一种高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法
【专利摘要】本发明公开了一种高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法，包括以下步骤：（1）700～740℃熔化高Fe铝硅合金，得到铝合金溶液；所述高Fe铝硅合金中Fe的质量百分比为0.8%～2.0%；（2）对多元复合细化变质剂在150～250℃进行预热，所述多元复合细化变质剂包含Al-Ti-C、Mn、RE；（3）将多元复合细化变质剂加入铝合金溶液，充分搅拌至完全反应，加入C2Cl6进行精炼除气，静置10～15分钟，扒渣浇铸成型。本发明将高Fe铝硅合金中Fe相的细化与变质处理合为一体，简化了熔体处理工艺，其方法简单，细化变质剂制备方便，加入量易于控制，无污染析出。
【专利说明】一种高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法
【技术领域】
[0001]本发明涉及Al-Si系铸造铝合金中Fe相的变质处理方法，特别涉及一种高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法。
【背景技术】
[0002]铸造铝合金作为一种传统的金属合金材料，被广泛用在汽车、机械、航天等各个领域。铝硅合金是用量最大的铸造铝合金，占整个铝铸件85% — 90%。如ADC12就是日本的一种铸造铝硅合金牌号，相当于国内广泛应用的压铸合金YL113，属于Al-S1-Cu系合金。其中ADC12合金中要求Fe%〈0.9%，YLl 13则要求Fe%〈l.3%。然而ADC12合金基本用废旧铝熔炼的，其Fe、Si含量远高于限定标准。在工业生产中一般是加入原铝稀释降低Fe含量，其成本高而且也污染了原铝，因此需展开高Fe铸造铝合金的应用研究。其方法之一，就是通过细化变质改变有害铁相的存在形式。在高Fe的铝硅合金中，主要生成三元相α铁相和β铁相。其中以粗大片状的β铁相危害显著，呈汉字状的α铁相对于性能的影响危害较小，因此通过添加适量的微量合金元素进行细化和变质处理来改变铁相的生长方式，在细化Fe相的同时，促进α铁相的生成，抑制β铁相的形成，从而提闻铸造闻Fe招娃合金的性能。
[0003]所谓晶粒细化技术，是在细化组织后各向异性小，加工时变性均匀，且使易聚集在晶界的杂质、夹渣及低熔点共晶组织分布更均匀，因此具有更细小晶粒组织的铸锭，其力学性能和加工性能均较好。常见的方法有增大冷却强度、加强金属液流动、外加熔剂法等。所谓变质处理技术，是指向金属液内添加少量物质，促进金属液生核或改变晶体生长过程的一种方法。传统的变质处理，如外加熔剂法、熔体过热处理、提高冷却速度等，都可以不同程度改变铸造铝合金中的 铁相。本发明的复合细化变质技术，是利用几种不同元素的变质及细化效果，通过相互的耦合作用，改变合金中针状铁相，获得较为弥散的组织，改善性能。相对而言，外加熔剂法可同时对晶粒起到细化和变质作用，且具有操作简单、工艺易于控制，成本低廉等优势。
【发明内容】
[0004]为了克服现有技术的上述缺点与不足，本发明的目的在于提供一种高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法，将高Fe铝硅合金中Fe相的细化与变质处理合为一体，简化了熔体处理工艺，其方法简单，多元复合细化变质剂制备方便，加入量易于控制，无污染析出。
[0005]本发明的目的通过以下技术方案实现:
[0006]一种高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法，包括以下步骤:
[0007](I) 700~740°C熔化高Fe铝硅合金，得到铝合金溶液；所述高Fe铝硅合金中Fe的质量百分比为0.8%~2.0% ；
[0008](2)对多元复合细化变质剂在150~250°C进行预热，所述多元复合细化变质剂包含 Al-T1-C, Mn 和 RE ；[0009](3)将多元复合细化变质剂加入铝合金溶液，充分搅拌至完全反应，加入C2Cl6进行精炼除气，静置10~15分钟，扒渣浇铸成型。
[0010]所述Al-T1-C的用量为:
[0011]设高Fe铝硅合金中Fe的质量百分比为t，则Al-T1-C相对于高Fe铝硅合金的质量百分比为0.2t~2.0t0
