熔體溫度處理及變質對Al-20%Si合金凝固組織的影響

王連登, 朱定一 陳永祿, 魏喆良, 李秋菊, 黃利光, 宋 偉, 吳海彬

(1. 福州大學 材料科學與工程學院，福州350108；2. 福州大學 機械工程及自動化學院，福州350108；3. 福建工程學院 材料系，福州350108)

熔體溫度處理及變質對Al-20%Si合金凝固組織的影響

王連登1,2, 朱定一1, 陳永祿3, 魏喆良2, 李秋菊2, 黃利光2, 宋 偉2, 吳海彬1

(1. 福州大學 材料科學與工程學院，福州350108；2. 福州大學 機械工程及自動化學院，福州350108；3. 福建工程學院 材料系，福州350108)

采用熔體溫度處理(包括熔體混合及過熱處理)工藝研究 Al-20%Si(質量分數)合金凝固組織，并結合化學變質法進一步細化初生硅相。結果表明，當熔體經混合后過熱至900 ℃時，初生硅的尺寸約為34 μm；添加變質劑后再進行熔體混合可以使 Al-20%Si中的初生硅相進一步細化，特別是在 Al-10%Si和 Al-30%Si中分別添加0.2%Al-5Ti-C-3Ce和0.4%Cu-10%P后，再進行熔體過熱處理，合金中的初生硅呈小塊狀彌散分布，且尺寸在10 μm以下，材料基體呈現出典型的復合材料特征。熔體溫度處理與添加化學變質劑方法對初生硅相有顯著的多重變質細化作用；在熔體混合時 α(Al)的重新熔化和熔體化學鍵的重組，增大了合金液在凝固時的過冷度，使初生硅相得到細化；對混合熔體再進行過熱處理時，混合熔體中的Si相發生熔斷、增殖，從而使合金中初生硅相得到進一步細化。添加細化劑或變質劑會明顯增強熔體溫度處理對Al-Si合金中初生硅的細化效果。

高硅鋁合金；熔體溫度處理；熔體混合；熔體過熱；變質；細化

高硅鋁合金具有良好的耐磨性、耐熱性及低熱膨脹系數，是一種代替鐵基材料制備汽車活塞、汽缸、連桿、空調壓縮機轉子及葉片等重要部件的理想材料。但由于高硅鋁合金中普遍存在粗大多角形的初生硅顆粒，嚴重割裂了基體，惡化了材料的性能，限制了其在工業上的廣泛應用范圍[1]。目前人們主要通過變質處理、半固態技術、快速凝固以及電脈沖技術等對初生硅形態進行優化，但這些手段存在效果不顯著、技術條件復雜、成本過高等缺陷，不適合進行大規模工業生產[2?3]。因此，如何采用先進的制備工藝細化高硅鋁合金組織，改善硅粒子形態、大小及分布，提高其力學性能，最終制備出能滿足各種用途且綜合性能優異的高硅鋁合金材料，是近年來國內外材料研究者研究的重點。

由于金屬材料一般都是由液態金屬凝固得到，因此，金屬或合金凝固前熔體內部有序原子集團的特征(即熔體預結晶狀態)必然對其形核、生長及結晶后的組織和性能產生直接影響[4?6]。研究熔體結構及其對凝固組織形成和演化的作用已成為國內外冶金科學和實踐的重要問題。近年來，人們分別對熔體混合處理和熔體過熱處理進行了廣泛的研究，探討了熔體溫度處理對液態熔體結構和初生硅的大小及分布的影響[7?13]。本文作者在前期研究了熔體溫度處理(即熔體混合與過熱處理工藝)對 Al-20%Si的影響，發現將Al-30%Si高溫熔體與已開始預結晶的Al-10%Si熔體相混合后，并進行過熱處理到900 ℃，其初生硅相尺寸可明顯細化，并具有長效性，其初生硅平均尺寸可控制在34 μm左右[14]。為此，本文作者在熔體溫度處理工藝的基礎上結合傳統的化學變質方法，對Al-20%Si中初生硅進行進一步細化變質研究，以期探索出一種新的用于高硅鋁合金的高效細化變質方法。

