CN111411246A - 一种超声处理与Bi复合细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种超声处理与Bi复合细化亚共晶Al‑Mg2Si合金组织的方法，涉及铝合金熔炼与铸造技术。本发明通过采用金属Bi为变质剂细化亚共晶Al‑Mg2Si合金中的共晶Mg2Si增强体，使其由板片状、针状结构变成珊瑚状、纤维状和颗粒状，并通过超声处理消除铸态亚共晶Al‑Mg2Si合金在变质过程中产生的气体，减少缩孔、缩松和金属Bi的偏析缺陷，同时细化初生铝(α‑Al)晶粒尺寸，使其结构形貌由粗大的树枝晶转变为等轴晶，进而提高亚共晶Al‑Mg2Si合金的综合力学性能。本发明公开保护的金属Bi与超声复合处理是一项既达到细化晶粒、除气、除杂、改善疏松、偏析，又能有效提高铸锭品质，该方法操作简单、成本低廉、绿色环保，适于推广与应用。
Description
技术领域
本发明涉及镁合金熔炼与铸造技术，具体涉及一种亚(近)共晶Al-Mg-Si系合金中含有Mg2Si强化相的铸造组织细化技术，并具体公开超声处理与Bi复合细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织的方法。
背景技术
由于铸造Al-Mg2Si合金具有密度低、导热性好、热膨胀系数低、比强度高、耐磨性和耐腐蚀性好的优良性能，受到人们的广泛关注，所以该合金成为航空航天、汽车等工业领域应用的潜在材料。但由于亚(近)共晶Al-Mg2Si合金的铸态组织，通常由粗大的树枝晶状初生铝(α-Al)和粗大的针片状、杆状或汉字状的共晶Mg2Si相组成，其粗大的针片状、杆状或汉字状的共晶Mg2Si严重地割裂Al基体，产生应力集中，形成裂纹源，严重降低了亚共晶Al-Mg2Si合金的抗拉强度。此外，合金中含有气孔、成分偏析等其他缺陷，影响合金的综合力学性能，从而限制了该类合金在实际生产中的应用。
针对上述亚共晶Al-Mg2Si合金组织的缺陷，目前研究较多的主要采用碱金属及稀土对亚(近)共晶Al-Mg2Si合金中的Mg2Si相进行变质处理，但部分变质剂的变质效果不佳，且成本相对较高。
因此，开发一种成本低廉、高效的合金组织细化方法就成为了本领域技术人员亟需解决的问题。
发明内容
有鉴于此，本发明的目的是针对现有技术中存在的问题，提供一种超声处理与Bi复合细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织的方法，通过在亚共晶Al-Mg-Si系合金中超声处理及添加金属Bi来细化树枝状初生铝(α-Al)和共晶Mg2Si相，以强化合金综合力学性能。
具体的，由于铸态亚共晶Al-Mg2Si合金的微观组织中通常存在粗大的初生铝(α-Al)枝晶和板片状、针状的共晶Mg2Si相，这对合金的力学性能尤其是拉伸性能和延性产生了不利影响。因此，控制初生α-Al和共晶Mg2Si晶体的形貌和尺寸大小是提高亚共晶Al-Mg2Si合金力学强度和延性的关键问题。当前铝合金工业生产中常常加入Al-Ti-B和Al-Ti-C体系中间合金对基体中粗大α-Al枝晶进行细化处理。以及现有技术中通过添加各种微量元素或化合物等，如Gd、Na、Ba、Sr、La、Bi、Nd、K2TiF6等，以对亚共晶Al-Mg2Si合金的共晶Mg2Si相进行变质处理。但由于在合金变质过程中易产生气体，出现缩孔缩松缺陷。同时，变质元素与共晶相反应，生成新的金属间化合物，在基体中出现不均匀，产生偏析现象，因此，亟需开发一种能够解决现有技术存在的技术问题的用于细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织的方法。
为了实现上述目的，本发明采用如下技术方案：
一种超声处理与Bi复合细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织的方法，所述方法具体包括如下步骤：
(1)分别按如下重量百分比称取合金原材料：
镁块 3.17％～6.34％，
硅颗粒 1.83％～3.66％，
其余为铝块，备用；
(2)将步骤(1)称取的铝块和硅颗粒加热熔化后降温，加入预热镁块，待所述镁块完全熔化后保温、静置，并首次加入除气精炼剂搅拌，去除浮渣，得到精炼的合金熔体；
(3)在步骤(2)得到的合金熔体中加入变质剂Bi颗粒静置，随后对所述合金熔体进行二次精炼处理，得到精炼合金熔体；
(4)对步骤(3)得到的精炼合金熔体进行超声外场处理，随后浇注成型，得到铸件成品。
进一步优选的，若熔炼配制亚共晶Al-5％Mg2Si合金则在所述步骤(1)中分别称取如下合金原材料：镁块3.17％，硅颗粒1.83％，其余为铝块；若熔炼配制亚共晶Al-10％Mg2Si合金则在所述步骤(1)中分别称取如下合金原材料：镁块6.34％，硅颗粒3.66％，其余为铝块。
