一种高铁铝硅合金中Fe相的变质方法以及变质合金与流程

本发明属于合金
技术领域：
，具体涉及一种高铁铝硅合金中fe相变质方法以及高铁铝硅变质合金。
背景技术：
：亚共晶铝硅合金由于其优异的铸造性、良好的耐腐蚀性和综合机械性能而广泛用于各工业行业，这些合金多用废旧铝熔炼而成，也称为再生铝合金。目前，全球铝消耗量非常大，每年大批铝材达到服役年限报废，造成大量废旧铝资源的富集；全世界每年上千万吨的各种废杂铝通过加工而成为再生铝合金，约满足了铝市场总需求量的45％，且该比例仍在不断提高，但其中fe杂质含量远高于限定标准。然而，fe元素作为亚共晶铝硅合金中的杂质存在，往往形成脆性金属间化合物。在铝硅凝固过程中形成的富fe的金属间化合物通常可分为两种不同的形态：针状和汉字状(也称骨架状)。由脆性特征和应力集中分析，长针状β-fe相(β-al5fesi相金属间化合物)被认为对合金力学性能不利，而汉字或骨架状的α-fe相被认为不会引发裂纹。因此，大量的研究致力于控制这些有害的针状β-fe相的形态。目前可以通过添加金属元素来变质有害富铁相，如murali等人在含铁量为0.6wt％的al-7si-0.3mg合金中加入一定量的be后，铁相在凝固过程中的析出顺序从原来的三元共晶反应变成了be-fe包晶反应，β-fe相的形貌从针状变成了汉字状或者多边形状，有害富铁相得到了较小程度的控制。此外，为提高再生铝合金性能，还有多种改善高铁铝硅合金中fe相的方法，如电磁分离、重力沉降、熔体过热处理等，这些方法能够在一定程度上改变高铁铝硅合金组织形貌，但普遍存在除铁效率低、工艺复杂、成本较高，工艺参数也难以控制的弊端，且一旦操作不当，甚至会降低合金的力学性能。技术实现要素：有鉴于此，本发明的目的在于提供一种高铁铝硅合金中fe相的变质方法，较高程度地使高铁铝硅合金中有害β-fe相转变为α-fe，且变质效果好，高铁铝硅合金力学性能得到提升，工艺简单；本发明还提供了一种高铁铝硅变质合金。为了实现上述发明目的，本发明提供了以下技术方案：本发明提供一种高铁铝硅合金中fe相的变质方法，包括以下步骤：(1)提供高铁铝硅合金熔液；(2)对al-10co中间合金进行预热，得到预热al-10co中间合金；(3)向所述步骤(1)的高铁铝硅合金熔液中加入所述步骤(2)的预热al-10co中间合金，进行变质反应，得到变质合金料液，然后进行精炼浇铸，得到变质合金；所述步骤(1)和(2)没有时间先后顺序。优选的，按质量百分比计，所述步骤(1)的高铁铝硅合金熔液包括al87.4～89.6％，si9.0～11.0％和fe1.4～1.6％。优选的，所述步骤(1)中高铁铝硅合金熔液的制备方法包括：将所述高铁铝硅合金熔化，得到高铁铝硅合金熔液；所述熔化的温度为700～740℃。优选的，向所述高铁铝硅合金熔液中加入al-10co中间合金前，还包括将所述高铁铝硅合金熔液进行保温处理；所述保温处理的时间为10～15min，保温处理的温度为705～735℃。优选的，所述步骤(2)中预热的温度为190～210℃，预热的时间为10～20min。优选的，所述步骤(3)中预热al-10co中间合金中钴的质量以铝合金熔液中铁元素的质量含量为基准计，所述预热al-10co中间合金中钴的质量为铝合金熔液中铁质量的0.5～2.5倍。优选的，所述步骤(3)中变质反应的温度为800～900℃；所述变质反应的时间为20～30min；所述变质反应在搅拌的条件下进行；所述搅拌的转速为50～350转/min。优选的，所述步骤(3)中精炼浇铸包括依次进行的精炼除气和浇铸成型；所述精炼除气用精炼剂为c2cl6；所述精炼剂与变质合金料液的质量比为1：(40～50)；所述精炼除气的温度为750～760℃，时间为10～15min；所述浇铸成型的温度为740～750℃。本发明提供了上述技术方案所述的变质方法得到的高铁铝硅变质合金。