1 實驗

本研究用原料為純度(質量分數)99.70%的工業鋁錠，純度99.66%的工業結晶硅。磷變質劑以中間合金Cu-10%P形式加入，而細化劑Al-5Ti-C-3Ce為自行制備的含稀土細化劑[15]。熔煉在兩臺 SG2?7.5?12型坩堝電阻爐(Ⅰ)和(Ⅱ)中進行，分別熔煉Al-30%Si合金和Al-10%Si合金。先將兩個電阻爐中的鋁錠都加熱至750 ℃，隨后分批加入部分結晶硅，使硅逐漸溶解到鋁液中，待其完全溶解后，將電阻爐(Ⅰ)升至900 ℃配制高溫 Al-30%Si合金熔體，將電阻爐(Ⅱ)降溫至580 ℃配制低溫Al-10%Si合金熔體。高、低溫熔體分別保溫30 min后，將高溫熔體迅速澆入低溫熔體中進行熔體混合， 混合熔體再進行過熱處理后，保溫 15 min直接澆入d100 mm×20 mm的金屬型中。在添加變質劑或細化劑的熔體溫度處理實驗中(簡稱單重變質處理)，對于Al-10%Si合金，當熔體溫度達到730 ℃時，加入0.2%(質量分數)的Al-5Ti-C-3Ce細化劑，用鐘罩將其壓入到熔體中，并不斷的攪動直至均勻，保溫10 min后將熔體溫度降到580 ℃，然后與900 ℃的Al-30%Si熔體按質量比1:1進行混合，攪拌均勻后，進行過熱處理。對于Al-30%Si合金，當熔體溫度達到760 ℃時，加入0.4%的Cu-10%P變質劑，用鐘罩將其壓入到熔體中，并不斷地攪動直至均勻，當熔體的溫度達到900 ℃時，與580 ℃的Al-10%Si熔體按質量比1:1混合，攪拌均勻后，再進行過熱處理。對于兩種成分的高低溫熔體中同時添加細化劑或變質劑的處理工藝與分別在Al-10%Si與Al-30%Si單獨添加細化劑或變質劑的工藝相同(后面簡稱雙重變處理)。混合后的熔體過熱處理的溫度分別為800、900和1 000 ℃，均保溫15 min。采用W300型袖珍式智能測溫儀和標準熱電偶檢測熔體的溫度。

在不同鑄錠的相同位置切取試樣，拋光并用0.5%HF溶液腐蝕 5～10 s，在 XJZ?6A 型顯微鏡與XL30?ESEM 環境掃描電鏡上觀察凝固組織。初生硅的平均直徑采用ASTM E 112?84截線法進行測量標定。

2 結果與分析

2.1 熔體溫度處理對Al-20%Si凝固組織的影響

圖1 未添加變質劑的熔體混合前后合金的顯微組織Fig.1 Microstructures of alloy without modification before and after melt mixing: (a) Al-30%Si, high temperature melt; (b)Al-10%Si, low temperature melt; (c) Al-20%Si, mixing melt; (d) Al-20%Si alloy, conventional melting

圖1所示為不同成分高低溫熔體混合前后合金的顯微組織。圖1(a)所示為混合前Al-30%Si高溫熔體在900 ℃、金屬型中澆注的試樣組織，組織中的初晶硅呈粗大的板塊狀或薄片狀，最大長度可達600 μm；圖1(b)所示為混合前亞共晶 Al-10%Si低溫熔體在 580℃、金屬型中澆注的試樣組織，該組織由白色樹枝狀α(Al)固溶體和灰色針片狀共晶硅組成，為典型亞共晶組織。圖1(c)所示為Al-30%Si高溫熔體與Al-10%Si低溫熔體按質量比1:1混合后在670 ℃澆注得到的過共晶Al-20%Si合金的凝固組織，組織中的初晶硅呈細小的四邊形狀，平均直徑在40 μm以下，顆粒細小且分布均勻，初晶硅與常規熔煉工藝所得粗大的組織相比，如圖1(d)所示，初生硅已經細化效果顯著。