需要说明的是，上述合金原材料采用工业纯铝(Al≥99.7％)，纯镁(Mg≥99.6％)和结晶硅(Si≥99.5％，粒径尺寸为2～10mm)，金属铋(99.99％)。
进一步的，所述步骤(2)中，镁块预先加热温度为250℃～300℃，及所述镁块的投入温度不应高于750℃。
进一步的，所述镁块熔化保温温度为720℃～740℃，保温静置时间为10～15min。
更进一步的，所述除气精炼剂加入时熔体体系温度为730℃～750℃，且所述除气精炼剂加入量为熔体总质量的0.3～0.5wt％，精炼搅拌时间为1～1.5min。其中，精炼剂优选C2Cl6。
进一步的，所述步骤(3)中，变质剂Bi颗粒加入量为熔体总质量的0.05～0.3wt％，且加入变质剂Bi颗粒的静置时间为1～3min。
进一步的，所述步骤(4)中超声处理工艺为：将预热的超声变幅杆浸入所述精炼熔体内部，对所述精炼熔体超声保温温度范围为615℃～650℃，处理时间为60～180s，及超声功率为800～1800W。
更进一步的，所述超声变幅杆的预热温度为300℃～350℃。
进一步的，所述浇注成型工艺为：将超声处理后的合金液，浇铸到已预热250℃～300℃的金属模具中成型，得到相应铸件。
综上，本发明提供了一种采用超声外场与变质联合处理细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织的方法，通过对640～650℃、625～635℃、615～625℃不同保温温度范围，60s、90s、120s、150s、180s不同超声处理时间，800W、1000W、1200W、1400W、1600W、1800W不同超声功率的优选实验结果发现，当最佳超声处理工艺参数为620℃，超声处理150s，超声功率为1800W时，亚共晶Al-10Mg2Si合金中合金组织中的初生铝(α-Al)由粗大的树枝晶全部转变成较为细小的近球形的等轴晶，共晶Mg2Si由板片状、针状结构变成细小的珊瑚状、纤维状和颗粒状。
进一步的，当在上述最佳超声外场处理工艺参数下分别与含金属Bi量为0.05％、0.1％、0.15％、0.2％、0.25％、0.3％复合细化合金时，实验结果发现，当超声处理与Bi复合变质细化合金时，Bi的最佳含量为0.15％～0.25％，合金中的共晶Mg2Si变成细小的珊瑚状或颗粒状。
具体的，本发明公开的一种超声处理与Bi复合细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织的方法，采用超声外场与变质联合处理的机理如下：
超声外场处理在金属熔体中传播时会产生超声空化、声流、过热、谐振等一系列物理现象，通过超声空化形核增殖、破碎对亚(近)共晶Al-Mg2Si合金熔体中已形成的α-Al树枝晶进行细化，使初生α-Al变成等轴晶，同时可以去除合金中的气体、改善疏松偏析。
此外，采用Bi元素对共晶Mg2Si相变质，使之变成球形或纤维状、颗粒状组织，从而降低该强化相对合金基体的割裂作用，从而提高铸态合金组织的综合力学性能。
同时，添加金属Bi可以改善合金切削性能，防止合金氧化。金属Bi与超声复合处理是一项既达到细化晶粒、除气、除杂、改善疏松、偏析，提高铸锭品质，操作简单、成本低廉、绿色环保，因此，将超声处理与Bi复合应用到细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织，其为一种具有广阔应用前景与工程研究价值的技术。
需要说明的是，迄今为止，对于亚共晶Al-Mg2Si合金研究的报道相对较少，其中辽宁工业大学，Wu等人研究了Bi对Al-10％Mg2Si合金组织及力学性能的影响，发现添加Bi对铸态Al-10Mg2Si合金中的共晶Mg2Si有显著的变质和细化效果。铸态合金中的共晶Mg2Si的形貌从板状结构转变为薄的珊瑚状和纤维状结构，未变质铸态合金的抗拉强度为213MPa，而当Bi含量0.60wt％时，合金极限抗拉强度达到270MPa。
此外，天津大学Li等人对亚共晶Al-10％Mg2Si合金通过520℃×6h固溶处理和200℃×6h时效处理，发现热处理后合金中的共晶Mg2Si相长出棒状转变成短小的纤维状和球状，抗拉强度由未处理的186MPa提高到234.6MPa。
因此，综上所述，与现有技术相比，本发明公开的一种超声处理与Bi复合细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织的方法，优点在于：