优选的，按质量百分比计，所述高铁铝硅变质合金包括co0.75～3.75％，fe1.45～1.55％，si9.0～11％，al83.7～88.8％以及不可避免的杂质。本发明提供了一种高铁铝硅合金中fe相的变质方法，首先预热al-10co中间合金，有利于中间合金进入高铁铝硅合金熔液，便于后期变质反应发生；本发明采用高铁铝硅合金熔液，有利于金属熔合；在变质过程中，钴与铁具有相似的物理化学性质，在al-fe-co三元反应中co原子会置换fe原子从而促使β-fe相发生变质向α-fe相转变，较高程度地使高铁铝硅合金中有害β-fe相转变为α-fe相，进而改变合金组织形貌；同时，co元素与其他具有变质作用的金属元素相比较，co不与si反应，形成的附加相更少，在对fe相变质作用的发挥的同时不易破坏合金组织结构。本发明通过在高铁铝硅合金中添加co元素，得到变质中和的合金组织；组织变质后，由于割裂基体的针状β-fe相逐渐消失，晶粒得到细化，晶界数目相应增多，阻碍了位错的运动，减小局部的应力集中，进而提高了所述高铁铝硅合金的力学性能。实验结果表明，原始合金中fe相主要为β-al5fesi，加co后的高铁铝硅合金中针状β-fe相开始缩短变细，并有团聚成小块状的趋势，质量比co/fe＝1.5的高铁铝硅变质合金中fe相主要为α-al15(fe,co)3si2，达到了最佳变质效果；当质量比co/fe＝1.5时针状铁相基本消失并颗粒化，组织晶粒也得到了细化，断口的较原始合金明显出现韧窝，且断口晶粒较细，有效提高拉伸强度，高铁铝硅合金力学性能得到极大提升。附图说明图1为对比例1制备得到的al-10si-1.5fe的高铁铝硅合金的200倍金相图；图2为实施例1制备得到的高铁铝硅变质合金的200倍金相图；图3为实施例2制备得到的高铁铝硅变质合金的200倍金相图；图4为实施例3制备得到的高铁铝硅变质合金的200倍金相图；图5为实施例4制备得到的高铁铝硅变质合金的200倍金相图；图6为对比例1制备得到的高铁铝硅变质合金的sem图；图7为对比例1制备得到的al-10si-1.5fe高铁铝硅合金的拉伸断口sem图；图8为实施例3制备得到的高铁铝硅变质合金的sem图；图9为实施例3制备得到的高铁铝硅变质合金的拉伸断口sem图；图10为实施例4制备得到的高铁铝硅变质合金的拉伸断口sem图；图11为对比例1制备得到的al-10si-1.5fe的高铁铝硅合金、实施例3和实施例4制备得到的高铁铝硅变质合金的xrd图。具体实施方式本发明提供了一种高铁铝硅合金中fe相的变质方法，包括以下步骤：(1)提供高铁铝硅合金熔液；(2)对al-10co中间合金进行预热，得到预热al-10co中间合金；(3)向所述步骤(1)的高铁铝硅合金熔液中加入所述步骤(2)的预热al-10co中间合金，进行变质反应，得到变质合金料液，然后进行精炼浇铸，得到变质合金；所述步骤(1)和(2)没有时间先后顺序。在本发明中，若无特殊说明，所有的组分均为本领域技术人员熟知的市售商品。在本发明中，以质量百分含量计，所述高铁铝硅合金熔液优选包括al87.4～89.6％，si9.0～11.0％和fe1.4～1.6％。在本发明中，以质量百分含量计，所述高铁铝硅合金熔液优选包括al87.4～89.6％，更优选包括al87.5～89.5％。在本发明中，以质量百分含量计，所述高铁铝硅合金熔液优选包括si9.0～11.0％，更优选包括si9.1～10.9％。在本发明中，以质量百分含量计，所述高铁铝硅合金熔液优选包括fe1.4～1.6％，更优选包括fe1.41～1.59％。在本发明中，所述高铁铝硅合金熔液的制备方法优选为将对应组分的高铁铝硅合金熔化，得到高铁铝硅合金熔液。在本发明中，所述熔化的温度优选为700～740℃。本发明对所述高铁铝硅合金的来源没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的即可。