亞共晶和共晶鋁硅合金變質(zhì)及細(xì)化的方法
【專利摘要】本發(fā)明涉及亞共晶和共晶鋁硅合金變質(zhì)及細(xì)化的方法，以Sr和B對硅含量為2～13.5wt.%的亞共晶和共晶鋁硅合金進(jìn)行變質(zhì)及細(xì)化處理，處理后，使合金熔體中的Sr含量為0.005～0.1%，B含量為0.005～0.1%，Sr與B的質(zhì)量比值為0.3～5。采用鋁硼中間合金作為細(xì)化劑，對鋁硅合金具有良好的晶粒細(xì)化效果；采用鋁鍶中間合金作為變質(zhì)劑，可有效變質(zhì)鋁硅合金中的共晶硅。通過控制熔煉及變質(zhì)和細(xì)化處理工藝，所加入的變質(zhì)劑對共晶硅有良好變質(zhì)效果的同時(shí)，晶粒細(xì)化劑對α-Al也有良好的細(xì)化效果，使鑄錠組織同時(shí)得到變質(zhì)及細(xì)化，可以有效避免鍶和硼之間的相互毒化作用。
【專利說明】亞共晶和共晶鋁硅合金變質(zhì)及細(xì)化的方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及一種亞共晶和共晶鋁硅合金鑄錠的變質(zhì)及細(xì)化處理的方法，屬于鋁合金熔煉與鑄造【技術(shù)領(lǐng)域】。
【背景技術(shù)】
[0002]招娃合金具有輕質(zhì)、聞強(qiáng)度、聞耐磨性、聞耐熱性、優(yōu)良的體積穩(wěn)定性等優(yōu)點(diǎn)，在機(jī)械、汽車等領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用。
[0003]鋁硅合金的典型組織包括α-Al、初晶硅、共晶硅以及少量的合金相。其中，初晶硅和共晶硅是脆性相，兩者的形態(tài)、大小和分布是影響合金力學(xué)性能的主要因素。未經(jīng)變質(zhì)的鋁硅合金中初晶硅呈粗大的不規(guī)則塊狀分布，共晶硅呈細(xì)長針狀。在載荷作用下，合金中的硅相尖端和棱角部位易引起局部應(yīng)力集中，從而明顯降低了合金的力學(xué)性能，尤其是影響合金的塑性、強(qiáng)度。因此，鋁硅合金在鑄造時(shí)一般對硅相進(jìn)行變質(zhì)處理，改善硅相的形態(tài)和大小，以改善合金力學(xué)性能。另外，α -Al的組織形態(tài)和大小也對合金性能有一定程度的影響，因此招娃合金還須對α -Al進(jìn)行細(xì)化處理。
[0004]工業(yè)生產(chǎn)中廣泛采用在熔體中加入變質(zhì)劑的方法對鋁硅合金進(jìn)行變質(zhì)處理。鋁硅合金常用的變質(zhì)劑體系有鈉(Na)、鍶(Sr)和磷(P)，其中磷變質(zhì)劑主要用于過共晶鋁硅合金中初晶硅的變質(zhì)處理，而鈉和鍶對共晶硅的變質(zhì)效果較好，常用于亞共晶和共晶鋁硅合金的變質(zhì)處理。但是鈉是化學(xué)活潑性元素，在變質(zhì)處理過程中氧化燒損嚴(yán)重、有易揮發(fā)性，因而鈉的收得率不易控制 ，同時(shí)變質(zhì)有效期較短，一般為3(T60min，因此采用鈉變質(zhì)時(shí)對變質(zhì)效果的控制較難。(見:丁文江，黃良余，翟春泉，等.Al-Si合金中鍶、鈉、銻變質(zhì)作用機(jī)理.兵器材料科學(xué)與工程，1986，(8):35-41.)鍶的變質(zhì)效果僅次于鈉，但在熔體中的收得率高、變質(zhì)有效期長。因此，越來越多的鑄造廠在生產(chǎn)鋁硅合金時(shí)采用鍶變質(zhì)。(見:魯薇華，王汝耀.鍶變質(zhì)鋁硅合金的組織、性能及其變質(zhì)工藝.鑄造，1997,62(9):44-49.)但采用鍶變質(zhì)時(shí)，會(huì)提高合金熔體吸氣傾向，合金易產(chǎn)生針孔、氣孔、疏松等缺陷。這一缺點(diǎn)提高了鍶變質(zhì)時(shí)的熔煉和變質(zhì)工藝控制要求，也限制了鍶變質(zhì)的應(yīng)用范圍。