[0012]所述Mn的用量为:
[0013]设高Fe铝硅合金中Fe的质量百分比为t，则Mn相对于高Fe铝硅合金的质量百分比为0.2t~1.0t0
[0014]所述Re的用量为:
[0015]设高Fe铝硅合金中Fe的质量百分比为t，则RE相对于高Fe铝硅合金的质量百分比为0.01t~0.U。
[0016]所述多元复合细化变质剂由Al-5Ti_0.2C中间合金、Al_75%Mn添加剂、Al-1ORe中间合金组成。
[0017]所述搅拌，具体为:
[0018]以200~500r/min的速率进行搅拌。
[0019]本发明的多元复合细化变质处理方法的原理如下:
[0020]Al-T1-C的细化变质机理:因钛与铝反应生成TiAl3，在665°C TiAl3与液体进行包晶反应生成α-Al，此时α-Al以TiAl`3作为晶核长大。TiAl3起非均匀晶核作用，它与细化相有界面共格性。TiAl3为正方晶体，点阵常数a=b=0.0545nm, c=0.861，铝为面心立方晶体，点阵常数a=0.405nm。当(001) TiA13//(001) A1时，只要Al的晶格旋转45 °，即
[100]TiAl3//[110]A1，则两者具有界面共格对应关系，原子间距为:A1 (a=0.573nm)、TiAl3(a=b=0.545nm)，则 δ=4.9%;当(001)TiA13//(001)A1、[100]TiAl3//[110]A1 时，b 向的 δ 值同上，而c向的δ=0.17%。TiAl3熔点高(1337°C)，与液体又能进行包晶反应生成α-Α1。因此TiAl3是α-Al极有效的非均质晶核。可能存在如下反应:
[0021 ] L+TiAl3— α (Al)
[0022]当Al-T1-C以中间合金加入后形成了 TiC。一般认为，添加C以后，经历如下包晶反应:
[0023]L+TiC 或(Al，Ti)C+TiAl3— α (Al)
[0024]因为TiC或(Al，Ti)C作为α (Al)的非均质晶核比TiAl3更有有效。初生铁相具有微观光滑界面，是结晶的领先相，生长速度比α -Al相要快，其生长的各向异性导致其产生不规则的形态即针片状。通过变质使初生相的择优生长方向受到限制，抑制了富铁相在原有形核基底上生长的趋势，从而消除了针片状的遗传性，使初生相长成汉字状、方块状。
[0025]Mn的变质机理是Mn加入后扩大了 α铁相区，从而有利于针状铁相向α铁相转变。在铝硅合金中，熔炼过程中生成的Al2O3微观颗粒作为结晶核心，富Mn区原子易依附其上形核生长而生Al6Mn相；局部区域Mn和Fe原子的富集促使(FeMn)Al6的析出生长。
[0026]RE元素吸附在富Fe区周围，阻碍Fe原子迁移，增加界面前沿液相中Fe的浓度梯度，造成了成分过冷。界面上富集的稀土吸附在富铁相的表面处，阻碍其长大。这些作用造成了共晶α (Al)相和共晶Al3Fe相的离异共晶生长。并且通过与Al结合生成富铁相形核核心，影响溶质原子的扩散过程及杂质相的生长方式，取代富Fe相中部分组成元素来降低Fe/Mn等途径提高富Fe相的形核率促使Fe相多维生长。
[0027]与现有技术相比，本发明具有以下优点和有益效果:
[0028](I)本发明将对Fe相的细化处理与变质处理合为一体，简化了铸造铝合金中Fe相熔体处理工艺，降低了成本，且经大量实验和生产证明，具有非常好的细化变质效果，改善了铝硅合金的性能。
[0029](2)本发明的多元复合细化变质处理方法工艺简单，多元复合细化变质剂成分易于控制，易于实现工业化批量生产。
[0030](3)本发明的多元复合细化变质剂在使用过程中，均无污染物排出，属于环保型技术。
[0031](4)本发明对高Fe的铸造铝硅合金Fe相具有较好细化变质效果，特别对于铸造铝合金中Fe的质量百分比为0.8%~2.0%的细化变质效果尤其显著。如对于应用最为广泛的ADC12合金，与未经多元复合细化变质处理的ADC12合金相比，经复合细化变质后针状铁相变小变短，大量有害β相转变为危害较小的α相。
【专利附图】
【附图说明】
[0032]图1为实施例1的未经多元复合细化变质的Al-llS1-2Cu_lFe合金的XRD分析结果;
[0033]图2为经实施例1的多元复合细化变质后的Al-llS1-2Cu_lFe合金的XRD分析结果;`[0034]图3为实施例1的未经多元复合细化变质的Al-llS1-2Cu_lFe合金的金相组织图；