本发明对al-10co中间合金进行预热，得到预热al-10co中间合金。在本发明中，所述预热的温度优选为190～210℃，更优选为195～205℃，最优选为200℃。在本发明中，所述预热的时间优选为10～20min，更优选为12～18min，最优选为15min。本发明通过预热al-10co中间合金，去除al-10co中间合金的水分，并且有利于al-10co中间合金良好熔入高铁铝硅合金熔液中。得到高铁铝硅合金溶液和预热al-10co中间合金后，本发明向所述高铁铝硅合金熔液中加入所述预热al-10co中间合金，得到合金混合料液。向所述高铁铝硅合金熔液中加入中间合金前，本发明优选还包括将所述高铁铝硅合金熔液进行保温处理。在本发明中，所述保温处理的时间优选为10～15min，更优选为11～14min；所述保温处理的温度优选为705～735℃，更优选为710～730℃，最优选为715～725℃。在本发明中，由所述熔化的温度到所述保温的温度的变温速率优选为5～30℃/min，更优选为10～30℃/min，最优选为30℃/min。本发明通过保温，使高铁铝硅合金充分熔化，有利于为合金变质提供物质基础。所述保温处理过程中，本发明优选向高铁铝硅合金熔液中加入覆盖剂。在本发明中，所述覆盖剂的质量优选为高铁铝硅合金总质量的2～3％。在本发明中，所述覆盖剂优选为nacl和/或kcl，更优选为nacl和kcl的混合物；所述覆盖剂采用nacl和kcl的混合物时，所述nacl和kcl的质量比优选为1:1.5。本发明加入覆盖剂，有利于对高铁铝硅合金熔液的保温并避免合金氧化。在本发明中，所述预热al-10co中间合金中钴的质量以高铁铝硅合金熔液中铁元素的质量含量为基准计，所述预热al-10co中间合金中钴的质量优选为铝合金熔液中铁质量的0.5～2.5倍，更优选为1.0～2.0倍，最优选为1.5倍。本发明优选通过直读光谱确定高铁铝硅合金中铁元素的含量。本发明严格控制中间合金的加入量，能够有效保证变质效果的基础上无多余中间合金残留，且使得针状铁相形貌发生明显的变化，无长条针状出现。在本发明中，所述al-10co中间合金作为变质剂，co不与si结合，可以形成更少的附加相，同时co元素的添加可以将长针状的β-fe的形态转化为更紧凑的汉字状或骨架状的α-fe相形态。本发明优选将所述预热al-10co中间合金压入至高铁铝硅合金熔液。本发明以压入的方法加入al-10co中间合金，可以有效降低合金烧损。本发明对压入的方法没有特殊限定，采用本领域技术人员熟知的中间合金压入的方法即可。本发明优选使用特定的压入工具进行al-10co中间合金的加入。在本发明中，所述特定的压入工具优选为四周开孔的钟罩。加入预热al-10co中金合金后，本发明将所得合金混合料液进行变质反应，得到变质合金料液。在本发明中，所述变质反应的温度优选为800～900℃，进一步优选为840～860℃，最优选为845～855℃；所述变质反应的时间优选为20～30min，进一步优选为25～30min。在本发明中，所述变质反应优选在搅拌的条件下进行；所述搅拌的转速优选为50～350r/min。在本发明中，由所述保温的温度到所述变质的温度的升温速率优选为5～30℃/min，更优选为10～30℃/min，最优选为30℃/min。在本发明中，钴与铁具有相似的物理化学性质，在变质过程中，al-fe-co三元反应中的co原子会置换fe原子从而促使β-fe相发生变质向α-fe相转变，较高程度地使高铁铝硅合金中有害β-fe相转变为α-fe相，进而改变合金组织形貌。变质反应后，本发明将变质合金料液进行精炼浇铸，得到变质合金。在本发明中，所述精炼浇铸优选包括依次进行的精炼除气和浇铸成型。在本发明中，所述精炼除气用精炼剂优选为c2cl6。在本发明中，所述精炼剂与变质合金料液的质量比优选为1：(40～50)，更优选为1：(42～48)。