本发明通过采用金属Bi为变质剂细化亚共晶Al-Mg2Si合金中的共晶Mg2Si增强体，使其由板片状、针状结构变成珊瑚状、纤维状和颗粒状，并通过超声处理消除铸态亚共晶Al-Mg2Si合金在变质过程中产生的气体，减少缩孔、缩松和金属Bi的偏析缺陷，同时细化初生铝(α-Al)晶粒尺寸，使其结构形貌由粗大的树枝晶转变为等轴晶，最终提高亚共晶Al-Mg2Si合金的综合力学性能。本发明公开保护的金属Bi与超声复合处理是一项既达到细化晶粒、除气、除杂、改善疏松、偏析，又能有效提高铸锭品质和性能，该方法操作简单、成本低廉、绿色环保，适于推广与应用。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据提供的附图获得其他的附图
图1为500倍下金属型未超声处理、未变质的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图2为500倍下金属型640～650℃超声处理150s，超声功率800W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图3为500倍下金属型640～650℃超声处理150s，超声功率1000W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图4为500倍下金属型640～650℃超声处理150s，超声功率1200W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图5为500倍下金属型640～650℃超声处理150s，超声功率1400W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图6为500倍下金属型640～650℃超声处理150s，超声功率1600W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图7为500倍下金属型640～650℃超声处理150s，超声功率1800W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图8为500倍下金属型625～635℃超声处理150s，超声功率800W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图9为500倍下金属型625～635℃超声处理150s，超声功率1000W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图10为500倍下金属型625～635℃超声处理150s，超声功率1200W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图11为500倍下金属型625～635℃超声处理150s，超声功率1400W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图12为500倍下金属型625～635℃超声处理150s，超声功率1600W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图13为500倍下金属型625～635℃超声处理150s，超声功率1800W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图14为500倍下金属型615～625℃超声处理150s，超声功率800W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图15为500倍下金属型615～625℃超声处理150s，超声功率1000W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图16为500倍下金属型615～625℃超声处理150s，超声功率1200W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图17为500倍下金属型615～625℃超声处理150s，超声功率1400W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图18为500倍下金属型615～625℃超声处理150s，超声功率1600W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图19为500倍下金属型615～625℃超声处理150s，超声功率1800W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图20为500倍下金属型615～625℃超声处理60s，超声功率1800W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