[0005]為提高合金力學(xué)性能，鋁硅合金鑄錠生產(chǎn)過程中在對共晶硅進(jìn)行變質(zhì)處理的同時(shí)，還需對α -Al進(jìn)行細(xì)化處理,減少鑄錠組織中的粗大柱狀晶的比例，使α -Al組織轉(zhuǎn)變?yōu)橐猿叽巛^小的等軸晶為主的組織。當(dāng)鋁合金中的硅含量大于1.5wt.%時(shí)，傳統(tǒng)的Α1-5Τ?-Β晶粒細(xì)化劑的細(xì)化能力顯著降低，而以Al-B中間合金作為晶粒細(xì)化劑具有較強(qiáng)的細(xì)化能力。但當(dāng)鍶變質(zhì)劑與含硼細(xì)化劑同時(shí)使用時(shí)，如果鍶和硼的添加量控制不當(dāng)，鍶與硼之間易發(fā)生相互毒化作用，同時(shí)降低變質(zhì)和細(xì)化效果。(見:廖恒成，孫國雄.鑄造Al-Si合金中Sr與B間反應(yīng)產(chǎn)物的研究.金屬學(xué)報(bào)，2003，39 (2): 155-158.)因此，控制鋁硅合金熔體中的鍶和硼的濃度是獲得良好變質(zhì)及細(xì)化效果的關(guān)鍵。
[0006]由于單質(zhì)Sr不易保存，一般采用Al-Sr中間合金的方式在熔體中加入Sr。在Sr變質(zhì)劑中加入其他元素，可以達(dá)到提高Sr的溶解和吸收速率、降低熔體吸氣等目的。如在Al-Sr中間合金中加入稀土元素Ce，以降低熔體的吸氣傾向(中國專利201210245736.6)。但稀土元素Ce價(jià)格較高，提高了生產(chǎn)成本。在Al-Sr中間合金中加入Ti和B元素形成Al-T1-B-Sr中間合金(美國專利5230754，中國專利201010501445.X)，使變質(zhì)和細(xì)化通過一次加入Al-T1-B-Sr中間合金完成。首先，Al-T1-B-Sr中間合金塑性不好，不易加工成操作性較好的線材或絲材。其次，一次加入Al-Sr-T1-B中間合金,不能單獨(dú)精確控制Sr、T1、B在熔體中的含量。特別是針對不同Si含量的Al-Si合金，需根據(jù)Si含量合理控制熔體中的Sr和B的含量，才能達(dá)到最優(yōu)的變質(zhì)和細(xì)化效果。再次，有研究發(fā)現(xiàn)，對于Al-Si合金，熔體中同時(shí)存在Sr、T1、B時(shí)，易于形成SrB6和TiB2顆粒，這兩種顆粒的密度比鋁液密度大得多，易發(fā)生沉積現(xiàn)象，導(dǎo)致變質(zhì)和細(xì)化作用的衰退加快。
[0007]綜上所述，目前工業(yè)生產(chǎn)亞共晶和共晶鋁硅合金鑄錠的晶粒細(xì)化處理和變質(zhì)處理的方法仍不成熟，難以同時(shí)獲得細(xì)小的α-Al等軸晶組織和細(xì)小纖維狀共晶組織。因此急需一種穩(wěn)定高效且易操作的處理方法，改善工業(yè)生產(chǎn)中鋁硅合金的鑄錠組織。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0008]本發(fā)明的目的是克服現(xiàn)有技術(shù)存在的不足，提供一種亞共晶和共晶鋁硅合金變質(zhì)及細(xì)化的方法 。
[0009]本發(fā)明的目的通過以下技術(shù)方案來實(shí)現(xiàn):
亞共晶和共晶鋁硅合金變質(zhì)及細(xì)化的方法，特點(diǎn)是:以Sr和B對硅含量為2~13.5wt.%的亞共晶和共晶鋁硅合金進(jìn)行變質(zhì)及細(xì)化處理，處理后，使合金熔體中的Sr含量為0.005~0.1%，B含量為0.005~0.1%，Sr與B的質(zhì)量比值為0.3~5。
[0010]進(jìn)一步地，上述的亞共晶和共晶鋁硅合金變質(zhì)及細(xì)化的方法，首先，熔煉亞共晶或共晶鋁硅合金并將合金液的成分控制在標(biāo)準(zhǔn)范圍內(nèi)，保持熔體溫度在650~850°C范圍內(nèi)，將Sr變質(zhì)劑加入到熔體中，攪拌熔體使Sr溶解充分并分布均勻；
