CN114561562B - 一种Al-Ti-La中间合金及其细化变质处理Al-7Si合金的方法 - Google Patents

一种Al-Ti-La中间合金及其细化变质处理Al-7Si合金的方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种Al‑Ti‑La中间合金及其细化变质处理Al‑7Si合金的方法，制作方法包括混合Al粉和Ti粉并压坯、将压坯与纯稀土La块压入铝液搅拌熔化、浇铸得到Al‑Ti‑La中间合金；Al‑Ti‑La中间合金细化变质处理Al‑7Si合金的方法包括将亚共晶Al‑7Si合金与Al‑Ti‑La中间合金搅拌保温、熔体除气除杂、熔体降温浇铸，获得细化后的Al‑7Si合金。本发明以工业纯铝作为基体，以纯稀土La作为添加剂，Al粉和Ti粉为主要原料，提供了一种新的稀土对亚共晶Al‑Si合金变质的方法，能够制备出高效、稳定的Al‑Ti‑La中间合金。

Description

一种Al-Ti-La中间合金及其细化变质处理Al-7Si合金的方法
技术领域
本发明涉及合金材料技术领域，具体涉及一种Al-Ti-La中间合金及其细化变质处理Al-7Si合金的方法。
背景技术
Al-Si系合金是一类重要的轻量化材料，具有比强度高、耐蚀性好、铸造性能好等优点，在航空航天、汽车运输等领域备受关注。然而，铸造Al-Si合金的强度和伸长率较差，通常仅为锻造铝合金的60-90%，难以满足制造业对铸造铝合金越来越高的性能要求,业界对其品质和性能也提出越来越高的标准，其晶粒尺寸需被进一步细化至-100μm。目前，添加晶粒细化剂是同时提高铝硅合金强度和延展性的最有效方法之一，被广泛应用在铝工业中。
传统工业生产中，最常用的是Al-Ti-B晶粒细化剂，但是由于Si中毒效应，当Si的含量超过5wt%时，Al-Ti-B晶粒细化剂最高只能将α-Al的尺寸细化至300μm左右，这对于高性能铝硅合金的要求远远不够。Al-Ti-B细化剂能引入的形核质点主要为AlB2型硼化物（AlB2、TiB2等），以及铝化物型TiAl3等。这些相的数量、尺寸、形态及分布决定了最终的细化效果。
在最近的研究中，Wu等将Ti引入Al-Nb-B中，开发了一种新型Al-Ti-Nb-B细化剂，该合金以NbB2作为基底，TirichB2区域和NbrichB2核壳形成了sandwich-like（Nb, Ti）B2结构，有效降低了Si的吸附倾向，缓解了Si中毒效应。尽管铝化物型TiAl3能够在中间合金中能稳定存在，但它们加入铝合金母液后会迅速溶解，发挥异质形核质点的作用降低。然而，由于这些铝化物与α-Al具有更好的匹配关系，它们实际上比硼化物的形核能力更强。此外，已有实验证实铝化物不易被Si毒化而丧失形核效能。近年来，一些学者认为将稀土引入A1-Ti-B细化剂中，可以有效改善有非均质形核、形成成分过冷、提高铝熔体对TiAl3和TiB2表面的润湿性、阻碍TiB2的聚集、沉淀等。有研究表明AlTiRE化合物具有很好的非均质形核作用，Ti2Al20RE与α-Al有更好的匹配关系，可以作为α-Al有效的形核质点，更好的细化α-Al晶粒。
发明内容
针对上述问题，本发明的目的之一是提供Al-Ti-La中间合金的制作方法。
本发明的目的之二是提供使用Al-Ti-La中间合金细化变质处理Al-7Si合金的方法。
为了达到上述目的，本发明采用的技术方案为：
Al-Ti-La中间合金，其制作方法包括如下步骤：
（1）将Al粉和Ti粉以2-4:1的摩尔比经球磨机混合后，压制成圆柱形压坯；
（2）将压坯和纯稀土La块压入到1100-1200℃的铝液中，充分搅拌后保温熔化；
（3）将反应熔体降温后浇铸到环形钢模中，得到Al-Ti-La中间合金。
步骤（1）中所述Al粉的质量百分比为99.0wt.%，80-100µm；Ti粉的质量百分比为99.0wt.%，45-65µm。
步骤（1）中所述圆柱形压坯为Ф25×50mm。
步骤（2）中所述纯稀土La块的质量百分数为99.5%。
步骤（3）中所述环形钢模的内径为45mm，外径为70mm，高度为70mm。
使用权利要求1-5中任一所述的Al-Ti-La中间合金细化变质处理Al-7Si合金的方法，包括如下步骤：
A、将亚共晶Al-7Si合金加热到750℃，随后加入Al-Ti-La中间合金，充分搅拌后保温15min；
B、向步骤A中得到的熔体内加入的质量百分比为1wt.%的C2Cl6除气除杂；
C、待步骤B得到的熔体温度降至720℃时，浇铸到预热200℃的钢模中，获得细化后的Al-7Si合金。
步骤A中所述Al-Ti-La中间合金的质量百分比为0.2wt.%。
本发明相较于现有技术的有益效果为：
本发明以工业纯铝作为基体，以纯稀土La作为添加剂，Al粉和Ti粉为主要原料，采用铝熔体原位反应法制备的Al-Ti-La中间合金中含有大量的块状Ti2Al20La稀土相。然后将含有大量Ti2Al20La相的Al-Ti-La中间合金用于亚共晶Al-7Si合金的细化变质，发现加入极少量（0.2wt.%）的Al-Ti-La中间合金就可使α-Al细化至100μm左右。本发明提供了一种新的稀土对亚共晶Al-Si合金变质的方法，能够制备出高效、稳定的Al-Ti-La中间合金。
本发明制作的Al-Ti-La中间合金的加入有效的阻碍了Al-7Si合金中初生α-Al和共晶Si的生长，Si相的形貌由粗大的针片状转变为细小的颗粒状；与未改性的Al-7Si合金相比，加入0.2wt.%的Al-Ti-La后，抗拉强度从154Mpa增加到178Mpa，增加了15.6%；伸长率从5.83%增加到12.02%，增加了106.0%；显微硬度从54.8HV增加到58.4HV，增加了6.6%；随着初生α-Al和Si相的细化，合金的断裂方式由穿晶断裂转变为沿晶断裂。
附图说明
图1为Al-Ti-La中间合金的XRD图谱；
图2为Al-Ti-La中间合金的显微组织分析：
（a）SEM图；
（b）为（a）图中点A的EDS扫描图谱；
（c）为（a）图中方框标识内容的放大图；
（d-f）分别为（c）图中Al、Ti和La元素的面扫描分布图；
