一種高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法
【專利摘要】本發(fā)明公開了一種高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法，包括以下步驟：（1）700～740℃熔化高Fe鋁硅合金，得到鋁合金溶液；所述高Fe鋁硅合金中Fe的質(zhì)量百分比為0.8%～2.0%；（2）對多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)劑在150～250℃進行預(yù)熱，所述多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)劑包含Al-Ti-C、Mn、RE；（3）將多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)劑加入鋁合金溶液，充分?jǐn)嚢柚镣耆磻?yīng)，加入C2Cl6進行精煉除氣，靜置10～15分鐘，扒渣澆鑄成型。本發(fā)明將高Fe鋁硅合金中Fe相的細(xì)化與變質(zhì)處理合為一體，簡化了熔體處理工藝，其方法簡單，細(xì)化變質(zhì)劑制備方便，加入量易于控制，無污染析出。
【專利說明】一種高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及Al-Si系鑄造鋁合金中Fe相的變質(zhì)處理方法，特別涉及一種高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法。
【背景技術(shù)】
[0002]鑄造鋁合金作為一種傳統(tǒng)的金屬合金材料，被廣泛用在汽車、機械、航天等各個領(lǐng)域。鋁硅合金是用量最大的鑄造鋁合金，占整個鋁鑄件85% — 90%。如ADC12就是日本的一種鑄造鋁硅合金牌號，相當(dāng)于國內(nèi)廣泛應(yīng)用的壓鑄合金YL113，屬于Al-S1-Cu系合金。其中ADC12合金中要求Fe%〈0.9%，YLl 13則要求Fe%〈l.3%。然而ADC12合金基本用廢舊鋁熔煉的，其Fe、Si含量遠(yuǎn)高于限定標(biāo)準(zhǔn)。在工業(yè)生產(chǎn)中一般是加入原鋁稀釋降低Fe含量，其成本高而且也污染了原鋁，因此需展開高Fe鑄造鋁合金的應(yīng)用研究。其方法之一，就是通過細(xì)化變質(zhì)改變有害鐵相的存在形式。在高Fe的鋁硅合金中，主要生成三元相α鐵相和β鐵相。其中以粗大片狀的β鐵相危害顯著，呈漢字狀的α鐵相對于性能的影響危害較小，因此通過添加適量的微量合金元素進行細(xì)化和變質(zhì)處理來改變鐵相的生長方式，在細(xì)化Fe相的同時，促進α鐵相的生成，抑制β鐵相的形成，從而提聞鑄造聞Fe招娃合金的性能。
[0003]所謂晶粒細(xì)化技術(shù)，是在細(xì)化組織后各向異性小，加工時變性均勻，且使易聚集在晶界的雜質(zhì)、夾渣及低熔點共晶組織分布更均勻，因此具有更細(xì)小晶粒組織的鑄錠，其力學(xué)性能和加工性能均較好。常見的方法有增大冷卻強度、加強金屬液流動、外加熔劑法等。所謂變質(zhì)處理技術(shù)，是指向金屬液內(nèi)添加少量物質(zhì)，促進金屬液生核或改變晶體生長過程的一種方法。傳統(tǒng)的變質(zhì)處理，如外加熔劑法、熔體過熱處理、提高冷卻速度等，都可以不同程度改變鑄造鋁合金中的 鐵相。本發(fā)明的復(fù)合細(xì)化變質(zhì)技術(shù)，是利用幾種不同元素的變質(zhì)及細(xì)化效果，通過相互的耦合作用，改變合金中針狀鐵相，獲得較為彌散的組織，改善性能。相對而言，外加熔劑法可同時對晶粒起到細(xì)化和變質(zhì)作用，且具有操作簡單、工藝易于控制，成本低廉等優(yōu)勢。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0004]為了克服現(xiàn)有技術(shù)的上述缺點與不足，本發(fā)明的目的在于提供一種高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法，將高Fe鋁硅合金中Fe相的細(xì)化與變質(zhì)處理合為一體，簡化了熔體處理工藝，其方法簡單，多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)劑制備方便，加入量易于控制，無污染析出。
[0005]本發(fā)明的目的通過以下技術(shù)方案實現(xiàn):
[0006]一種高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法，包括以下步驟:
[0007](I) 700~740°C熔化高Fe鋁硅合金，得到鋁合金溶液；所述高Fe鋁硅合金中Fe的質(zhì)量百分比為0.8%~2.0% ；