圖2所示為不同過熱溫度對Al-20%Si合金中初晶硅尺寸的影響。 從圖2可以發現，常規熔煉后Al-20%Si初晶硅的平均直徑隨溫度的升高先逐漸增大，在溫度為900 ℃時達到最大值73 μm，隨后進一步提高熔體溫度，初晶硅尺寸又逐漸減小。而經過高低溫熔體混合的過熱處理，合金中的初晶硅顯著細化，在不同過熱溫度下其尺寸均不大于36 μm，并且隨著加熱溫度的升高，初晶硅尺寸呈現持續減小的趨勢，這一結果與未經過熔體混合處理的合金中的初晶硅尺寸變化規律明顯不同。

圖2 不同過熱溫度對Al-20%Si合金中初晶硅尺寸的影響Fig.2 Effect of superheating temperature on primary silicon size of Al-20 %Si alloy

圖3所示為兩種工藝條件所得的Al-20%Si合金在900 ℃保溫15 min后直接澆注所得試樣的凝固組織。從圖3可見，常規工藝熔煉的Al-20%Si合金加熱至900 ℃后澆注，初晶硅仍為粗大的板塊狀或五星葉瓣狀，其平均直徑為73 μm(見圖3(a))；而經過熔體混合處理后的Al-20%Si合金在900℃澆注的條件下，組織中的初晶硅相為細小的多邊形狀，其平均直徑減小至34 μm(見圖3(b))。試驗結果表明，兩種不同成分的高低溫熔體混合后再加熱至900 ℃，可以進一步減小初晶硅尺寸，達到很好的細化效果。

2.2 單重變質處理對熔體溫度處理的 Al-20%Si合金組織影響

圖4所示為Al-10%Si合金與Al-30%Si合金分別添加0.2%Al-5Ti-C-3Ce與0.4%Cu-10%P變質劑后熔體溫度處理前后Al-20%Si的顯微組織。圖4(a)所示為添加了0.2%Al-5Ti-C-3Ce的低溫Al-10%Si熔體與未添加任何變質劑的Al-30%Si混合并過熱至900 ℃的熔體溫度處理后金相組織。從圖4(a)可知，組織中分布著部分纖維狀或長針狀共晶硅，以及以離異共晶形式存在的 α(Al)相與小塊狀的初生硅，相對于只添加0.2%Al-5Ti-C-3Ce的未經過熔體溫度處理的Al-20%Si而言(見圖4(c))，其中組織中初生硅尺寸由 49.71 μm減小到22.72 μm左右，初生硅尺寸明顯減小。這是因為加入的Al-5Ti-1C-3RE中間合金含稀土元素，是一種長效細化變質劑。從金相組織也可以看出，雖然加入該細化劑對未經過熔體溫度處理的 Al-20%Si中初生硅有一定細化作用，但是共晶硅仍然保持一定的針狀形式，共晶硅的變質效果不明顯。圖4(b)所示為添加0.4%Cu-P變質劑的Al-30%Si與未添加任何變質劑的Al-10%Si混合并過熱至900 ℃的熔體溫度處理后金相組織。從圖4(b)中可發現，添加Cu-P變質劑后的熔體溫度處理可以使初生硅的尺寸由未經熔體溫度處理的Al-20%Si的28.8 μm減小至19.5 μm，提高熔體溫度處理對初生硅的變質細化作用。

圖3 不同處理后Al-20%Si合金的過熱處理組織Fig.3 Superheating microstructures of Al-20%Si alloy: (a) 900 ℃ superheating after conventional smelting; (b) 900 ℃superheating after melt mixing treatment

圖4 Al-10%Si合金與Al-30%Si合金分別添加變質劑后熔體溫度處理的Al-20%Si的顯微組織Fig.4 Microstructures of Al-20%Si treated by melt thermal treatment of mixing Al-10%Si and Al-30%Si with different modifier: (a)Mixing Al-10%Si refined by 0.2%Al-5Ti-C-3Ce with Al-30Si%, then superheated to 900 ℃; (b) Mixing Al-10%Si with Al-30%Si modified by 0.4%Cu-10P, then superheated to 900 ℃; (c) Al-20%Si only refined by 0.2%Al-5Ti-C-3Ce without melt thermal treatment; (d) Al-20%Si only modified by 0.4%Cu-10P without melt thermal treatment