然后，除氣精煉，除氣精煉后靜置10~120min，然后扒去浮渣；
然后，將熔體導(dǎo)入在線除氣裝置中，保持熔體溫度在65(T850°C范圍內(nèi)；
然后，保持熔體溫度在650~850°C范圍內(nèi)，將B細(xì)化劑加入到熔體中；
最后，保持熔體溫度在650~850°C范圍內(nèi)，將熔體澆注成形為零件或鑄坯。
[0011]更進(jìn)一步地，上述的亞共晶和共晶鋁硅合金變質(zhì)及細(xì)化的方法，所述Sr變質(zhì)劑的添加量為熔體中Sr含量0.005~0.1% ;所述B變質(zhì)劑的添加量為熔體中B含量0.005~
0.1%，Sr與B的質(zhì)量比值為0.3~5。
[0012]再進(jìn)一步地，上述的亞共晶和共晶鋁硅合金變質(zhì)及細(xì)化的方法，熔體澆注成形鑄造時(shí)的冷卻速度為I~1000°c /S。
[0013]本發(fā)明技術(shù)方案突出的實(shí)質(zhì)性特點(diǎn)和顯著的進(jìn)步主要體現(xiàn)在:
①采用鋁硼中間合金作為細(xì)化劑，對鋁硅合金具有良好的晶粒細(xì)化效果；采用鋁鍶中間合金作為變質(zhì)劑，可有效變質(zhì)鋁硅合金中的共晶硅。通過控制熔煉及變質(zhì)和細(xì)化處理工藝，所加入的變質(zhì)劑對共晶硅有良好變質(zhì)效果的同時(shí)，晶粒細(xì)化劑對α-Al也有良好的細(xì)化效果，使鑄錠組織同時(shí)得到變質(zhì)及細(xì)化，可以有效避免鍶和硼之間的相互毒化作用；
②鍶的變質(zhì)有效期和硼的細(xì)化有效期均較長，對冷卻速度敏感性低，對較大規(guī)格鑄錠也能獲得優(yōu)良的變質(zhì)和細(xì)化效果，可以滿足砂型鑄造、金屬型鑄造、半連續(xù)鑄造等多種生產(chǎn)工藝的要求；③采用的變質(zhì)劑和細(xì)化劑中不含貴重元素和有毒元素，具有易于操作、成本低廉、安全環(huán)保等優(yōu)點(diǎn)。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0014]下面結(jié)合附圖對本發(fā)明技術(shù)方案作進(jìn)一步說明:
圖1:合金熔體中Sr和B的含量控制示意圖；
圖2:未變質(zhì)共晶鋁硅合金(含硅11.0-13.5wt.%)鑄錠顯微組織照片，共晶硅呈粗大板條狀； 圖3:單獨(dú)采用鍶變質(zhì)的共晶鋁硅合金鑄錠的顯微組織照片，共晶硅呈細(xì)小纖維狀，但α -Al為粗大的柱狀樹枝晶；
圖4:單獨(dú)采用鍶變質(zhì)的共晶鋁硅合金鑄錠的高倍顯微組織照片，經(jīng)鍶變質(zhì)的鋁硅合金中共晶硅已轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的纖維狀；
圖5:采用本發(fā)明方法處理的共晶鋁硅合金鑄錠的顯微組織照片，α -Al為尺寸較細(xì)小的等軸晶，與圖3:相比已明顯細(xì)化；
圖6:采用本發(fā)明方法處理的共晶鋁硅合金鑄錠的高倍顯微組織照片，在α -Al晶粒細(xì)化的同時(shí)，共晶組織仍然呈細(xì)小的纖維狀。
【具體實(shí)施方式】
[0015]亞共晶和共晶鋁硅合金變質(zhì)及細(xì)化的方法，以Sr和B對硅含量為2~13.5wt.%的亞共晶和共晶鋁硅合金進(jìn)行變質(zhì)及細(xì)化處理，處理后，使合金熔體中的Sr含量為0.005~
0.1%，B含量為0.005~0.1%，Sr與B的質(zhì)量比值為0.3~5。
[0016]亞共晶和共晶鋁硅合金變質(zhì)及細(xì)化的方法，首先，熔煉亞共晶或共晶鋁硅合金并將合金液的成分控制在標(biāo)準(zhǔn)范圍內(nèi)，保持熔體溫度在650~850°C范圍內(nèi)，將Sr變質(zhì)劑加入到熔體中，Sr變質(zhì)劑的添加量為0.005~0.1%，攪拌熔體使Sr溶解充分并分布均勻；