在本发明中，所述精炼除气的温度优选为750～760℃，所述精炼除气的时间优选为10～15min，更优选为12～13min。在本发明中，由所述变质的温度到所述精炼除气的温度的降温速率优选为5～30℃/min，更优选为10～30℃/min，最优选为30℃/min。本发明对所述精炼除气的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的合金冶炼过程中的精炼除气的方式即可。在本发明中，所述精炼除气优选在静置的条件下进行。在本发明中，所述浇铸成型的温度优选为740～750℃。在本发明中，由所述精炼除气的温度到所述浇铸的温度的降温速率优选为5～30℃/min，更优选为10～30℃/min，最优选为30℃/min。本发明对所述浇铸成型的工艺没有特殊限定，采用本领域技术人员熟知的浇铸成型工艺即可。在本发明中，所述浇铸成型用模具的温度优选为200℃；所述浇铸成型用模具的形状以能得到目标合金的形状为准。在本发明中，精炼除气后，浇铸成型前，本发明优选对熔体进行扒渣。本发明对所述扒渣的具体实施方式没有特殊限定，采用本领域技术人员熟知的方式即可。本发明通过扒渣，防止倒入模具时合金内混入残渣杂质造成合金组织缺陷，降低合金理化性能。以质量百分含量计，本发明得到的高铁铝硅变质合金优选包括co0.75～3.75％，fe1.45～1.55％，si9.0～11.0％，al83.7～88.8％以及不可避免的杂质。在本发明中，按质量百分比计，所述高铁铝硅变质合金优选包括co0.75～3.75％，更优选为1.5～3.0％。在本发明中，按质量百分比计，所述高铁铝硅变质合金优选包括fe1.45～1.55％，更优选为1.48～1.52％。在本发明中，按质量百分比计，所述高铁铝硅变质合金优选包括si9.0～11.0％，更优选为9.8～10.5％。在本发明中，按质量百分比计，所述高铁铝硅变质合金优选包括al83.7～88.8％，更优选为85～88％。在本发明中，所述高铁铝硅变质合金优选包括不可避免的杂质。本发明还提供了上述技术方案所述的变质方法得到的高铁铝硅变质合金。在本发明中，所述变质合金的组分如前所述，在此不再赘述。在本发明中，原始合金的相主要为β-fe相，随co加入量增加，针状β-fe相开始缩短变细，并有团聚成小块状的趋势，合金相由有害的β-fe向更为紧凑的α-fe相转变。为了进一步说明本发明，下面结合实施例对本发明提供的高铁铝硅合金中fe相的变质方法及其高铁铝硅变质合金进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。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。本申请对比例及实施例的合金用量设计思路为：设计得到500g高铁铝硅变质合金，按高铁铝硅变质合金中fe质量百分比为1.5％，以及co与fe的质量比，确定co的质量百分比，进而确定铝钴合金的质量；实施例中al-10si-1.5fe合金由于制备过程中存在元素含量的变化，实际fe与si含量百分比存在一定波动，在对其进行变质处理前，还需添加速溶硅及一定量铁剂进行熔炼以补充元素含量，元素用量调整及最后合金成分根据直读光谱确定。对比例1将490gal-10si合金在740℃条件下加热并保温10min进行熔炼，得到铝合金熔液；将10g铁剂al-75fe在200℃下预热后，加入至所述铝合金熔液中，搅拌5min后，进行合金化反应15min，将所述合金化反应后得到的熔液降温至720℃，静置5min，加入10gc2cl6搅拌，静置10min进行精炼除气，扒渣，将熔体浇铸至200℃预热的模具中，得到理论组分为al-10si-1.5fe高铁铝硅合金。