[0035]图4为经实施例1的多元复合细化变质后的Al-llS1-2Cu_lFe合金的金相组织图；
[0036]图5为经实施例2的多元复合细化变质后的Al-llS1-2Cu_lFe合金的金相组织图；
[0037]图6为实施例3的未经多元复合细化变质的Al-12Si_0.5Cu_lFe合金的金相组织图；
[0038]图7为经实施例3的多元复合细化变质后的Al-12Si_0.5Cu_lFe合金的金相组织图；
[0039]图8为实施例4的未经多元复合细化变质的Al-llS1-2Cu_2Fe合金的金相组织图；
[0040]图9为经实施例4的多元复合细化变质后的Al-12Si_0.5Cu_lFe合金的金相组织图；
[0041]图10为实施例5的未经多元复合细化变质的Al-7Si_l.5Fe合金的金相组织图；；
[0042]图11为经实施例5的多元复合细化变质后的Al-7Si_l.5Fe合金的金相组织图；
[0043]图12为实施例6的未经多元复合细化变质的Al-llS1-1.5Fe合金的金相组织图；
[0044]图13为经实施例6的多元复合细化变质后的Al-7Si_l.5Fe合金的金相组织图；
[0045]图14为经对比例I的单独添加Al-T1-C处理后的Al-llS1-2Cu_lFe合金的金相组织图；[0046]图15为经对比例2的单独添加Mn处理后的Al-llS1-2Cu_lFe合金的金相组织图；
[0047]图16为经对比例3的单独添加RE处理后的Al-llS1-2Cu_lFe合金的金相组织图；
[0048]图17为对比例4的复合Al-Ti_C、Mn处理后的Al-llS1-2Cu_lFe合金的金相组织图。
【具体实施方式】
[0049]下面结合实施例，对本发明作进一步地详细说明，但本发明的实施方式不限于此。
[0050]实施例lAl-llS1-2Cu_lFe合金复合细化变质处理
[0051]首先通过ICP光谱分析确定本实施例的高Fe铝硅合金的合金成分，具体成分见表1中1#，该合金中Fe的质量百分比为1.05%，属于高铁的ADC12铸造铝硅合金。取原始样，XRD数据如图1所示；金相组织如图3所示。本实施例添加Fe的质量百分比的0.6倍的 Al-T1-CU.0 倍的 Mn,0.08 倍 RE。
[0052]本实施例的高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法具体如下:
[0053]( I)称取1#合金质量为A (g)。米用井式电阻炉，刚玉i甘祸熔炼合金。将合金放入刚玉坩埚，预热至400°C时撒上覆盖剂，当温度升至720°C待合金成熔融状。
[0054](2)以熔体中铁的质量百分比为标准，本实施例中Fe的质量百分比为1.05%A(g)。通过机械切割法制备0.6X1. 05%A(g)的块状Α1-5Τ?-0.2C和0.08X 10X 1.05%A(g)的块状A1-10RE中间合金，可通过机械破碎法制备1.0 X 4/3 X 1.05%A(g)的Al_75%Mn添加剂，均在200°C预热待用。
[0055](3)在760°C将200°C预热的块状Al-5T1-0.2C、A1-10RE中间合金和粉末状Al-75%Mn添加剂，在熔体上方加入，以400r/min的速率人工搅拌使其反应完全，静置2min后；加C2Cl6精炼除气，静置13min，扒渣浇铸成型。切割取样。
[0056]图2为经本实施例的多元复合细化变质处理后的铝硅合金的XRD衍射图谱，由图可知，Al5FeSi和Al9FeSi经过多元复合变质形成了 TiFeS1、Fe2MnS1、LaFe9Si相，说明Al-T1-C、Mn、RE都参与了处理过程。图4为经本实施的多元复合细化变质处理后的铝硅合金的金相，从图中可见，长条β针状几乎消失，晶粒细化弥散明显。从表2测试数据可见，经本实施例处理的样品(处理样1)，针状Fe相的长度、宽度、长径比与原始样(原始样I)相比均有所变小。
[0057]实施例2Al-llS1-2Cu_lFe合金复合细化变质处理
[0058]首先通过ICP光谱分析确定高铁铝硅合金的合金成分，具体成分见表1中1#，该合金中Fe的质量百分比为1.05%，属于高铁的ADC12铸造铝硅合金。原始样金相如图3所示，本实施例添加质量百分比为Fe的质量百分比的2倍的Al-T1-C、0.2倍的Mn、0.01倍RE。