图21为500倍下金属型615～625℃超声处理90s，超声功率1800W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图22为500倍下金属型615～625℃超声处理120s，超声功率1800W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图23为500倍下金属型615～625℃超声处理180s，超声功率1800W的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图24为500倍下金属型615～625℃超声处理150s，超声功率1800W，0.05％Bi变质的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图25为500倍下金属型615～625℃超声处理150s，超声功率1800W，0.1％Bi变质的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图26为500倍下金属型615～625℃超声处理150s，超声功率1800W，0.15％Bi变质的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图27为500倍下金属型615～625℃超声处理150s，超声功率1800W，0.2％Bi变质的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图28为500倍下金属型615～625℃超声处理150s，超声功率1800W，0.25％Bi变质的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
图29为500倍下金属型615～625℃超声处理150s，超声功率1800W，0.3％Bi变质的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图。
具体实施方式
下面将结合说明书附图对本发明公开保护的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动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。
为更好地理解本发明，下面通过以下实施例对本发明作进一步具体的阐述，但不可理解为对本发明的限定，对于本领域的技术人员根据上述发明内容所作的一些非本质的改进与调整，也视为落在本发明的保护范围内。
因超声处理与Bi复合处理的方法及实验过程、步骤对亚共晶Al-(5％～10％)Mg2Si合金中的初生α-Al及共晶Mg2Si的组织细化均适用，所以本发明主要以熔炼亚共晶Al-10Mg2Si合金为例，且下述实施例中描述了采用本发明公开的技术方案并改变重要因素变量最终得到的亚共晶Al-10Mg2Si合金铸件，其中包括超声处理功率范围、超声处理时间范围、超声处理温度范围，所添加变质剂添加量范围等。
实施例1
熔炼配制亚共晶Al-10Mg2Si合金，合金各组分均为重量百分比，其具体名义化学成分Mg：6.34％，Si：3.66％，其余为Al。其中，考虑熔炼过程中Mg元素的烧损量，按10～30％添加。
首先将配好的纯Al块和硅颗粒(尺寸2～10mm)清洗干燥后，放入井式电阻炉的石墨坩埚中，然后在电阻炉加热至熔化后，合金熔体在低于750℃，用铝箔包裹的，已预热250～300℃的纯镁块，用钟罩压入铝合金熔体中，待其完全熔化保温、静置10min。在730～750℃温度下，将铝箔包裹称量好的六氯乙烷用钟罩将的压入合金熔体中进行首次精炼除气，六氯乙烷加入量为熔体总质量的0.3wt％。精炼过程中钟罩不断搅拌1-1.5min，随后去除熔体表面浮渣，得到精炼的合金熔体。然后在该温度下保温静置5-10min，等待超声处理。
事先将超声处理设备变幅杆前端放入保温套中预热，预热温度为300℃-350℃。将盛装合金熔体的石墨坩埚从电阻炉中取出放入保温套中，超声变幅杆从坩埚正上方浸入熔体，深度15-20cm，在保温温度范围为640～650℃进行熔体超声处理，连续处理时间为150s，功率为800W。
最终将超声处理后的合金液，浇铸到已预热250～300℃的金属模具中成型，得到相应铸件。
需要说明的是，下述实施例2～实施例28公开描述的方法均以实施例1公开的技术内容为基础，其均在实施例1的基础上改变因素变量得到的，且实施例1～实施例22为超声工艺参数的优选实验，以最终得到最优的超声工艺参数，实施例23～实施例28为基于最佳超声工艺参数前提下加入变质剂Bi复合细化；具体操作如下：
