劉靚，李凱良，劉亞，吳長(zhǎng)軍，蘇旭平，王建華

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Al-5Ti-B對(duì)過共晶Al-18Si合金的變質(zhì)效果

劉靚，李凱良，劉亞，吳長(zhǎng)軍，蘇旭平，王建華

(1. 常州大學(xué)江蘇省光優(yōu)科學(xué)與工程協(xié)同創(chuàng)新中心，常州 213164；2. 常州大學(xué)江蘇省材料表面科學(xué)與技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，常州 213164)

采用Al-5Ti-B變質(zhì)劑對(duì)過共晶Al-18Si合金進(jìn)行反向變質(zhì)處理，用光學(xué)顯微鏡觀察合金的組織與形貌，研究變質(zhì)劑加入量、變質(zhì)溫度和冷卻速度對(duì)初晶硅的尺寸、形態(tài)和面積分?jǐn)?shù)以及共晶組織的影響。研究表明：當(dāng)Al-5Ti-B加入量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為0.3%時(shí)，變質(zhì)處理后Al-18Si合金中的初晶硅和共晶硅尺寸明顯減小，初晶硅的面積分?jǐn)?shù)減??；與其相比，變質(zhì)劑加入量增加到0.6%時(shí)，初晶硅尺寸變化不明顯，但共晶硅進(jìn)一步細(xì)化；隨冷卻速率降低，變質(zhì)處理后Al-18Si合金中初晶硅相的數(shù)量減少，但Si顆粒尺寸明顯增大，并且共晶硅細(xì)化；與Al-18Si合金在720 ℃變質(zhì)相比，該合金在780 ℃變質(zhì)處理時(shí)，初晶硅的尺寸增大，但初晶硅的面積分?jǐn)?shù)顯著減??；合金在850 ℃變質(zhì)處理后初晶硅的尺寸、面積分?jǐn)?shù)都比720 ℃變質(zhì)處理后明顯減小；隨變質(zhì)溫度升高，Al-Si合金中的共晶硅明顯細(xì)化。

過共晶鋁硅合金；初晶硅；共晶硅；反向變質(zhì)；變質(zhì)機(jī)理

硅含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)為17%~26%的過共晶鋁硅合金，由于其密度和線膨脹系數(shù)較小、體積穩(wěn)定性和耐磨性好，是一種十分理想的發(fā)動(dòng)機(jī)活塞材料，得到廣泛應(yīng)用[1?2]。在沒有經(jīng)過特別處理的過共晶鋁硅合金中，初晶硅呈粗大的板片狀、五瓣星狀或多角形塊狀，共晶Si呈粗針狀。這種粗大的初晶硅組織會(huì)嚴(yán)重割裂基體，使合金的鑄造性能和力學(xué)性能惡化，所以，在使用前必須對(duì)合金中的硅相進(jìn)行有效的細(xì)化處理。目前，細(xì)化過共晶鋁硅合金中的硅相的方法有超聲波振動(dòng)[3]、壓力鑄造[4]、旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)攪拌[5]、高低溫熔體相混[6]、快速凝固[7]和變質(zhì)處理[8]等。變質(zhì)處理因操作容易、成本較低以及能改善金屬其它方面的性質(zhì)而得到廣泛應(yīng)用。含磷元素的磷類變質(zhì)劑對(duì)過共晶鋁硅合金中的初生硅有很好的變質(zhì)效果，但磷變質(zhì)劑的缺點(diǎn)是吸氣氧化量較大、變質(zhì)溫度較高和污染環(huán)境等[9]。稀土是過共晶鋁硅合金的一種優(yōu)良變質(zhì)劑，但當(dāng)操作不當(dāng)時(shí)，稀土產(chǎn)生較大的氧化燒損，還可能產(chǎn)生高熔點(diǎn)的偏聚物沉降[10]。王建華等[11]采用Al-5Ti-B中間合金對(duì)亞共晶ZZnAl4Y鋅合金進(jìn)行反向變質(zhì)處理，得到具有過共晶組織特征的ZZnAl4Y壓鑄鋅合金。所謂反向變質(zhì)處理，就是采用鋁合金的變質(zhì)劑Al-5Ti-B中間合金對(duì)不具備初晶α-Al相的亞共晶ZZnAl4Y鋅合金(該合金中(Al)為4.0%左右，成分位于共晶點(diǎn)4.3% Al以左，凝固組織為初晶η-Zn和共晶組織)進(jìn)行變質(zhì)處理。經(jīng)過反向變質(zhì)處理后，合金中的初晶η-Zn相變?yōu)槌蹙Е?Al相。由于初晶α-Al相屬于面心立方結(jié)構(gòu)相，在鋅合金中是一種強(qiáng)化相且塑性較好，初晶α-Al鋁相增多不但提高鋅合金的硬度和強(qiáng)度，而且顯著提高鋅合金的塑性和韌性。至今為止，還沒有對(duì)過共晶鋁硅合金進(jìn)行反向變質(zhì)處理的研究報(bào)道。為此，本文作者采用Al-5Ti-B中間合金為變質(zhì)劑，對(duì)過共晶Al-18Si合金進(jìn)行反向變質(zhì)處理，以促進(jìn)α-Al相的形核與生長(zhǎng)，達(dá)到抑制初晶硅生長(zhǎng)的目的。研究變質(zhì)劑加入量、變質(zhì)溫度和冷卻速度對(duì)初晶硅尺寸、形態(tài)和面積分?jǐn)?shù)以及共晶組織的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