[0059]本实施例的高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法具体如下:
[0060]( I)称取1#合金质量为A (g)。米用井式电阻炉，刚玉i甘祸熔炼合金。将合金放入刚玉坩埚，预热至400°C时撒上覆盖剂，当温度升至700°C待合金成熔融状。
[0061](2)以熔体中铁的质量百分比为标准，本例中Fe的质量百分比为1.05%A(g)。通过机械切割法制备2.0X1.05%A(g)的块状Α1-5Τ?-0.2C和0.01 X IOX 1.05%A(g)的块状Al-1ORE中间合金，可通过机械破碎法制备0.2X4/3X1.05%A(g)的Al_75%Mn添加剂，均在200°C预热待用。
[0062](3)在740°C将150°C预热好的块状Al-5T1-0.2C、A1-10RE中间合金和粉末状Al-75%Mn添加剂，在熔体上方加入，以200r/min的速率人工搅拌使其反应完全，静置Imin后；加C2Cl6除气，静置lOmin，扒渣浇铸成型。取样磨金相，经多元复合细化变质后金相图片如图5所示。从图中可见，长条β针状几乎消失，晶粒明显细化弥散，组织分布均匀。与图2相比，细化程度更佳，说明增加Al-T1-C的添加量，对铁相组织细化变质作用更明显、均匀弥散更为充分。从表2测试数据可见，经本实施例处理的样品(处理样2)，针状Fe相的长度、宽度、长径比与原始样(原始样I)相比均有所变小。
[0063]实施例3Al-12Si_0.5Cu_lFe合金复合细化变质处理
[0064]首先通过ICP光谱分析确定高铁铝硅合金的合金成分，具体成分见表1中2#,该合金中Fe的质量百分比为0.95%，属于高铁的ADC12铸造铝硅合金。金相组织如图6所示，与图1比较，随着硅含量上升，铜含量降低，长针状铁相变少。本实施例添加质量百分比为Fe的质量百分比的1.0倍的Al-T1-C、2.0倍的Mn,0.1倍RE。
[0065]本实施例的高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法具体如下:
[0066]( I)称取1#合金质量为A (g)。米用井式电阻炉，刚玉i甘祸熔炼合金。将合金放入刚玉坩埚，预热至300°C时撒上覆盖剂，当温度升至740°C待合金成熔融状。
[0067](2)以熔体中铁的质量百分比为标准，本例中Fe的质量百分比为0.95%A(g)。通过机械切割法制备1.0X0.95%A(g)的块状Al-5T1-0.2C和0.1X10X0.95%A(g)的块状Al-1ORE中间合金，可通过机械破碎法制备2.0 X 4/3 X 0.95%A(g)的Al_75%Mn添加剂，均在200°C预热待用。
[0068](3)在780°C将250°C预热`好的块状Al-5T1-0.2C、A1-10RE中间合金和粉末状Al-75%Mn添加剂，在熔体上方加入，以500r/min的速率人工搅拌使其反应完全，静置3min后；加C2Cl6除气，静置15min，扒渣浇铸成型。取样磨金相，经多元复合细化变质后金相图片如图7所示。从图中可见，长条β针状发生变质，起到一定的弥散作用。从表2测试数据可见，经本实施例处理的样品(处理样3)，针状Fe相的长度、宽度、长径比与原始样(原始样2)相比均有所变小。
[0069]实施例4Al-llS1-2Cu_2Fe合金复合细化变质处理
[0070]首先通过ICP光谱分析确定高铁铝硅合金的合金成分，具体成分见表1中3#，该合金中Fe的质量百分比为1.93%，属于高铁的ADC12铸造铝硅合金，图8为其原始金相图。与图1含铁量为1.05%Fe的ADC12合金相比，铁含量增加导致金相视图中粗大针状铁相明显增多，且针状铁相变得更长。本实施例添加质量百分比为Fe的质量百分比0.2倍的Al-T1-C,0.6 倍的 Mn,0.05 倍 RE。
[0071]本实施例的高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法具体如下:
[0072](I)称取1#合金质量为A (g)。采用井式电阻炉，刚玉坩埚熔炼合金。将合金放入刚玉坩埚，预热至400°C时撒上覆盖剂，当温度升至740°C待合金成熔融状。