[0008](2)對多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)劑在150~250°C進行預(yù)熱，所述多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)劑包含 Al-T1-C, Mn 和 RE ；[0009](3)將多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)劑加入鋁合金溶液，充分?jǐn)嚢柚镣耆磻?yīng)，加入C2Cl6進行精煉除氣，靜置10~15分鐘，扒渣澆鑄成型。
[0010]所述Al-T1-C的用量為:
[0011]設(shè)高Fe鋁硅合金中Fe的質(zhì)量百分比為t，則Al-T1-C相對于高Fe鋁硅合金的質(zhì)量百分比為0.2t~2.0t0
[0012]所述Mn的用量為:
[0013]設(shè)高Fe鋁硅合金中Fe的質(zhì)量百分比為t，則Mn相對于高Fe鋁硅合金的質(zhì)量百分比為0.2t~1.0t0
[0014]所述Re的用量為:
[0015]設(shè)高Fe鋁硅合金中Fe的質(zhì)量百分比為t，則RE相對于高Fe鋁硅合金的質(zhì)量百分比為0.01t~0.U。
[0016]所述多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)劑由Al-5Ti_0.2C中間合金、Al_75%Mn添加劑、Al-1ORe中間合金組成。
[0017]所述攪拌，具體為:
[0018]以200~500r/min的速率進行攪拌。
[0019]本發(fā)明的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法的原理如下:
[0020]Al-T1-C的細(xì)化變質(zhì)機理:因鈦與鋁反應(yīng)生成TiAl3，在665°C TiAl3與液體進行包晶反應(yīng)生成α-Al，此時α-Al以TiAl`3作為晶核長大。TiAl3起非均勻晶核作用，它與細(xì)化相有界面共格性。TiAl3為正方晶體，點陣常數(shù)a=b=0.0545nm, c=0.861，鋁為面心立方晶體，點陣常數(shù)a=0.405nm。當(dāng)(001) TiA13//(001) A1時，只要Al的晶格旋轉(zhuǎn)45 °，即
[100]TiAl3//[110]A1，則兩者具有界面共格對應(yīng)關(guān)系，原子間距為:A1 (a=0.573nm)、TiAl3(a=b=0.545nm)，則 δ=4.9%;當(dāng)(001)TiA13//(001)A1、[100]TiAl3//[110]A1 時，b 向的 δ 值同上，而c向的δ=0.17%。TiAl3熔點高(1337°C)，與液體又能進行包晶反應(yīng)生成α-Α1。因此TiAl3是α-Al極有效的非均質(zhì)晶核?？赡艽嬖谌缦路磻?yīng):
[0021 ] L+TiAl3— α (Al)
[0022]當(dāng)Al-T1-C以中間合金加入后形成了 TiC。一般認(rèn)為，添加C以后，經(jīng)歷如下包晶反應(yīng):
[0023]L+TiC 或(Al，Ti)C+TiAl3— α (Al)
[0024]因為TiC或(Al，Ti)C作為α (Al)的非均質(zhì)晶核比TiAl3更有有效。初生鐵相具有微觀光滑界面，是結(jié)晶的領(lǐng)先相，生長速度比α -Al相要快，其生長的各向異性導(dǎo)致其產(chǎn)生不規(guī)則的形態(tài)即針片狀。通過變質(zhì)使初生相的擇優(yōu)生長方向受到限制，抑制了富鐵相在原有形核基底上生長的趨勢，從而消除了針片狀的遺傳性，使初生相長成漢字狀、方塊狀。
[0025]Mn的變質(zhì)機理是Mn加入后擴大了 α鐵相區(qū)，從而有利于針狀鐵相向α鐵相轉(zhuǎn)變。在鋁硅合金中，熔煉過程中生成的Al2O3微觀顆粒作為結(jié)晶核心，富Mn區(qū)原子易依附其上形核生長而生Al6Mn相；局部區(qū)域Mn和Fe原子的富集促使(FeMn)Al6的析出生長。
[0026]RE元素吸附在富Fe區(qū)周圍，阻礙Fe原子遷移，增加界面前沿液相中Fe的濃度梯度，造成了成分過冷。界面上富集的稀土吸附在富鐵相的表面處，阻礙其長大。這些作用造成了共晶α (Al)相和共晶Al3Fe相的離異共晶生長。并且通過與Al結(jié)合生成富鐵相形核核心，影響溶質(zhì)原子的擴散過程及雜質(zhì)相的生長方式，取代富Fe相中部分組成元素來降低Fe/Mn等途徑提高富Fe相的形核率促使Fe相多維生長。
[0027]與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明具有以下優(yōu)點和有益效果:
[0028](I)本發(fā)明將對Fe相的細(xì)化處理與變質(zhì)處理合為一體，簡化了鑄造鋁合金中Fe相熔體處理工藝，降低了成本，且經(jīng)大量實驗和生產(chǎn)證明，具有非常好的細(xì)化變質(zhì)效果，改善了鋁硅合金的性能。