然后，除氣精煉，除氣精煉后靜置10~120min，然后扒去浮渣；
然后，將熔體導(dǎo)入在線除氣裝置中，保持熔體溫度在65(T850°C范圍內(nèi)；
然后，保持熔體溫度在650~850°C范圍內(nèi)，將B細(xì)化劑加入到熔體中；
最后，保持熔體溫度在650~850°C范圍內(nèi)，將熔體澆注成形為零件或鑄坯，鑄造時(shí)的冷卻速度為I~10000C /S。
[0017]Sr變質(zhì)劑主要起變質(zhì)共晶硅的作用，B細(xì)化劑主要起細(xì)化α -Al晶粒的作用。本發(fā)明通過控制精煉、添加變質(zhì)劑、添加細(xì)化劑、攪拌、在線除氣等工序的處理次序、溫度和時(shí)間等工藝參數(shù)，并控制熔體中的鍶和硼的比例，可以有效避免鍶和硼之間的相互毒化作用，有效減少熔體中的氣體含量，減少鑄件的氣孔和疏松等缺陷。經(jīng)本發(fā)明的方法處理的亞共晶和共晶鋁硅合金熔體，在鑄造溫度為65(T850°C，冷卻速度為f 1000°C /s的鑄造條件下，鑄錠組織中的共晶硅呈細(xì)小的纖維狀，同時(shí)α-Al晶粒細(xì)小，并可以將鑄錠針孔、氣孔、疏松等缺陷控制在合理范圍以內(nèi)。
[0018]下面對本發(fā)明涉及的過共晶鋁硅合金成分、變質(zhì)劑、細(xì)化劑及熔煉和鑄造等工藝條件進(jìn)行說明。
[0019]合金成分:亞共晶和共晶鋁硅合金的硅含量為2~13.5wt.%。Al-Si合金中通常加入其他合金元素，如Cu、Mg、Ni等元素，改善Al-Si合金性能。典型的Al-Si合金成分范圍包括:
合金I =Al-Si合金，Si含量:2~13.5%。
[0020]合金2 =Al-S1-Cu 合金，Si 含量:2~13.5%, Cu 含量:0.1~4%。
[0021]合金3 =Al-S1-Cu-Mg 合金，Si 含量:2~13.5%, Cu 含量:0.1~4%，Mg 含量:0.2~2%。
[0022]合金4 =Al-S1-Cu-Mg-Ni 合金，Si 含量:2~13.5%, Cu 含量:0.1-4%, Mg 含量:
0.2~2%，Ni 含量:0.2~2%。
[0023]Al-Si合金的共晶點(diǎn)為12.6%，組織中的Si相的大小、形態(tài)和分布是影響合金力學(xué)性能的重要因素。對于Al-Si合金，當(dāng)Si含量大于2%而低于共晶點(diǎn)成分時(shí)，隨著Si含量的增大，熔體流動(dòng)性增強(qiáng)，合金中共晶硅比例增大，合金力學(xué)性能特別是強(qiáng)度和耐磨性鑄件提高。當(dāng)Si含量大于13.5%時(shí)，鑄造時(shí)合金中優(yōu)先生成塊狀的初晶硅，顯著降低合金的力學(xué)性能和切削性能。當(dāng)Si含量在12.6%附近時(shí)，在其他合金元素和變質(zhì)元素Sr的作用下，可抑制初晶硅的生成。因此，采用本發(fā)明的變質(zhì)和細(xì)化方法處理Al-Si合金時(shí)，其Si含量需控制在2~13.5%。
[0024]Sr變質(zhì):Sr變質(zhì)劑對Al-Si合金中的共晶硅的變質(zhì)效果主要與Sr含量、變質(zhì)溫度和保溫時(shí)間有關(guān)。當(dāng)Sr含量低于0.005%時(shí)，合金中的共晶硅仍然呈短針棒狀，由于Sr含量太低從而達(dá)不到變質(zhì)效果；當(dāng)Sr含量高于0.1%時(shí)，產(chǎn)生過變質(zhì)組織，同時(shí)Sr含量過高將增強(qiáng)熔體吸氣。在熔體中加入Sr變質(zhì)劑時(shí)，Sr變質(zhì)劑溶解到熔體中需5~30min。熔體溫度越高、攪拌越充分，Sr的溶解越快，但溫度太高不僅耗費(fèi)能源，并且導(dǎo)致熔體吸氣嚴(yán)重。因此，采用Sr變質(zhì)時(shí)需控制熔體中Sr含量在0.005~0.1%，并保持熔體溫度在65(T850°C范圍內(nèi)，并在加入Sr變質(zhì)劑后5~120min進(jìn)行澆注。