[0073](2)以熔体中铁的质量百分比为标准，本例中Fe的质量百分比为1.93%A(g)。通过机械切割法制备0.2X1.93%A(g)的块状Α1-5Τ?-0.2C和0.05X10X1.93%A(g)的块状Al-1ORE中间合金，可通过机械破碎法制备0.6 X 4/3 X 1.93%A(g)的Al_75%Mn添加剂，均在200°C预热待用。
[0074](3)在760°C将200°C预热好的块状Al-5T1-0.2C、A1-10RE中间合金和粉末状Al-75%Mn添加剂，在熔体上方加入，人工搅拌使其反应完全，静置3min后；加C2Cl6除气，静置15min，扒渣浇铸成型。取样磨金相，经多元复合细化变质处理后金相图片如图9所示。
[0075]由图可见，细长针状铁相明显变短，组织弥散分布，长针状的铁相消失。从表2测试数据可见，经本实施例处理的样品(处理样4)，针状Fe相的长度、宽度、长径比与原始样(原始样3)相比均有所变小。
[0076]实施例5Al-7Si_l.5Fe亚共晶铝硅合金复合细化变质处理
[0077]首先通过ICP光谱分析确定高铁铝硅合金的合金成分，具体成分见表1中4#，该合金中Fe的质量百分比为1.51%，属于高铁的铸造亚共晶铝硅合金，图10为其原始金相图，图片中大量针状Fe相的出现切割了亚共晶铝硅组织。本实施例添加质量百分比为Fe的质量百分比0.2倍的Al-T1-CU.0倍的Mn,0.02倍RE。
[0078]本实施例的高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法具体如下:
[0079](1)称取1#合金质量为A (g)。采用井式电阻炉，刚玉坩埚熔炼合金。将合金放入刚玉坩埚，预热至400°C时撒上覆盖剂，当温度升至720°C待合金成熔融状。
[0080](2)以熔体中铁Fe的质量百分比为标准，本例中Fe的质量百分比为1.51%A(g)。通过机械切割法制备0.2X1.51%A(g)的块状Α1-5Τ?-0.2C和0.02X10X1.51%A(g)的块状A1-10RE中间合金，可通过机械破碎法制备1.0X4/3X1.51%A(g)的Al_75%Mn添加剂，均在200°C预热待用。
[0081](3)在740°C将200°C预热好的块状Al-5T1-0.2C、A1-10RE中间合金和粉末状Al-75%Mn添加剂，在熔体上方加入，人工搅拌使其反应完全，静置Imin后；加C2Cl6除气，静置IOmin,扒洛烧铸成型。取样磨金相,经多元复合细化变质后金相图片如图11所示。由图可见，长针状的铁相变成了花瓣状、汉字状，变质效果相当明显。从表2测试数据可见，经本实施例处理的样品(处理样5)，针状Fe相的长度、宽度、长径比与原始样相比均有所变小。
[0082]实施例6A1-1 IS1-L 5Fe共晶铝硅合金复合细化变质处理
[0083]首先通过ICP光谱分析确定高铁铝硅合金的合金成分，具体成分见表1中5#,该合金中Fe的质量百分比为1.48%，属于高铁的铸造共晶铝硅合金，图12为其原始金相图，图片中大量针状Fe相的出现切割了共晶铝硅组织。本实施例例添加质量百分比为Fe的质量百分比 0.6 倍的 Al-T1-CU.0 倍的 Mn,0.05 倍 RE。
[0084]本实施例的高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法具体如下:
[0085](I)称取1#合金质量为A (g)。采用井式电阻炉，刚玉坩埚熔炼合金。将合金放入刚玉坩埚，预热至400°C时撒上覆盖剂，当温度升至720°C待合金成熔融状。
[0086](2)以熔体中铁含量为标准，本例中Fe的质量百分比为1.48%A(g)。通过机械切割法制备 0.6X1.48%A(g)的块状 Al-5T1-0.2C 和 0.05X10X1.48%A(g)的块状 A1-10RE中间合金，可通过机械破碎法制备1.0X4/3X 1.48%A(g)的Al_75%Mn添加剂，均在200°C预热待用。
[0087](3)在720°C将200°C预热好的块状Al-5T1-0.2C、A1-10RE中间合金和粉末状Al-75%Mn添加剂，在熔体上方加入，人工搅拌使其反应完全，静置3min后；加C2Cl6除气，静置15min,扒洛烧铸成型。取样磨金相,经多元复合细化变质后金相图片如图13所示。由图可见，长针状的铁相变成了花瓣状，细化变质效果相当明显。从表2测试数据可见，经本实施例处理的样品(处理样6)，针状Fe相的长度、宽度、长径比与原始样(原始样5)相比均有所变小。