[0029](2)本發(fā)明的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法工藝簡單，多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)劑成分易于控制，易于實現(xiàn)工業(yè)化批量生產(chǎn)。
[0030](3)本發(fā)明的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)劑在使用過程中，均無污染物排出，屬于環(huán)保型技術(shù)。
[0031](4)本發(fā)明對高Fe的鑄造鋁硅合金Fe相具有較好細(xì)化變質(zhì)效果，特別對于鑄造鋁合金中Fe的質(zhì)量百分比為0.8%~2.0%的細(xì)化變質(zhì)效果尤其顯著。如對于應(yīng)用最為廣泛的ADC12合金，與未經(jīng)多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理的ADC12合金相比，經(jīng)復(fù)合細(xì)化變質(zhì)后針狀鐵相變小變短，大量有害β相轉(zhuǎn)變?yōu)槲：^小的α相。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0032]圖1為實施例1的未經(jīng)多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)的Al-llS1-2Cu_lFe合金的XRD分析結(jié)果;
[0033]圖2為經(jīng)實施例1的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)后的Al-llS1-2Cu_lFe合金的XRD分析結(jié)果;`[0034]圖3為實施例1的未經(jīng)多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)的Al-llS1-2Cu_lFe合金的金相組織圖；
[0035]圖4為經(jīng)實施例1的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)后的Al-llS1-2Cu_lFe合金的金相組織圖；
[0036]圖5為經(jīng)實施例2的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)后的Al-llS1-2Cu_lFe合金的金相組織圖；
[0037]圖6為實施例3的未經(jīng)多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)的Al-12Si_0.5Cu_lFe合金的金相組織圖；
[0038]圖7為經(jīng)實施例3的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)后的Al-12Si_0.5Cu_lFe合金的金相組織圖；
[0039]圖8為實施例4的未經(jīng)多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)的Al-llS1-2Cu_2Fe合金的金相組織圖；
[0040]圖9為經(jīng)實施例4的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)后的Al-12Si_0.5Cu_lFe合金的金相組織圖；
[0041]圖10為實施例5的未經(jīng)多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)的Al-7Si_l.5Fe合金的金相組織圖；；
[0042]圖11為經(jīng)實施例5的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)后的Al-7Si_l.5Fe合金的金相組織圖；
[0043]圖12為實施例6的未經(jīng)多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)的Al-llS1-1.5Fe合金的金相組織圖；
[0044]圖13為經(jīng)實施例6的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)后的Al-7Si_l.5Fe合金的金相組織圖；
[0045]圖14為經(jīng)對比例I的單獨添加Al-T1-C處理后的Al-llS1-2Cu_lFe合金的金相組織圖；[0046]圖15為經(jīng)對比例2的單獨添加Mn處理后的Al-llS1-2Cu_lFe合金的金相組織圖；
[0047]圖16為經(jīng)對比例3的單獨添加RE處理后的Al-llS1-2Cu_lFe合金的金相組織圖；