实施例1将458g的al-10si-1.5fe合金、4g速溶硅al-95si、0.5g铁剂在740℃条件下加热并保温10min进行熔炼，得到高铁铝硅合金熔液，其中含有高铁铝硅合金约462.5g，组分为al-10si-1.5fe，以此作为变质处理基体合金。按照预热al-10co中间合金中钴的质量为该变质处理基体高铁铝硅合金熔液中铁质量的0.5倍，将37.5gal-10co中间合金在200℃下预热后，压入至所述高铁铝硅合金熔液中，搅拌10min后，升温至850℃进行变质反应25min，将所述变质反应后得到的熔液降温至750℃，加入10gc2cl6搅拌，静置10min进行精炼除气，扒渣，于750℃的浇铸温度下将熔体浇铸至200℃预热的模具中，得到含质量比co/fe＝0.5的高铁铝硅变质合金。经直读光谱测试，可知该高铁铝硅变质合金熔液中si质量百分占比接近10％，fe质量百分占比接近1.5％，co质量百分占比接近0.75％，余量为al及不可避免的杂质。实施例2将415.5g的al-10si-1.5fe合金、8g速溶硅al-95si、1.5g铁剂在740℃条件下加热并保温10min进行熔炼，得到高铁铝硅合金熔液，其中含有高铁铝硅合金约425g，组分为al-10si-1.5fe，以此作为变质处理基体合金。按照预热al-10co中间合金中钴的质量为该变质处理基体高铁铝硅合金熔液中铁质量的1倍，将75gal-10co中间合金在200℃下预热后，加入至所述高铁铝硅合金熔液中，搅拌5min后，升温至850℃进行变质反应25min，将所述变质反应后得到的熔液降温至750℃，加入10gc2cl6搅拌，静置10min进行精炼除气，扒渣，于750℃的浇铸温度下将熔体浇铸至200℃预热的模具中，得到含质量比co/fe＝1的高铁铝硅变质合金。经直读光谱测试，可知该高铁铝硅变质合金熔液中si质量百分占比接近10％，fe质量百分占比接近1.5％，co质量百分占比接近1.5％，余量为al及不可避免的杂质。实施例3将373g的al-10si-1.5fe合金、12g速溶硅al-95si、2.5g铁剂在740℃条件下加热并保温10min进行熔炼，得到高铁铝硅合金熔液，其中含有高铁铝硅合金约387.5g，组分为al-10si-1.5fe，以此作为变质处理基体合金。按照预热al-10co中间合金中钴的质量为该变质处理基体高铁铝硅合金熔液中铁质量的1.5倍，将112.5gal-10co中间合金在200℃下预热后，加入至所述高铁铝硅合金熔液中，搅拌5min后，升温至850℃进行变质反应25min，将所述变质反应后得到的熔液降温至750℃，加入10gc2cl6搅拌，静置10min进行精炼除气，扒渣，于750℃的浇铸温度下将熔体浇铸至200℃预热的模具中，得到含质量比co/fe＝1.5的高铁铝硅变质合金。经直读光谱测试，可知该高铁铝硅变质合金熔液中si质量百分占比接近10％，fe质量百分占比接近1.5％，co质量百分占比接近2.25％，余量为al及不可避免的杂质。实施例4将330.5g的al-10si-1.5fe合金、16g速溶硅al-95si、3.5g铁剂在740℃条件下加热并保温10min进行熔炼，得到高铁铝硅合金熔液，其中含有高铁铝硅合金约350g，组分为al-10si-1.5fe，以此作为变质处理基体合金。按照预热al-10co中间合金中钴的质量为该变质处理基体高铁铝硅合金熔液中铁质量的2.0倍，将150gal-10co中间合金在200℃下预热后，加入至所述高铁铝硅合金熔液中，搅拌5min后，升温至850℃进行变质反应25min，将所述变质反应后得到的熔液降温至750℃，加入10gc2cl6搅拌，静置10min进行精炼除气，扒渣，于750℃的浇铸温度下将熔体浇铸至200℃预热的模具中，得到含质量比co/fe＝2.0的高铁铝硅变质合金。经直读光谱测试，可知该高铁铝硅变质合金熔液中si质量百分占比接近10％，fe质量百分占比接近1.5％，co质量百分占比接近3.0％，余量为al及不可避免的杂质。