[0025]B 細(xì)化:
合金熔體中添加B作為細(xì)化劑，主要通過AlB2顆粒起細(xì)化作用。當(dāng)B含量低于0.005%時(shí)，熔體中生成的AlB2濃度太低，α -Al形核位置少，對α -Al的細(xì)化作用不明顯。當(dāng)B含量高于0.1%時(shí)，過多的B不但不會(huì)增強(qiáng)細(xì)化作用，與Sr反應(yīng)生成大量的Sr-B化合物或Al-Sr-B三元化合物，消耗大量的Sr，使得Sr變質(zhì)不充分。因此，采用B細(xì)化時(shí)需控制熔體中B含量在0.005^0.1%。
[0026]Sr/B:0.3~5
當(dāng)Al-Si合金熔體中同時(shí)存在Sr和B元素時(shí)，Sr與B易于反應(yīng)生成化合物相SrB6,該相的生成消耗大量的Sr和B，即產(chǎn)生相互毒化作用，同時(shí)降低Sr的變質(zhì)效果和B的細(xì)化效果。控制熔體中Sr/B質(zhì)量比是抑制Sr與B相互毒化作用的關(guān)鍵。當(dāng)熔體中Sr/B質(zhì)量比低于0.3時(shí)，B含量過高而Sr含量不足，對共晶硅的變質(zhì)不夠充分，產(chǎn)生欠變質(zhì)組織；當(dāng)熔體中Sr/B質(zhì)量比高于5時(shí)，Sr濃度過高，α -Al枝晶開始粗化，并出現(xiàn)細(xì)棒狀硅相，導(dǎo)致合金力學(xué)性能下降。因此，當(dāng)聯(lián)合使用Sr和B對Al-Si合金進(jìn)行變質(zhì)和細(xì)化處理時(shí)，根據(jù)合金成分特別是硅含量控制熔體中的Sr和B的含量以及Sr/B質(zhì)量比，如圖1，并嚴(yán)格控制熔體溫度等工藝參數(shù)，才能有效避免Sr與B的相互毒化作用，使合金獲得良好的變質(zhì)和細(xì)化效果。
[0027]鑄造溫度:合金液相線溫度以上8(T200°C
為了保持變質(zhì)劑對共晶硅的變質(zhì)效果和熔體良好的流動(dòng)性，亞共晶和共晶鋁硅合金的鑄造溫度應(yīng)保證高于液相線溫度8(T200°C。熔體溫度在高于液相線溫度以上80°C時(shí)，Si在合金中的溶解較為充分，變質(zhì)劑和細(xì)化劑在熔體中的溶解和擴(kuò)散速度較快，變質(zhì)和細(xì)化作用能得到有效發(fā)揮。此外，在亞共晶和共晶鋁硅合金的熔煉中，熔體溫度一般不超過850°C，否則將加劇氧化燒損和吸氣傾向。如Si含量為8wt.%的亞共晶Al-Si合金液相線溫度約為61 (TC，其鑄造溫度應(yīng)保證在690°C以上。
[0028]冷卻速度:1~100(TC/s
亞共晶和共晶Al-Si合金中共晶硅的變質(zhì)以及α -Al的細(xì)化不僅和變質(zhì)劑及工藝有關(guān)，冷卻速度也是重要的影響因素。合金冷卻速度低于1°C /s時(shí)，由于冷卻慢凝固時(shí)間長，對共晶硅的變質(zhì)需更高含量的Sr變質(zhì)劑，同時(shí)α -Al易出現(xiàn)長大和粗化，難以得到期望的細(xì)化組織。當(dāng)冷卻速度大于1000°C /s時(shí)，采用常規(guī)成形工藝及模具難以實(shí)現(xiàn)。
[0029]實(shí)施例1:亞共晶鋁硅合金的變質(zhì)及細(xì)化處理。亞共晶鋁硅合金，硅含量
6.5^7.5wt.%，詳細(xì)化學(xué)成分如表1中的合金A。
[0030]熔煉設(shè)備采用15kg電阻爐，先往熔煉爐中投入電解鋁和鋁硅中間合金，待爐料完全熔化后以中間合金或純金屬的形式加入其他合金元素，控制各合金元素成分。保持熔體溫度為65(T850°C，加入Al-Sr中間合金，使熔體中的鍶質(zhì)量為熔體總質(zhì)量的0.005、.1% ；加入Al-Sr中間合金后攪拌均勻；在熔體中通入高純惰性氣體進(jìn)行精煉除氣處理，通氣時(shí)保持熔體溫度為65(T850°C，通氣時(shí)間為IOlOmin ;除氣處理后靜置l(T30min，扒去浮渣；加入Al-B中間合 金，使熔體中的硼質(zhì)量為熔體總質(zhì)量的0.005^0.1% ;保持熔體溫度為650^850 0C，將熔體澆入石墨模具中鑄造成鑄錠。