[0048]圖17為對比例4的復(fù)合Al-Ti_C、Mn處理后的Al-llS1-2Cu_lFe合金的金相組織圖。
【具體實施方式】
[0049]下面結(jié)合實施例，對本發(fā)明作進一步地詳細(xì)說明，但本發(fā)明的實施方式不限于此。
[0050]實施例lAl-llS1-2Cu_lFe合金復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理
[0051]首先通過ICP光譜分析確定本實施例的高Fe鋁硅合金的合金成分，具體成分見表1中1#，該合金中Fe的質(zhì)量百分比為1.05%，屬于高鐵的ADC12鑄造鋁硅合金。取原始樣，XRD數(shù)據(jù)如圖1所示；金相組織如圖3所示。本實施例添加Fe的質(zhì)量百分比的0.6倍的 Al-T1-CU.0 倍的 Mn,0.08 倍 RE。
[0052]本實施例的高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法具體如下:
[0053]( I)稱取1#合金質(zhì)量為A (g)。米用井式電阻爐，剛玉i甘禍熔煉合金。將合金放入剛玉坩堝，預(yù)熱至400°C時撒上覆蓋劑，當(dāng)溫度升至720°C待合金成熔融狀。
[0054](2)以熔體中鐵的質(zhì)量百分比為標(biāo)準(zhǔn)，本實施例中Fe的質(zhì)量百分比為1.05%A(g)。通過機械切割法制備0.6X1. 05%A(g)的塊狀Α1-5Τ?-0.2C和0.08X 10X 1.05%A(g)的塊狀A(yù)1-10RE中間合金，可通過機械破碎法制備1.0 X 4/3 X 1.05%A(g)的Al_75%Mn添加劑，均在200°C預(yù)熱待用。
[0055](3)在760°C將200°C預(yù)熱的塊狀A(yù)l-5T1-0.2C、A1-10RE中間合金和粉末狀A(yù)l-75%Mn添加劑，在熔體上方加入，以400r/min的速率人工攪拌使其反應(yīng)完全，靜置2min后；加C2Cl6精煉除氣，靜置13min，扒渣澆鑄成型。切割取樣。
[0056]圖2為經(jīng)本實施例的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理后的鋁硅合金的XRD衍射圖譜，由圖可知，Al5FeSi和Al9FeSi經(jīng)過多元復(fù)合變質(zhì)形成了 TiFeS1、Fe2MnS1、LaFe9Si相，說明Al-T1-C、Mn、RE都參與了處理過程。圖4為經(jīng)本實施的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理后的鋁硅合金的金相，從圖中可見，長條β針狀幾乎消失，晶粒細(xì)化彌散明顯。從表2測試數(shù)據(jù)可見，經(jīng)本實施例處理的樣品(處理樣1)，針狀Fe相的長度、寬度、長徑比與原始樣(原始樣I)相比均有所變小。
[0057]實施例2Al-llS1-2Cu_lFe合金復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理
[0058]首先通過ICP光譜分析確定高鐵鋁硅合金的合金成分，具體成分見表1中1#，該合金中Fe的質(zhì)量百分比為1.05%，屬于高鐵的ADC12鑄造鋁硅合金。原始樣金相如圖3所示，本實施例添加質(zhì)量百分比為Fe的質(zhì)量百分比的2倍的Al-T1-C、0.2倍的Mn、0.01倍RE。
[0059]本實施例的高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法具體如下:
[0060]( I)稱取1#合金質(zhì)量為A (g)。米用井式電阻爐，剛玉i甘禍熔煉合金。將合金放入剛玉坩堝，預(yù)熱至400°C時撒上覆蓋劑，當(dāng)溫度升至700°C待合金成熔融狀。
[0061](2)以熔體中鐵的質(zhì)量百分比為標(biāo)準(zhǔn)，本例中Fe的質(zhì)量百分比為1.05%A(g)。通過機械切割法制備2.0X1.05%A(g)的塊狀Α1-5Τ?-0.2C和0.01 X IOX 1.05%A(g)的塊狀A(yù)l-1ORE中間合金，可通過機械破碎法制備0.2X4/3X1.05%A(g)的Al_75%Mn添加劑，均在200°C預(yù)熱待用。
[0062](3)在740°C將150°C預(yù)熱好的塊狀A(yù)l-5T1-0.2C、A1-10RE中間合金和粉末狀A(yù)l-75%Mn添加劑，在熔體上方加入，以200r/min的速率人工攪拌使其反應(yīng)完全，靜置Imin后；加C2Cl6除氣，靜置lOmin，扒渣澆鑄成型。取樣磨金相，經(jīng)多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)后金相圖片如圖5所示。從圖中可見，長條β針狀幾乎消失，晶粒明顯細(xì)化彌散，組織分布均勻。與圖2相比，細(xì)化程度更佳，說明增加Al-T1-C的添加量，對鐵相組織細(xì)化變質(zhì)作用更明顯、均勻彌散更為充分。從表2測試數(shù)據(jù)可見，經(jīng)本實施例處理的樣品(處理樣2)，針狀Fe相的長度、寬度、長徑比與原始樣(原始樣I)相比均有所變小。