实施例2～实施例6中均除超声处理功率不同外，其余工艺参数均与实施例1中描述的操作相同，具体的，实施例2～实施例5中的超声处理功率分别为1000W、1200W、1400W、1600W和1800W。
且实施例1～实施例6公开方法得到的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图见附图2-7。从图中可以明显的看出，经过超声处理后的合金组织中，原铸造组织中的树枝状初生α-Al完全破碎，使其形成椭圆形或近球形的等轴晶组织，大多数共晶Mg2Si相形貌变化不明显，仍为针片状或条状组织，但随着超声功率的增加，共晶Mg2Si的针片状尺寸逐渐减小。
此外实施例7～实施例12公开在保温温度范围为625～635℃进行熔体超声处理，连续处理时间为150s，超声功率为800W-1800W，最终将超声处理后的合金液，浇铸到已预热250～300℃的金属模具中成型，得到相应铸件。具体的，实施例7～实施例12中的超声处理功率分别为800W、1000W、1200W、1400W、1600W和1800W。
其中实施例7～实施例12公开方法得到的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图见附图8-13。从图中可以观察出，合金超声处理后的初生α-Al完全破碎，形成近球状等轴晶，其尺寸明显小于在640～650℃保温处理时的尺寸，随着超声功率的不断提高，合金组织中的共晶Mg2Si相开始出现明显细化，有原来的针片状形貌，开始转变为纤维状或颗粒状结构。
进一步的，实施例13～实施例18公开在保温温度范围为615～625℃进行熔体超声处理，连续处理时间为150s，功率为800W-1800W，最终将超声处理后的合金液，浇铸到已预热250～300℃的金属模具中成型，得到相应铸件，具体的，实施例13～实施例18中的超声处理功率分别为800W、1000W、1200W、1400W、1600W和1800W。
其中实施例13～实施例18公开方法得到的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图见附图14-19。从图中可以看出，随着超声功率的不断提高，初生α-Al晶粒尺寸逐渐减小，且均为近球状等轴晶，同时共晶Mg2Si相的细小条状和针状组织逐渐消失，纤维状和颗粒状结构开始出现。当超声功率达到1800W时，合金中的共晶Mg2Si相完全细化成细小的纤维状和颗粒状，且均匀分布于合金基体中。
更进一步的，实施例19～实施例22公开在保温温度范围为615～625℃进行熔体超声处理，功率为1800W，连续处理时间分别为60～180s，最终将超声处理后的合金液，浇铸到已预热250～300℃的金属模具中成型，得到相应铸件。具体的，实施例19～实施例22中的超声处理时间分别为60s、90s、120s、180s。
其中实施例19～实施例22公开方法得到的亚共晶Al-10Mg2Si合金金相显微组织图见附图20-23。从图中可以看到，合金组织中的初生α-Al相形貌保持不变，为近球状等轴晶，当处理时间较短(小于120s)时，Mg2Si相仍有细小的针片状和条状组织出现，当处理超过120s时，针片状或细小条状Mg2Si相消失，转变成细小纤维状和颗粒状。
为了进一步验证变质剂Bi颗粒及其加入量对本发明申请公开保护的技术方案产生的实质性影响，发明人还进行了如下实验，并同时测定了不同变质剂Bi含量处理得到的Al-10Mg2Si合金金相显微组织图，以突显本专利申请相较现有技术存在的非显而易见性。
实验例23～实施例28
实施例23～实施例28公开在保温温度范围为615～625℃进行熔体超声处理，功率为1800W，连续处理时间分别为150s，最终将超声处理后的合金液，浇铸到已预热250～300℃的金属模具中成型，得到相应铸件。具体的，实施例23～实施例28中变质剂Bi的添加量分别为0.05％、0.1％、0.15％、0.2％、0.25％、0.3％。
并且将上述实施例得到的不同工艺参数下铸件切割成金相试样，经过打磨、抛光、腐蚀后，在金相显微镜下观察，得到显微组织照片，具体参见附图24-29所示。从图中可以明显的观察出，经最佳超声工艺参数与Bi变质复合细化的合金组织中的初生α-Al和共晶Mg2Si相均得到明显的细化，其中初生α-Al相形貌均为等轴晶，其形貌接近球形，Mg2Si相形貌均为纤维状和颗粒状，当Bi含量为0.15％～0.25％时，合金中的Mg2Si相的颗粒组织最为细小，且均匀地分布于Al基体中。
对所公开的实施例的上述说明，使本领域专业技术人员能够实现或使用本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。
Claims (9)
