝晶状，见图11，Mg₂Si相变为纤维状和极少量的细小条状，见图12；细化、变质前合金的抗拉强度及伸长率分别为221.61MPa和1.82%，细化、变质后分别提高到287.76MPa和6.81%，见图23。

实施例4：

1、采用Al-15Si中间合金、纯Al和纯Mg配制亚共晶Al-Mg₂Si合金，其中Mg和Si按10.wt%Mg₂Si的比例加入，Mg的添加量为：计算量+15%的烧损量，余量为纯Al；

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，进行精炼除气，在750℃温度下搅拌4min，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710℃温度下向熔体中加入纯金属Bi颗粒，静置3 min，得到Bi含量为0.6wt. %质量百分比的熔体；

5、对步骤4得到的熔体在温度为760℃的条件下加入含Zr化合物，静置12min，待其熔化后，搅拌熔体4 min，使Zr均匀分布，得到Zr含量为0.05wt. %质量百分比的熔体；

6、将占熔体质量0.05%的六氯乙烷用预热300℃的石墨钟罩压入步骤5得到的熔体中，进行精炼除气，在730℃温度下搅拌，精炼、扒渣后，在730℃温度下浇入砂型中。

具体变质效果见图13、图14、图15和图16，与金属型相比，砂型条件下，未添加Bi、Zr合金中的初生α-Al相为树枝晶，且更为粗大，见图13，Mg₂Si相为粗大的板条状，见图14；添加Bi、Zr后合金中的初生α-Al相转变为细小的等轴枝晶状，见图15，Mg₂Si相变为细小的条状，见图16；细化、变质前合金的抗拉强度及伸长率分别为175.96MPa和1.23%，细化、变质后分别提高到244.69MPa和3.83%，见图23。

Claims

1.一种亚共晶Al-Mg₂Si合金的变质及细化方法，其特征在于，它包括以下步骤：

2.根据权利要求1所述的亚共晶Al-Mg₂Si合金的变质及细化方法，其特征在于，步骤（4）所述的Bi以纯金属形式加入。

3.根据权利要求1所述的亚共晶Al-Mg₂Si合金的变质及细化方法，其特征在于，步骤（5）所述的Zr以中间合金或化合物形式加入。

4.根据权利要求1所述的亚共晶Al-Mg₂Si合金的变质及细化方法，其特征在于，步骤（6）所述的铸型为砂型或预热250℃的金属型及其他铸型。