[0063]實施例3Al-12Si_0.5Cu_lFe合金復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理
[0064]首先通過ICP光譜分析確定高鐵鋁硅合金的合金成分，具體成分見表1中2#,該合金中Fe的質(zhì)量百分比為0.95%，屬于高鐵的ADC12鑄造鋁硅合金。金相組織如圖6所示，與圖1比較，隨著硅含量上升，銅含量降低，長針狀鐵相變少。本實施例添加質(zhì)量百分比為Fe的質(zhì)量百分比的1.0倍的Al-T1-C、2.0倍的Mn,0.1倍RE。
[0065]本實施例的高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法具體如下:
[0066]( I)稱取1#合金質(zhì)量為A (g)。米用井式電阻爐，剛玉i甘禍熔煉合金。將合金放入剛玉坩堝，預(yù)熱至300°C時撒上覆蓋劑，當(dāng)溫度升至740°C待合金成熔融狀。
[0067](2)以熔體中鐵的質(zhì)量百分比為標(biāo)準(zhǔn)，本例中Fe的質(zhì)量百分比為0.95%A(g)。通過機械切割法制備1.0X0.95%A(g)的塊狀A(yù)l-5T1-0.2C和0.1X10X0.95%A(g)的塊狀A(yù)l-1ORE中間合金，可通過機械破碎法制備2.0 X 4/3 X 0.95%A(g)的Al_75%Mn添加劑，均在200°C預(yù)熱待用。
[0068](3)在780°C將250°C預(yù)熱`好的塊狀A(yù)l-5T1-0.2C、A1-10RE中間合金和粉末狀A(yù)l-75%Mn添加劑，在熔體上方加入，以500r/min的速率人工攪拌使其反應(yīng)完全，靜置3min后；加C2Cl6除氣，靜置15min，扒渣澆鑄成型。取樣磨金相，經(jīng)多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)后金相圖片如圖7所示。從圖中可見，長條β針狀發(fā)生變質(zhì)，起到一定的彌散作用。從表2測試數(shù)據(jù)可見，經(jīng)本實施例處理的樣品(處理樣3)，針狀Fe相的長度、寬度、長徑比與原始樣(原始樣2)相比均有所變小。
[0069]實施例4Al-llS1-2Cu_2Fe合金復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理
[0070]首先通過ICP光譜分析確定高鐵鋁硅合金的合金成分，具體成分見表1中3#，該合金中Fe的質(zhì)量百分比為1.93%，屬于高鐵的ADC12鑄造鋁硅合金，圖8為其原始金相圖。與圖1含鐵量為1.05%Fe的ADC12合金相比，鐵含量增加導(dǎo)致金相視圖中粗大針狀鐵相明顯增多，且針狀鐵相變得更長。本實施例添加質(zhì)量百分比為Fe的質(zhì)量百分比0.2倍的Al-T1-C,0.6 倍的 Mn,0.05 倍 RE。
[0071]本實施例的高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法具體如下:
[0072](I)稱取1#合金質(zhì)量為A (g)。采用井式電阻爐，剛玉坩堝熔煉合金。將合金放入剛玉坩堝，預(yù)熱至400°C時撒上覆蓋劑，當(dāng)溫度升至740°C待合金成熔融狀。
[0073](2)以熔體中鐵的質(zhì)量百分比為標(biāo)準(zhǔn)，本例中Fe的質(zhì)量百分比為1.93%A(g)。通過機械切割法制備0.2X1.93%A(g)的塊狀Α1-5Τ?-0.2C和0.05X10X1.93%A(g)的塊狀A(yù)l-1ORE中間合金，可通過機械破碎法制備0.6 X 4/3 X 1.93%A(g)的Al_75%Mn添加劑，均在200°C預(yù)熱待用。
[0074](3)在760°C將200°C預(yù)熱好的塊狀A(yù)l-5T1-0.2C、A1-10RE中間合金和粉末狀A(yù)l-75%Mn添加劑，在熔體上方加入，人工攪拌使其反應(yīng)完全，靜置3min后；加C2Cl6除氣，靜置15min，扒渣澆鑄成型。取樣磨金相，經(jīng)多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理后金相圖片如圖9所示。
[0075]由圖可見，細(xì)長針狀鐵相明顯變短，組織彌散分布，長針狀的鐵相消失。從表2測試數(shù)據(jù)可見，經(jīng)本實施例處理的樣品(處理樣4)，針狀Fe相的長度、寬度、長徑比與原始樣(原始樣3)相比均有所變小。