图3为未处理和添加0.2wt.%Al-Ti-La中间合金细化Al-7Si的宏观组织、EBSD图及晶粒尺寸分布图：（a-c）untreated；（d-f）0.2wt.% Al-Ti-La。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施方式对本发明做进一步说明。
Al-Ti-La中间合金，其制作方法包括如下步骤：
（1）将Al粉和Ti粉以2-4:1的摩尔比经球磨机混合后，优选的的配比为3:1，压制成圆柱形压坯；
（2）将压坯和纯稀土La块压入到1100-1200℃的铝液中，充分搅拌后保温熔化；
（3）将反应熔体降温后浇铸到环形钢模中，得到Al-Ti-La中间合金。
步骤（1）中所述Al粉的质量百分比为99.0wt.%，80-100µm；Ti粉的质量百分比为99.0wt.%，45-65µm。
步骤（1）中所述圆柱形压坯为Ф25×50mm。
步骤（2）中所述纯稀土La块的质量百分数为99.5%。
步骤（3）中所述环形钢模的内径为45mm，外径为70mm，高度为70mm。
使用Al-Ti-La中间合金细化变质处理Al-7Si合金的方法，包括如下步骤：
A、将亚共晶Al-7Si合金加热到750℃，随后加入Al-Ti-La中间合金，充分搅拌后保温15min；
B、向步骤A中得到的熔体内加入的质量百分比为1wt.%的C2Cl6除气除杂；
C、待步骤B得到的熔体温度降至720℃时，浇铸到预热200℃的钢模中，获得细化后的Al-7Si合金。
步骤A中所述Al-Ti-La中间合金的质量百分比为0.2wt.%。
将获得的试样取样后研磨、抛光，制备金相样品。用10vol%高氯酸+90vol%乙醇试剂对样品进行电解抛光，利用Axio Scope A1型光学显微镜（OM）、Quanta FEG-450型场发射扫描电镜（SEM）、EPMA-1600型电子探针（EPMA）和Talos F200S G2型透射电子显微镜（TEM）对合金的显微组织进行分析和表征。利用Image-pro-plus软件统计α-Al平均晶粒尺寸、二次支晶臂间距和共晶硅尺寸。采用TGA/DSC 3+型同步热分析仪（DSC）研究合金的熔化凝固行为。按照GB/T228.1-2010标准加工拉伸试样，在WDW-100D通用试验机上进行力学性能测试。采用Wilson VH1102显微硬度测试仪检测样品的显微硬度。
实验例1、Al-Ti-La中间合金的微观组织：
由图1可见，Al-Ti-La中间合金除α-Al基体外，主要含有Ti2Al20La和Al11La3两种相。稀土La元素在Al熔体中溶解后的活性很高，与Al元素的结合能力较强，铝液中大量存在的La原子会在固液界面前沿聚集，随着稀土La原子的逐渐增多，会与熔体中的Al直接发生反应（1），形成Al11La3相。另一方面，随着Al3Ti相的生长，La原子依附在Al3Ti相上发生包晶反应（2），最终形成Ti2Al20La相。从衍射峰的强度和数量来看，Al-Ti-La中间合金中主要含有α-Al、Ti2Al20La以及少量的Al11La3相。
Al(l)+[La]→Al11La3(s) （1）
Al3Ti(s)+[La]→Ti2Al20La(s) （2）
实验例2、Al-Ti-La中间合金的SEM图和EDS分析：
如图2所示，图2（a）中可以看出，Al-Ti-La中间合金中存在大量的尺寸在50-80μm的块状组织，对其进行EDS点分析，如图2（b），结果表明该组织上主要分布Ti元素、Al元素和La元素，且Ti:Al:La比例接近2:20:1，因此可判断其为Ti2Al20La相。图2（c）为图2（a）中白色区域的放大图，对其进行EDS面扫描分析，结果如图2（d-f）所示，块状组织主要分布Al、Ti和La元素，结合XRD分析，可判断其为Ti2Al20La相。
实验例3、未处理和添加0.2wt.% Al-Ti-La中间合金细化后Al-7Si合金的宏观组织和晶粒统计分析：
图3（a）为未添加细化剂的Al-7Si，可见其宏观组织主要为粗大的柱状晶。从图3（d）可以看出，添加Al-Ti-La中间合金，可以明显的将Al-7Si合金中粗大的柱状晶细化为细小的等轴晶。结合EBSD结果对α-Al晶粒尺寸进行统计分析，从图3（c）可以看出，未处理α-Al晶粒尺寸主要分布在1200-1500μm，随着Al-Ti-La中间合金的添加，Al-7Si合金α-Al晶粒尺寸由1461.16μm细化到105.43μm，如图3（f）所示，细化处理后Al-7Si合金中α-Al晶粒尺寸主要分布在100-120μm，Al-Ti-La中间合金体现出很好的细化效果。
为了研究形核率对α-Al相形核机制的影响，根据Turnbull and Vonnegut提出的形核质点的点阵错配度δ，用来衡量异质形核率。通常认为当错配度δ<6％时核心最有效，6％<δ<15％时，中等有效，δ>15％时无效。第二相粒子可作为α-Al有效形核质点的条件是，第二相粒子的晶体结构与固相越相似，晶格常数相差越小，作为α-Al潜在的形核核心的能力越强。由图3的XRD物相分析和能谱分析的分析结果可知，Al11La3相为体心正交晶系，晶格常数为a=0.4431nm，b=1.0132nm，c=1.3142nm，Al为面心立方晶系，晶格常数a=0.4041nm，计算得到Al11La3与Al的点阵错配度为9.65%，介于6%到15%之间，为中等有效，故Al11La3可以作为α-Al相的形核质点，对α-Al细化起作用。然而，在自然凝固过程中，冷却速度很快，Al11La3的形成温度为640℃，与α-Al的620℃形成温度接近，在高速冷却速度下，在α-Al形成前Al11La3作为α-Al形核位点时间是不够的，两者基本是同时形成的，所以并不能作为α-Al的形核质点。而Ti2Al20La为面心立方结构，晶格常数为a=1.4764nm，该晶体结构与Al有8种可能的匹配关系，各种匹配关系的错配度如表1所示，其中有7种匹配关系的错配度δ<6％，因此，Ti2Al20La可以作为α-Al有效的形核质点，更好的细化α-Al晶粒。
。