在室温下于instron8801试验系统上进行拉伸测试，拉伸速率为1mm/min，拉伸试样限制采用astme8m-04标准，对对比例1得到的高铁铝硅合金以及实施例1～4得到的高铁铝硅变质合金的抗拉强度和拉伸率进行测定，测试结果见表1。表1对比例1及实施例1～4高铁铝硅合金产品的抗拉强度和拉伸率测试结果抗拉强度/mpa拉伸率/％对比例191.530.76实施例1115.90.985实施例2123.30.912实施例3152.71.10实施例4134.41.01由表1可见，对比例1制备得到的原始合金al-10si-1.5fe的高铁铝硅合金抗拉强度为91.53mpa，拉伸率仅0.76％，力学性能一般；经过本发明变质方法处理过后，如实施例1～4所示，变质合金抗拉强度为115.9～152.7mpa，拉伸率为0.985～1.10％，合金抗拉强度及拉伸率都有很大提高，力学性能提升明显。采用金相显微镜对对比例1所得al-10si-1.5fe高铁铝硅合金以及实施例1～4所得高铁铝硅变质合金进行金相组织观察，观察结果分别如图1～5所示。将图2～5分别与图1对比可以看出，加co后的铝硅合金中针状β-fe相开始缩短变细，并有团聚成小块状的趋势；由图3和图4对比可以看出，针状铁相基本消失并颗粒化，组织晶粒也得到了细化，其中实施例3质量比co/fe＝1.5的组织变质细化效果最好。通过粒经分析可知，由图1的原始合金的平均长度尺寸为134.64μm降低至图4的平均长度尺寸15.46μm，合金组织晶粒得到变质细化；由图5可以看出，随着co含量的加大，颗粒状α-al相对比于图4相对粗大，且呈现“裂解”状的条形fe相，从而导致力学性能较实施例3稍有下降。对对比例1所得al-10si-1.5fe的高铁铝硅合金进行sem测试，测试结果见图6；对对比例1所得al-10si-1.5fe的高铁铝硅合金的拉伸断口进行sem测试，测试结果见图7；对实施例3所得高铁铝硅变质合金进行sem检测，检测结果如图8所示；对实施例3所得高铁铝硅变质合金的拉伸断口进行sem测试，测试结果见图9；对实施例4所得高铁铝硅变质合金的拉伸断口进行sem测试，测试结果见图10。由图6和图8对比可知，针状fe相明显颗粒化，且分布较为均匀。由图7、图9和图10对比可知，变质前原始合金断口台阶面比较大、断口较为平整，为脆性断裂；经变质处理后高铁铝硅变质合金比对比例1变质前合金的原始合金韧窝相比明显，且断口晶粒较细，有效提高拉伸强度；图10由于co含量增多，断口出现大块亮白色物块，经xrd测试为co的金属间化合物，力学性能较实施例3略有下降，但相较于对比例1高铁铝硅合金而言，力学性能仍上升明显。对对比例1所得高铁铝硅合金、实施例3和实施例4所的高铁铝硅变质合金进行xrd检测，检测结果如图11所示。由图11可知，变质前原始合金主要为β-al5fesi，质量比co/fe＝1.5的变质合金主要为α-al15(fe,co)3si2，当co/fe＝2.0时变质合金中α-al15(fe,co)3si2相有所减少。由以上实施例可知，本发明在al-fe-co三元反应中co原子会置换fe原子从而促使β-fe相发生变质向α-fe相转变，较高程度地使高铁铝硅合金中有害β-fe相转变为α-fe相，进而改变合金组织形貌，组织变质后，由于割裂基体的针状β-fe相逐渐消失，晶粒得到细化，晶界数目相应增多，阻碍了位错的运动，减小局部的应力集中，进而提高了所述高铁铝硅合金的力学性能，变质效果好。本发明提供的高铁铝硅合金中fe相的变质方法，操作简单，重复性好，具有极大的工业应用价值。以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本
技术领域：
的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。当前第1页12