[0076]實施例5Al-7Si_l.5Fe亞共晶鋁硅合金復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理
[0077]首先通過ICP光譜分析確定高鐵鋁硅合金的合金成分，具體成分見表1中4#，該合金中Fe的質(zhì)量百分比為1.51%，屬于高鐵的鑄造亞共晶鋁硅合金，圖10為其原始金相圖，圖片中大量針狀Fe相的出現(xiàn)切割了亞共晶鋁硅組織。本實施例添加質(zhì)量百分比為Fe的質(zhì)量百分比0.2倍的Al-T1-CU.0倍的Mn,0.02倍RE。
[0078]本實施例的高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法具體如下:
[0079](1)稱取1#合金質(zhì)量為A (g)。采用井式電阻爐，剛玉坩堝熔煉合金。將合金放入剛玉坩堝，預(yù)熱至400°C時撒上覆蓋劑，當(dāng)溫度升至720°C待合金成熔融狀。
[0080](2)以熔體中鐵Fe的質(zhì)量百分比為標(biāo)準(zhǔn)，本例中Fe的質(zhì)量百分比為1.51%A(g)。通過機械切割法制備0.2X1.51%A(g)的塊狀Α1-5Τ?-0.2C和0.02X10X1.51%A(g)的塊狀A(yù)1-10RE中間合金，可通過機械破碎法制備1.0X4/3X1.51%A(g)的Al_75%Mn添加劑，均在200°C預(yù)熱待用。
[0081](3)在740°C將200°C預(yù)熱好的塊狀A(yù)l-5T1-0.2C、A1-10RE中間合金和粉末狀A(yù)l-75%Mn添加劑，在熔體上方加入，人工攪拌使其反應(yīng)完全，靜置Imin后；加C2Cl6除氣，靜置IOmin,扒洛燒鑄成型。取樣磨金相,經(jīng)多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)后金相圖片如圖11所示。由圖可見，長針狀的鐵相變成了花瓣狀、漢字狀，變質(zhì)效果相當(dāng)明顯。從表2測試數(shù)據(jù)可見，經(jīng)本實施例處理的樣品(處理樣5)，針狀Fe相的長度、寬度、長徑比與原始樣相比均有所變小。
[0082]實施例6A1-1 IS1-L 5Fe共晶鋁硅合金復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理
[0083]首先通過ICP光譜分析確定高鐵鋁硅合金的合金成分，具體成分見表1中5#,該合金中Fe的質(zhì)量百分比為1.48%，屬于高鐵的鑄造共晶鋁硅合金，圖12為其原始金相圖，圖片中大量針狀Fe相的出現(xiàn)切割了共晶鋁硅組織。本實施例例添加質(zhì)量百分比為Fe的質(zhì)量百分比 0.6 倍的 Al-T1-CU.0 倍的 Mn,0.05 倍 RE。
[0084]本實施例的高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法具體如下:
[0085](I)稱取1#合金質(zhì)量為A (g)。采用井式電阻爐，剛玉坩堝熔煉合金。將合金放入剛玉坩堝，預(yù)熱至400°C時撒上覆蓋劑，當(dāng)溫度升至720°C待合金成熔融狀。
[0086](2)以熔體中鐵含量為標(biāo)準(zhǔn)，本例中Fe的質(zhì)量百分比為1.48%A(g)。通過機械切割法制備 0.6X1.48%A(g)的塊狀 Al-5T1-0.2C 和 0.05X10X1.48%A(g)的塊狀 A1-10RE中間合金，可通過機械破碎法制備1.0X4/3X 1.48%A(g)的Al_75%Mn添加劑，均在200°C預(yù)熱待用。
[0087](3)在720°C將200°C預(yù)熱好的塊狀A(yù)l-5T1-0.2C、A1-10RE中間合金和粉末狀A(yù)l-75%Mn添加劑，在熔體上方加入，人工攪拌使其反應(yīng)完全，靜置3min后；加C2Cl6除氣，靜置15min,扒洛燒鑄成型。取樣磨金相,經(jīng)多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)后金相圖片如圖13所示。由圖可見，長針狀的鐵相變成了花瓣狀，細(xì)化變質(zhì)效果相當(dāng)明顯。從表2測試數(shù)據(jù)可見，經(jīng)本實施例處理的樣品(處理樣6)，針狀Fe相的長度、寬度、長徑比與原始樣(原始樣5)相比均有所變小。
[0088]對比例I單獨添加Al-T1-C處理Al-llS1-2Cu-lFe合金
[0089]本對比例采用單獨添加Al-T1-C的方法。首先通過ICP光譜數(shù)據(jù)確定鋁合金具體成分，具體成分見表1中1#，該合金Fe的質(zhì)量百分比為1.05%，屬于高鐵ADC12鑄造鋁硅合金。本對比例單獨添加質(zhì)量百分比為Fe的質(zhì)量百分比0.6倍的Al-5T1-0.2C中間合金，分析其對鑄造鋁合金中Fe相的影響。