[0088]对比例I单独添加Al-T1-C处理Al-llS1-2Cu-lFe合金
[0089]本对比例采用单独添加Al-T1-C的方法。首先通过ICP光谱数据确定铝合金具体成分，具体成分见表1中1#，该合金Fe的质量百分比为1.05%，属于高铁ADC12铸造铝硅合金。本对比例单独添加质量百分比为Fe的质量百分比0.6倍的Al-5T1-0.2C中间合金，分析其对铸造铝合金中Fe相的影响。
[0090]高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法具体如下:
[0091](1)称取1#合金质量为A (g)。采用井式电阻炉，刚玉坩埚熔炼合金。将合金放入刚玉坩埚，预热至400°C时撒上覆盖剂，当温度升至720°C待铝合金成熔融状。
[0092](2)以熔体中Fe的质量百分比为标准，本例中Fe的质量百分比为1.05%A(g)。通过机械切割法制备0.6 X 1.05%A(g)的块状Al-5T1-0.2C中间合金，200°C预热待用。
[0093](3)在760°C将200°C预热好的块状Al-5Ti_0.2C中间合金在熔体上方加入，人工搅拌使其反应完全，静置2min ;加C2Cl6除气，静置13min，扒渣浇铸成型。取样磨金相，金相图片如图14所示。
[0094]与图1比较，图14原始组织相比较，长条的针状β铁相明显变短变少，小针状的Si相也有一定的细化，但长条针状组织仍占有相当大的比例。Fe相晶粒测试数据如表2所示(对比样I)。
[0095]对比例2单独添加Mn处理Al-llS1-2Cu_lFe合金
[0096]本对比例采用单独添加Mn的方法。首先通过ICP光谱数据确定铝合金具体成分，具体成分见表1中1#，该合金Fe的质量百分比为1.05%，属于高铁ADC12铸造铝硅合金。本对比例单独添加质量百分比为Fe的质量百分比I倍的Mn，分析其对铸造铝合金中Fe相的影响。
[0097]高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法具体如下:
[0098]( 1)称取1#合金质量为A (g)。米用井式电阻炉，刚玉i甘祸熔炼合金。将合金放入刚玉坩埚，预热至400°C时撒上覆盖剂，当温度升至720°C待合金成熔融状。
[0099](2)以熔体中铁的质量百分比为标准，本例中Fe的质量百分比为1.05%A(g)。Al-75%Mn是粉末状，可通过机械破碎法制备1.0 X 4/3 X 1.05%A(g)的Al_75%Mn添加剂，200°C预热待用。
[0100](3)在760°C将200°C预热好的Al_75%Mn添加剂在熔体上方加入，人工搅拌使其反应完全，静置2min后；WC2Cl6除气，静置13min，扒渣浇铸成型。取样磨金相，金相图片如图15所示。
[0101]与图1比较，图15中长条的β针状几乎消失，出现了较多树枝状、汉字状α铁相，但组织较为粗大，小针状的Si相几乎没有变化。Fe相晶粒测试数据如表2所示(对比样2)。
[0102]对比例3单独添加RE处理Al-llS1-2Cu_lFe合金
[0103]本对比例采用单独添加RE的方法。首先通过ICP光谱数据确定铝合金具体成分，具体成分见表1中1#，该合金Fe的质量百分比为1.05%，属于高铁ADC12铸造铝硅合金。本对比例单独添加质量为Fe的质量百分比0.05倍的RE，分析其对铸造铝合金中Fe相的影响。
[0104]高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法具体如下:
[0105](I)称取1#合金质量为A (g)。采用井式电阻炉，刚玉坩埚熔炼合金。将合金放入刚玉坩埚，预热至350~400°C时撒上覆盖剂，当温度升至700~740°C待合金成熔融状。
[0106](2)以熔体中铁铁的质量百分比为标准，本例中Fe的质量百分比为1.05%A(g)。A1-10RE是固体块状，可通过机械法切割制备0.05X10X1.05%A(g)的A1-10RE中间合金，200°C预热待用。
[0107](3)在760°C将200°C预热好块状的A1-10RE中间合金在熔体上方加入，人工搅拌使其反应完全，静置2min后；WC2Cl6除气，静置13min，扒渣浇铸成型。取样磨金相，金相图片如图16所示。