1.一种超声处理与Bi复合细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织的方法，其特征在于，所述方法具体包括如下步骤：
(1)分别按如下重量百分比称取合金原材料：
镁块 3.17％～6.34％，
硅颗粒 1.83％～3.66％，
其余为铝块，备用；
(2)将步骤(1)称取的铝块和硅颗粒加热熔化后降温，加入预热镁块，待所述镁块完全熔化后保温、静置，并首次加入除气精炼剂搅拌，去除浮渣，得到精炼的合金熔体；
(3)在步骤(2)得到的合金熔体中加入变质剂Bi颗粒静置，随后对所述合金熔体进行二次精炼处理，得到精炼合金熔体；
(4)对步骤(3)得到的精炼合金熔体进行超声外场处理，随后浇注成型，得到铸件成品。
2.根据权利要求1所述的一种超声处理与Bi复合细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织的方法，其特征在于，若熔炼配制亚共晶Al-5％Mg2Si合金则在所述步骤(1)中分别称取如下合金原材料：镁块3.17％，硅颗粒1.83％，其余为铝块；若熔炼配制亚共晶Al-10％Mg2Si合金则在所述步骤(1)中分别称取如下合金原材料：镁块6.34％，硅颗粒3.66％，其余为铝块。
3.根据权利要求1所述的一种超声处理与Bi复合细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织的方法，其特征在于，所述步骤(2)中，镁块预先加热温度为250℃～300℃，及所述镁块的投入温度不应高于750℃。
4.根据权利要求3所述的一种超声处理与Bi复合细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织的方法，其特征在于，所述镁块熔化保温温度为720℃～740℃，保温静置时间为10～15min。
5.根据权利要求4所述的一种超声处理与Bi复合细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织的方法，其特征在于，所述除气精炼剂加入时熔体体系温度为730℃～750℃，且所述除气精炼剂加入量为熔体总质量的0.3～0.5wt％，精炼搅拌时间为1～1.5min。
6.根据权利要求1所述的一种超声处理与Bi复合细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织的方法，其特征在于，所述步骤(3)中，变质剂Bi颗粒加入量为熔体总质量的0.05～0.3wt％，且加入变质剂Bi颗粒的静置时间为1～3min。
7.根据权利要求1所述的一种超声处理与Bi复合细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织的方法，其特征在于，所述步骤(4)中超声处理工艺为：将预热的超声变幅杆浸入所述精炼熔体内部，对所述精炼熔体超声保温温度范围为615℃～650℃，处理时间为60～180s，及超声功率为800～1800W。
8.根据权利要求7所述的一种超声处理与Bi复合细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织的方法，其特征在于，所述超声变幅杆的预热温度为300℃～350℃。
9.根据权利要求1所述的一种超声处理与Bi复合细化亚共晶Al-Mg2Si合金组织的方法，其特征在于，所述浇注成型工艺为：将超声处理后的合金液，浇铸到已预热250℃～300℃的金属模具中成型，得到相应铸件。
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|---|---|---|---|---|
| CN115133012A (zh) * | 2022-07-22 | 2022-09-30 | 合肥综合性国家科学中心能源研究院(安徽省能源实验室) | 锂离子电池负极用珊瑚状纳米硅粉、负极材料及制备方法 |
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| JP2000017365A (ja) * | 1998-06-29 | 2000-01-18 | Kobe Steel Ltd | 成形加工用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板材 |
| CN108300884A (zh) * | 2018-01-16 | 2018-07-20 | 辽宁工业大学 | 一种亚共晶Al-Mg2Si合金的变质及细化方法 |
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