[0090]高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法具體如下:
[0091](1)稱取1#合金質(zhì)量為A (g)。采用井式電阻爐，剛玉坩堝熔煉合金。將合金放入剛玉坩堝，預(yù)熱至400°C時撒上覆蓋劑，當(dāng)溫度升至720°C待鋁合金成熔融狀。
[0092](2)以熔體中Fe的質(zhì)量百分比為標(biāo)準(zhǔn)，本例中Fe的質(zhì)量百分比為1.05%A(g)。通過機械切割法制備0.6 X 1.05%A(g)的塊狀A(yù)l-5T1-0.2C中間合金，200°C預(yù)熱待用。
[0093](3)在760°C將200°C預(yù)熱好的塊狀A(yù)l-5Ti_0.2C中間合金在熔體上方加入，人工攪拌使其反應(yīng)完全，靜置2min ;加C2Cl6除氣，靜置13min，扒渣澆鑄成型。取樣磨金相，金相圖片如圖14所示。
[0094]與圖1比較，圖14原始組織相比較，長條的針狀β鐵相明顯變短變少，小針狀的Si相也有一定的細(xì)化，但長條針狀組織仍占有相當(dāng)大的比例。Fe相晶粒測試數(shù)據(jù)如表2所示(對比樣I)。
[0095]對比例2單獨添加Mn處理Al-llS1-2Cu_lFe合金
[0096]本對比例采用單獨添加Mn的方法。首先通過ICP光譜數(shù)據(jù)確定鋁合金具體成分，具體成分見表1中1#，該合金Fe的質(zhì)量百分比為1.05%，屬于高鐵ADC12鑄造鋁硅合金。本對比例單獨添加質(zhì)量百分比為Fe的質(zhì)量百分比I倍的Mn，分析其對鑄造鋁合金中Fe相的影響。
[0097]高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法具體如下:
[0098]( 1)稱取1#合金質(zhì)量為A (g)。米用井式電阻爐，剛玉i甘禍熔煉合金。將合金放入剛玉坩堝，預(yù)熱至400°C時撒上覆蓋劑，當(dāng)溫度升至720°C待合金成熔融狀。
[0099](2)以熔體中鐵的質(zhì)量百分比為標(biāo)準(zhǔn)，本例中Fe的質(zhì)量百分比為1.05%A(g)。Al-75%Mn是粉末狀，可通過機械破碎法制備1.0 X 4/3 X 1.05%A(g)的Al_75%Mn添加劑，200°C預(yù)熱待用。
[0100](3)在760°C將200°C預(yù)熱好的Al_75%Mn添加劑在熔體上方加入，人工攪拌使其反應(yīng)完全，靜置2min后；WC2Cl6除氣，靜置13min，扒渣澆鑄成型。取樣磨金相，金相圖片如圖15所示。
[0101]與圖1比較，圖15中長條的β針狀幾乎消失，出現(xiàn)了較多樹枝狀、漢字狀α鐵相，但組織較為粗大，小針狀的Si相幾乎沒有變化。Fe相晶粒測試數(shù)據(jù)如表2所示(對比樣2)。
[0102]對比例3單獨添加RE處理Al-llS1-2Cu_lFe合金
[0103]本對比例采用單獨添加RE的方法。首先通過ICP光譜數(shù)據(jù)確定鋁合金具體成分，具體成分見表1中1#，該合金Fe的質(zhì)量百分比為1.05%，屬于高鐵ADC12鑄造鋁硅合金。本對比例單獨添加質(zhì)量為Fe的質(zhì)量百分比0.05倍的RE，分析其對鑄造鋁合金中Fe相的影響。
[0104]高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法具體如下:
[0105](I)稱取1#合金質(zhì)量為A (g)。采用井式電阻爐，剛玉坩堝熔煉合金。將合金放入剛玉坩堝，預(yù)熱至350~400°C時撒上覆蓋劑，當(dāng)溫度升至700~740°C待合金成熔融狀。
[0106](2)以熔體中鐵鐵的質(zhì)量百分比為標(biāo)準(zhǔn)，本例中Fe的質(zhì)量百分比為1.05%A(g)。A1-10RE是固體塊狀，可通過機械法切割制備0.05X10X1.05%A(g)的A1-10RE中間合金，200°C預(yù)熱待用。
[0107](3)在760°C將200°C預(yù)熱好塊狀的A1-10RE中間合金在熔體上方加入，人工攪拌使其反應(yīng)完全，靜置2min后；WC2Cl6除氣，靜置13min，扒渣澆鑄成型。取樣磨金相，金相圖片如圖16所示。
[0108]與圖1比較，圖16中長條的β針狀相大量減少且長度變短，并且合金中出現(xiàn)了少量方塊狀和花瓣狀的α鐵相，小針狀的Si相有一定細(xì)化出現(xiàn)。Fe相晶粒測試數(shù)據(jù)如表2所示(對比樣3)。
[0109]對比例4復(fù)合添加Al-T1-C、Mn處理Al-llS1-2Cu-lFe合金
[0110]本對比例采用復(fù)合添加Al-T1-C和Mn的方法。首先通過ICP光譜數(shù)據(jù)確定鋁合金具體成分，具體成分見表1中，該合金Fe的質(zhì)量百分比為1.05%，屬于高鐵的ADC12鑄造鋁硅合金。本對比例添加Fe的質(zhì)量百分比0.6倍Al-T1-C和1.0倍Mn，分析其對鑄造鋁合金中Fe相的影響。