2.3 雙重變質處理對熔體溫度處理的Al-20%Si組織的影響

圖5 添加0.2%Al-5Ti-C-3Ce的Al-10%Si與添加0.4%Cu-P合金變質的Al-30%Si的熔體溫度處理對Al-20%Si顯微組織的影響Fig.5 Microstructures of Al-20%Si treated by melt thermal treatment of mixing Al-10%Si refined by 0.2%Al-5Ti-C-3Ce and Al-30%Si modified by 0.4%Cu-P: Poured after mixing treatment with low magnification (a) and high magnification (b); Superheated to 800 ℃ after mixing treatment with low magnification (c) and high magnification (d); Superheated to 900 ℃ after mixing treatment with low magnification (e) and high magnification (f); Superheated to 1 000 ℃ after mixing treatment with low magnification (g)and high magnification (h)

圖5所示為添加 0.2%Al-5Ti-1C-3Ce變質的Al-10%Si與添加0.4%Cu-14P變質的Al-30%Si按質量比1:1混合后并在不同過熱溫度下的Al-20%Si的顯微組織。從低倍顯微組織(見圖5(a)、(c)、(e)和(g))可見，隨著過熱溫度的升高，初晶硅的分布細小彌散且逐漸均勻化；而從高倍顯微組織(見圖5(b)、(d)、(f)和5(h))可見，在過熱到900 ℃以內，隨著溫度的升高初晶硅的尺寸不斷減小，而共晶硅的形態從直接混合的長條狀或纖維狀逐漸變成過熱時的短棒狀或小桿狀，分布彌散均勻。另從圖5中還可發現，在某一過熱溫度范圍內，隨著過熱溫度的升高，初晶硅不斷細化，從直接混合時的 25.48 μm， 到過熱至 800 ℃時的 20.12 μm，當過熱到 900 ℃時，初晶硅尺寸達到最小值為9.63 μm；而當過熱溫度超過900 ℃，即在1 000 ℃時，初晶硅尺寸又有所變大，為12.12 μm。與未增加變質劑的熔體溫度處理或只采用單重變質的熔體溫度處理工藝相比，雙重變質后的熔體溫度處理工藝可促進熔體溫度處理對初生硅的變質效果，使Al-20%Si組織中的初生硅呈彌散分布，且尺寸基本穩定在10 μm左右，對共晶硅的形貌也有一定完善，并且使材料具有典型鋁基復合材料特征，在純鋁的基體中彌散分布著細小的初生硅或共晶硅等硬質點。

3 討論

3.1 熔體溫度處理對Al-20%Si組織的細化機理

熔體溫度處理包括了兩種熔體的成分互補熔體混合及過熱處理。熔體混合處理正是通過降低混合熔體的溫度，增大合金液在凝固時的過冷度，從而改變熔體的預結晶狀態，影響后續的凝固組織。而混合后的熔體過熱處理產生了溫度和成分的不均勻性，使混合熔體中的Si相發生熔斷、增殖，從而在合金液中形成大量的結晶核心，使合金組織得到進一步細化[14,16]。

當溫度降至580 ℃時，Al-10%Si熔體中已有部分初生α(Al)生成。在與900 ℃的Al-30%Si高溫熔體混合的過程中，Al-10%Si熔體中結晶出的 α(Al)會吸收高溫熔體的熱量，重新熔化而使混合熔體的溫度降低，形成較大并且較長時間的過冷。不同成分的高低溫熔體混合時，由于Al-10%Si合金中a(Al)的重新熔化而導致混合熔體的溫度下降最多可達54 ℃[16]。

另外，由于高、低溫熔體的化學成分不同，快速混合時也會發生化學鍵的重組，即在最初的混合過程中，Al-30%Si合金中的Si—Si原子對和Al-10%Si合金中的Al—Al原子對發生反應生成Al—Si原子對，其反應式(1)如下：