Claims (1)

1.Al-Ti-La中间合金细化变质处理Al-7Si合金的方法，其特征在于包括如下步骤：
A、将亚共晶Al-7Si合金加热到750℃，随后加入Al-Ti-La中间合金，充分搅拌后保温15min；
B、向步骤A中得到的熔体内加入的质量百分比为1wt.%的C2Cl6除气除杂；
C、待步骤B得到的熔体温度降至720℃时，浇铸到预热200℃的钢模中，获得细化后的Al-7Si合金；
所述Al-Ti-La中间合金，其制作方法包括如下步骤：
（1）将Al粉和Ti粉以2-4:1的摩尔比经球磨机混合后，压制成圆柱形压坯；
（2）将压坯和纯稀土La块压入到1100-1200℃的铝液中，充分搅拌后保温熔化；
（3）将反应熔体降温后浇铸到环形钢模中，得到Al-Ti-La中间合金；
步骤（1）中所述Al粉的Al元素质量百分比为99.0wt.%，80-100µm；Ti粉的Ti元素质量百分比为99.0wt.%，45-65µm；
步骤（1）中所述圆柱形压坯为Ф25×50mm；
步骤（2）中所述纯稀土La块的La元素质量百分数为99.5%；
步骤（3）中所述环形钢模的内径为45mm，外径为70mm，高度为70mm；
所述步骤A中Al-Ti-La中间合金的质量百分比为0.2wt.%。
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