[0111]高Fe鋁硅合金中`Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法具體如下:
[0112](I)稱取1#合金質(zhì)量為A (g)。采用井式電阻爐，剛玉坩堝熔煉合金。將合金放入剛玉坩堝，預(yù)熱至400°C時撒上覆蓋劑，當(dāng)溫度升至720°C待合金成熔融狀。
[0113](2)以熔體中鐵的質(zhì)量百分比為標(biāo)準(zhǔn)，本例中Fe的質(zhì)量百分比為1.05%A(g)。通過機械切割法制備0.6 X 1.05%A(g)的塊狀A(yù)l-5T1-0.2C中間合金，可通過機械破碎法制備
1.0X 4/3 X 1.05%A (g)的 Al_75%Mn 添加劑，均在 200°C預(yù)熱待用。
[0114](3)在760°C將200°C預(yù)熱好的塊狀A(yù)l-5T1-0.2C中間合金和粉末狀A(yù)l_75%Mn添加劑，在熔體上方加入，人工攪拌使其反應(yīng)完全，靜置2min后；加C2Cl6除氣，靜置13min，扒渣澆鑄成型，金相圖片如圖17所示。
[0115]與圖1比較，圖17中的長針狀組織發(fā)生明顯變質(zhì)，形成花瓣狀、漢字狀組織，細(xì)針狀Si相發(fā)生了一定的細(xì)化。Fe相晶粒測試數(shù)據(jù)如表2所示(對比樣4)。
[0116]表1各高Fe鋁硅合金的ICP光譜數(shù)據(jù)
[0117]
No I Si — FeCuZnMnTiAl
1# 10.911.051.981.050.240.049余量
2# 12.270.950.622.030.220.051余量
3# 11.151.932,150,860.310.047余量
4#7.071.510.090.050.020.007余量
5# 11.371.480,040.030,080,012余量
[0118]表2各試樣的Fe相組織對比表
【權(quán)利要求】
1.一種高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法，其特征在于，包括以下步驟: (1)700~740°C熔化高Fe鋁硅合金，得到鋁合金溶液；所述高Fe鋁硅合金中Fe的質(zhì)量百分比為0.8%~2.0% ； (2)對多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)劑在150~250°C進行預(yù)熱，所述多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)劑包含Al-T1-C, Mn 和 RE ； (3)將多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)劑加入鋁合金溶液，充分?jǐn)嚢柚镣耆磻?yīng)，加入C2Cl6進行精煉除氣，靜置10~15分鐘，扒渣澆鑄成型。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法，所述Al-T1-C的用量為: 設(shè)高Fe鋁硅合金中Fe的質(zhì)量百分比為t，則Al-T1-C相對于高Fe鋁硅合金的質(zhì)量百分比為0.2t~2.0t。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法，所述Mn的用量為: 設(shè)高Fe鋁硅合金中Fe的質(zhì)量百分比為t，則Mn相對于高Fe鋁硅合金的質(zhì)量百分比為0.2t ~1.0t0
4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法，所述Re的用量為: 設(shè)高Fe鋁硅合金中Fe的質(zhì)量百分比為t，則RE相對于高Fe鋁硅合金的質(zhì)量百分比為0.01t ~0.1t0
5.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法，所述多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)劑由Al-5T1-0.2C中間合金、Al-75%Mn添加劑、Al-1ORe中間合金組成。
6.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高Fe鋁硅合金中Fe相的多元復(fù)合細(xì)化變質(zhì)處理方法，所述攪拌，具體為: 以200~500r/min的速率進行攪拌。
【文檔編號】C22C1/03GK103820683SQ201410073152
【公開日】2014年5月28日 申請日期:2014年2月28日 優(yōu)先權(quán)日:2014年2月28日
【發(fā)明者】李文芳, 唐鵬, 杜軍, 馬勝紅 申請人:華南理工大學(xué)