[0031]各批次實(shí)驗(yàn)的Sr含量和B含量以及實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表2中編號為f 6的實(shí)驗(yàn)。
[0032]實(shí)施例2:亞共晶鋁硅合金的變質(zhì)及細(xì)化處理。亞共晶鋁硅合金，硅含量9^10wt.%，詳細(xì)化學(xué)成分如表1中的合金C。
[0033]熔煉設(shè)備采用15kg電阻爐，先往熔煉爐中按比例投入電解鋁和鋁硅中間合金，待爐料完全熔化后控制各合金元素成分。保持熔體溫度為65(T850°C，加入Al-Sr中間合金，使熔體中的鍶質(zhì)量為熔體總質(zhì)量的0.005^0.1% ;加入Al-Sr中間合金后攪拌均勻；在熔體中通入高純惰性氣體進(jìn)行精煉除氣處理，通氣時(shí)保持熔體溫度為65(T850°C，通氣時(shí)間為IOlOmin ;除氣處理后靜置l(T30min，扒去浮渣；加入Al-B中間合金，使熔體中的硼質(zhì)量為熔體總質(zhì)量的0.005、.1% ;保持熔體溫度為65(T850°C，將熔體澆入鑄鐵模具中鑄造成鑄錠。
[0034]各批次實(shí)驗(yàn)的Sr含量和B含量以及實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表2中編號為7~12的實(shí)驗(yàn)。
[0035]表1亞共晶和共晶鋁硅合金化學(xué)成分
【權(quán)利要求】
1.亞共晶和共晶鋁硅合金變質(zhì)及細(xì)化的方法，其特征在于:以Sr和B對硅含量為2~13.5wt.%的亞共晶和共晶鋁硅合金進(jìn)行變質(zhì)及細(xì)化處理，處理后，使合金熔體中的Sr含量為0.005~0.1%，B含量為0.005~0.1%，Sr與B的質(zhì)量比值為0.3~5。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的亞共晶和共晶鋁硅合金變質(zhì)及細(xì)化的方法，其特征在于:首先，熔煉亞共晶或共晶鋁硅合金并將合金液的成分控制在標(biāo)準(zhǔn)范圍內(nèi)，保持熔體溫度在650~850°C范圍內(nèi)，將Sr變質(zhì)劑加入到熔體中，攪拌熔體使Sr溶解充分并分布均勻； 然后，除氣精煉，除氣精煉后靜置10~120min，然后扒去浮渣； 然后，將熔體導(dǎo)入在線除氣裝置中，保持熔體溫度在65(T850°C范圍內(nèi)； 然后，保持熔體溫度在650~850°C范圍內(nèi)，將B細(xì)化劑加入到熔體中； 最后，保持熔體溫度在650~850°C范圍內(nèi)，將熔體澆注成形為零件或鑄坯。
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的亞共晶和共晶鋁硅合金變質(zhì)及細(xì)化的方法，其特征在于:所述Sr變質(zhì)劑的添加量為使熔體中Sr含量為0.005~0.1% ;所述B細(xì)化劑的添加量為使熔體中B含量為0.005~0.1%。
4.根據(jù)權(quán)利要求2所述的亞共晶和共晶鋁硅合金變質(zhì)及細(xì)化的方法，其特征在于:熔體澆注成形鑄造時(shí) 的冷卻速度為I~1000°C /s。
【文檔編號】C22C1/06GK103981386SQ201410179835
【公開日】2014年8月13日 申請日期:2014年4月30日 優(yōu)先權(quán)日:2014年4月30日
【發(fā)明者】長海博文, 朱光磊, 吳永福, 李新濤, 紀(jì)黎 申請人:蘇州有色金屬研究院有限公司