[0108]与图1比较，图16中长条的β针状相大量减少且长度变短，并且合金中出现了少量方块状和花瓣状的α铁相，小针状的Si相有一定细化出现。Fe相晶粒测试数据如表2所示(对比样3)。
[0109]对比例4复合添加Al-T1-C、Mn处理Al-llS1-2Cu-lFe合金
[0110]本对比例采用复合添加Al-T1-C和Mn的方法。首先通过ICP光谱数据确定铝合金具体成分，具体成分见表1中，该合金Fe的质量百分比为1.05%，属于高铁的ADC12铸造铝硅合金。本对比例添加Fe的质量百分比0.6倍Al-T1-C和1.0倍Mn，分析其对铸造铝合金中Fe相的影响。
[0111]高Fe铝硅合金中`Fe相的多元复合细化变质处理方法具体如下:
[0112](I)称取1#合金质量为A (g)。采用井式电阻炉，刚玉坩埚熔炼合金。将合金放入刚玉坩埚，预热至400°C时撒上覆盖剂，当温度升至720°C待合金成熔融状。
[0113](2)以熔体中铁的质量百分比为标准，本例中Fe的质量百分比为1.05%A(g)。通过机械切割法制备0.6 X 1.05%A(g)的块状Al-5T1-0.2C中间合金，可通过机械破碎法制备
1.0X 4/3 X 1.05%A (g)的 Al_75%Mn 添加剂，均在 200°C预热待用。
[0114](3)在760°C将200°C预热好的块状Al-5T1-0.2C中间合金和粉末状Al_75%Mn添加剂，在熔体上方加入，人工搅拌使其反应完全，静置2min后；加C2Cl6除气，静置13min，扒渣浇铸成型，金相图片如图17所示。
[0115]与图1比较，图17中的长针状组织发生明显变质，形成花瓣状、汉字状组织，细针状Si相发生了一定的细化。Fe相晶粒测试数据如表2所示(对比样4)。
[0116]表1各高Fe铝硅合金的ICP光谱数据
[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各试样的Fe相组织对比表
【权利要求】
1.一种高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法，其特征在于，包括以下步骤: (1)700~740°C熔化高Fe铝硅合金，得到铝合金溶液；所述高Fe铝硅合金中Fe的质量百分比为0.8%~2.0% ； (2)对多元复合细化变质剂在150~250°C进行预热，所述多元复合细化变质剂包含Al-T1-C, Mn 和 RE ； (3)将多元复合细化变质剂加入铝合金溶液，充分搅拌至完全反应，加入C2Cl6进行精炼除气，静置10~15分钟，扒渣浇铸成型。
2.根据权利要求1所述的高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法，所述Al-T1-C的用量为: 设高Fe铝硅合金中Fe的质量百分比为t，则Al-T1-C相对于高Fe铝硅合金的质量百分比为0.2t~2.0t。
3.根据权利要求1所述的高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法，所述Mn的用量为: 设高Fe铝硅合金中Fe的质量百分比为t，则Mn相对于高Fe铝硅合金的质量百分比为0.2t ~1.0t0
4.根据权利要求1所述的高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法，所述Re的用量为: 设高Fe铝硅合金中Fe的质量百分比为t，则RE相对于高Fe铝硅合金的质量百分比为0.01t ~0.1t0
5.根据权利要求1所述的高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法，所述多元复合细化变质剂由Al-5T1-0.2C中间合金、Al-75%Mn添加剂、Al-1ORe中间合金组成。
6.根据权利要求1所述的高Fe铝硅合金中Fe相的多元复合细化变质处理方法，所述搅拌，具体为: 以200~500r/min的速率进行搅拌。
【文档编号】C22C1/03GK103820683SQ201410073152
【公开日】2014年5月28日 申请日期:2014年2月28日 优先权日:2014年2月28日
【发明者】李文芳, 唐鹏, 杜军, 马胜红 申请人:华南理工大学