反應的焓變近似等于斷鍵所需要的能量之和減去形成鍵所放出的能量之和[17]，即：

式中：mrHΔ為反應的摩爾焓變；D(Al—Al)為Al—Al鍵的鍵能；D(Si—Si)為 Si—Si鍵的鍵能；D(Al—Si)為Al—Si鍵的鍵能。根據式(2)可以求得?rHm=108 kJ/mol＞0。因此，兩種不同成分的熔體混合時，由于化學成分的改變將產生吸熱現象，使混合熔體的溫度進一步降低。

這樣在高低溫熔體混合時，處于相對均勻狀態的高溫熔體在瞬間被迅速冷卻至液相線以下，便在熔體整個體積范圍內創造了同時結晶的條件：由于溫度的大幅度降低，增大了合金液在凝固時的過冷度。根據過冷度與晶核的臨界半徑之間的關系Rk=(2σAlTm)/(Lm?T)和過冷度與體積自由能變化之間的關系?Gv=(Lm?T)/Tm，熔體過冷度的增大有助于臨界晶核半徑的減小和體積自由能的增大，從而使結晶過程中的驅動力增加，有利于形核，使初生Si相得到細化。

經過熔體混合處理后的過熱處理可使初生 Si尺寸隨過熱溫度的升高卻呈現持續減小的趨勢。這與熔體混合處理產生溫度和成分的不均勻分布密切相關。混合前Al-30%Si高溫熔體與Al-10%Si低溫熔體的溫度和成分有較大差異，使得Al-20%Si混合熔體內部存在著溫度和成分的極大不均勻性。在過熱處理的過程中，這種不均勻性會導致液相宏觀及微觀區域的強烈對流，混合熔體中的各種粒子和類固型晶體也將伴隨對流的進行而在熔體內部游動；當這些游動的晶體遇到低溫區或Si濃度較高的區域時將會生長，而游動到高溫區或Si濃度低的區域時將會發生局部熔化。由于混合熔體的溫度和成分在不同區域有很大的不同，因此，游動著的晶體在移動過程中會發生反復的生長或局部熔化，如圖6所示。這種晶體的生長或局部熔化，可使一個晶體分離成幾個晶體，增加游離晶數量，即晶體發生增殖。短時間的過熱處理并不能消除混合熔體的不均勻性，卻可使熔體中各種晶體的尺寸進一步減小，使其在晶體增殖的過程中更容易成為新的晶核，從而在熔融合金中形成大量的結晶核心，細化合金組織。

另外，由于溶質的分布存在較大的不均勻性，使得過熱后的混合熔體中存在大量的微區富集。一方面，大量的Si微區富集會迫使初生Si相提前彌散析出而生核；另一方面，合金凝固時，部分初生Si的附近也可能存在大量的Al微區富集，從而降低該處合金的熔點，導致初生Si局部重熔而變小。因此，熔體溫度處理工藝能夠對 Al-20%Si中的初生硅進行細化變質處理。

圖6 初生硅晶體的生長、局部熔化與增殖示意圖Fig.6 Schematic diagrams of growth, local melting, and proliferation of primary silicon crystals: HC—High concentration; LC—Low concentration

3.2 多重變質處理對熔體溫度處理工藝的 Al-20%Si組織的影響作用

由于添加的稀土細化劑Al-5Ti-C-3Ce是一種采用稀土氧化物制備出的高效細化劑，該細化劑顯微組織及XRD分析如圖7所示，其組織中主要含有灰色條狀的 TiAl3、TiC及白色塊狀含稀土元素的中間相Ti2Al20Ce[15]。

該細化劑首先加入Al-10%Si中，由于TiC與α(Al)都是面心立方晶格，晶格常數相近(TiC：a=0.432 nm；Al：a=0.404 nm)，晶格失配度為 6%，α(Al)原子以 TiAl3和TiC為核心結晶長大[18]；而含稀土相是由于稀土在TiAl3相富聚而形成的，極易與 Al、Ti生成不穩定的AlTiRe化合物。這些化合物在鋁熔體中很快被溶解，可以降低表面能，增加了鋁熔體對碳化物及硅相的潤濕性，當加入到Al-10%Si低溫熔體中，稀土元素吸附在硅的表面上可以抑制硅相的長大，起到細化硅的作用。稀土不僅細化共晶硅，而且還可形成含稀土的金屬間化合物，還能使針片狀的共晶硅細化成短桿狀或粒狀，初晶硅的塊度也稍有減少。而高溫熔體Al-30%Si加入磷銅合金后，變質劑中的AlP與硅晶格類型相似，晶格常數相近(AlP：a=0.545 nm，Si：a=0.524 nm)，晶格失配度為4%，熔點較高的AlP(1 000℃以上)顆粒在合金液的高溫作用下，形成大量細小彌散的AlP質點，細化了過共晶鋁硅合金結晶時產生的初晶硅[19]。根據結晶共格理論：失配度＜9%即可作為結晶晶核，因此，TiC與AlP分別是α(Al)與初晶硅的良好的異質結晶晶核。而TiAl3與Al晶體之間具有良好的共格關系，是公認的形核劑。TiAl3和TiC顆粒的存在對細化劑細化初晶硅和共晶硅起了很大的促進作用[20?22]。

圖7 稀土氧化物Al-5Ti-C-3Ce的SEM像及XRD譜Fig.7 SEM image (a) and XRD patten (b) of Al-5Ti-1C-3RE master alloy

當添加 Cu-P合金的高溫熔體 Al-30%Si與添加Al-5Ti-C-3Ce的Al-10%Si熔體混合時，除了上述分析的熔體混合使熔體預先析出的 α(Al)的重新熔化及化學鍵的鍵能變化使混合溶體的過冷度增加，造成的共晶硅與初生硅相細小外，還有這些細化劑及變質劑中各種化合相對硅相的作用，使得混合后的 Al-20%Si中與共晶硅與初生硅細小。混合后的熔體的組織形貌已經完全與未添加細化劑及變質劑的熔體組織形貌不一樣。低溫熔體Al-10%Si中由于含有稀土元素抑制共晶硅的生長，在熔體混合時會受到高溫熔體的加熱作用，使共晶硅部分熔融或熔斷，從而使共晶硅相變得細小、彌散。而高溫熔體由于AlP粒子的存在，使初生硅依附在該粒子上結晶形核，在熔體混合時會受到低溫熔體的冷卻作用，依附在AlP粒子生長的初生硅由于過冷度增大的影響，使混合后的熔體中初生硅變細。因此，兩種不同成分和溫度的熔體混合后，部分在低溫熔體中預先結晶的共晶硅在熔體混合后只是被熔斷，仍然存在。這些未完全熔融的共晶相也可以當成混合后熔體中初生硅形核質點，加上變質劑的作用，使混合后的高溫熔體中變質的初生硅相提前析出；在共晶硅的生長上，隨著過冷度的增大，除混合熔體中原先未熔融的共晶硅外，部分共晶硅也會在已析出的初生硅粒上直接形核生長； 最后α(Al)在共晶硅和初生硅生長基礎上，單獨形核長大，形成完全的離異共晶生長，從而產生了復合材料結構，如圖5(b)所示。

對混合后熔體進行過熱處理只是為了讓已析出的經變質處理過的初生硅和共晶硅在熱量的作用下，又重新被局部熔化或熔斷，使一個晶體分離成幾個晶體，增加游離晶數量，即晶體發生增殖，使初生硅與共晶硅相變得更細小，如圖8所示。由于溶質的分布存在較大的不均勻性，使得過熱后的混合熔體中存在大量的微區富集，這些微區富集著細化劑或變質劑的未熔化的粒子，包括AlP相與TiC粒子等。這些粒子的存在使過熱后的初生硅與共晶硅能進一步被細化。

圖8 添加0.2%Al-5Ti-C-3Ce的Al-10%Si與添加0.4%Cu-P合金變質的Al-30%Si的混合過熱至900 ℃時Al-20%Si的SEM像Fig.8 SEM image of Al-20%Si superheated to 900 ℃ after melt thermal treatment of mixing Al-10%Si refined by 0.2%Al-5Ti-C-3Ce and Al-30%Si modified by 0.4%Cu-Pa.

4 結論

1) 熔體溫度處理包括熔體混合與熔體過熱兩個階段， 對于細化或變質Al-20%Si過共晶鋁硅合金具有良好的細化作用。在過熱900 ℃溫度下，初生硅的尺寸為 34 μm。

2) 添加0.2%細化劑Al-5Ti-C-3Ce可以促進熔體溫度處理對Al-20%Si中初生硅的細化效果，初生硅尺寸約為 22.72 μm。同時，添加 0.4%Cu-P變質劑的Al-30%Si與未添加任何變質劑的Al-10%Si混合并經過熱至 900 ℃的熔體溫度處理也可促進初生硅的細化，初生硅的尺寸約為19.5 μm。

3) 同時添加 0.2%Al-5Ti-C-3Ce細化劑與0.4%Cu-P變質劑可使熔體溫度處理后的Al-20%Si的初生硅相尺寸細化至10 μm左右，使材料具有典型鋁基復合材料特征。

4) 在熔體混合時，由于 α(Al)的重新熔化和熔體化學鍵的重組，使混合熔體的溫度大幅度降低，增大了合金液在凝固時的過冷度，使初生Si相得到細化；而對混合熔體進行過熱處理時，由于溫度和成分的不均勻性，使混合熔體中的Si相發生熔斷、增殖，從而在合金液中形成大量的結晶核心，使合金組織得到進一步細化。添加了細化劑與變質劑的熔體溫度處理會促進這種的細化效果。

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Effects of melt thermal treatment and modification on solidification microstructure of Al-20%Si alloy

WANG Lian-deng1,2, ZHU Ding-yi1, CHEN Yong-lu3, WEI Zhe-liang2, LI Qiu-ju2,HUANG Li-guang2, SONG Wei1, WU Hai-bin1
(1. College of Materials Science and Engineering, Fuzhou University, Fuzhou 350108, China;2. College of Mechanical Engineering, Fuzhou University, Fuzhou 350108, China;3. Department of Materials Science, Fujian University of Technology, Fuzhou 350108, China)

The microstructures of Al-20%Si (mass fraction) alloy prepared by melt thermal treatment (including the melt mixing and melt superheating) were studied combining with chemical metamorphism to further refine the primary silicon.The results show that, when the mixed melt is superheated to 900 ℃, the grain size of primary silicon is decreased to about 34 μm. And adding the modificator or refiner into the melt before melt mixing can further refine the primary silicon of Al-20%Si. Especially, when the Al-10%Si melt mixes with the Al-30%Si melt added 0.2%Al-5Ti-C-3Ce and 0.4%Cu-10P, respectively, then superheated the mixed melt, the primary silicon of Al-20%Si is well uniformly distributed in tiny blocklike with the grain size less than 10 μm, which makes the matrix of the alloy exhibit typical composite characteristic. The analysis shows that the melt thermal treatment and adding modificator or refiner at the same time have multiple modification effects on the primary silicon. The melt thermal treatment increases the supercooling degree during the solidification process of the alloys to refine or modify the primary silicon because of the re-melt of primary α(Al)and the recombination of chemical bond in Al-Si alloy as mixing the different melt together. And then superheating themixing melt can make the pre-crystallized primary silicon split and proliferate, thus further refine or modify the primary silicon. And adding refiner or modificator can improve the refinement effect of the melt thermal treatment on the primary silicon of the Al-Si alloys.

hypereutectic Al-Si alloy; melt thermal treatment; melt mixing; melt-superheating; modification; refinement

TG146.2

A

1004-0609(2011)09-2075-09

福建省教育廳A類科研項目(JA09173)；福建省科技廳重點項目(2010H0002)；福建工程學院引進人才科研啟動基金資助項目(GY-Z0627)；福州大學科技發展基金資助項目(600117)

2010-09-28；

2011-01-08

朱定一，教授，博士；電話：0591-83768831，13107699198；E-mail: zdy7081@163.com

(編輯 何學鋒)