用牌號(hào)為L(zhǎng)1的工業(yè)純鋁和Al-50Si中間合金為原料，采用熔煉法制備Al-18Si合金，用Al-5Ti-B中間合金作為變質(zhì)劑對(duì)該合金進(jìn)行反向變質(zhì)處理。

首先將工業(yè)純鋁和Al-50Si中間合金裝入石墨坩堝，放置在井式電爐中進(jìn)行熔煉，在設(shè)定溫度下保溫30 min，采用ZnCl2對(duì)合金液進(jìn)行精煉處理。然后，將Al-5Ti-B中間合金加入Al-18Si合金液中進(jìn)行反向變質(zhì)處理，最后將變質(zhì)處理后的Al-18Si合金液分別澆注到模溫為100 ℃和200 ℃、內(nèi)徑為12 mm、高為100 mm的金屬模具中，得到過共晶Al-18Si合金棒材。Al-18Si合金的熔煉溫度和變質(zhì)劑加入量列于表1。

在離Al-18Si合金試棒底部10 mm處向上截取高度為6 mm的試樣，對(duì)截取的試樣進(jìn)行機(jī)械打磨、拋光和腐蝕，腐蝕液為質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%的HF水溶液。采用LEICA DMI 3000M金相顯微鏡對(duì)腐蝕后的試樣進(jìn)行顯微組織分析，并利用Graphic軟件對(duì)合金中的初晶硅尺寸進(jìn)行定量分析，用Image-Pro Plus 6.0軟件對(duì)初晶硅的面積進(jìn)行定量統(tǒng)計(jì)，計(jì)算其面積分?jǐn)?shù)。

表1 Al-18Si合金的熔煉溫度和Al-5Ti-B變質(zhì)劑的添加量

2 結(jié)果與分析

2.1 Al-5Ti-B用量

圖1所示為熔煉溫度為720℃，金屬型溫為100℃條件下制備的Al-18Si合金及其經(jīng)過反向變質(zhì)后的顯微組織。由圖1可見，未變質(zhì)的Al-18Si合金中初晶硅非常粗大，添加0.3%的Al-5Ti-B變質(zhì)劑進(jìn)行變質(zhì)處理后，初晶硅尺寸明顯減小，且初晶硅的面積分?jǐn)?shù)減少，說明反向變質(zhì)對(duì)初晶硅的生長(zhǎng)具有抑制作用；但隨變質(zhì)劑加入量從0.3%增加到0.6%，初晶硅的尺寸和面積分?jǐn)?shù)變化都不大。表2所列為變質(zhì)劑加入量對(duì)Al-18Si合金中初晶硅面積分?jǐn)?shù)的影響，可見初晶硅的面積分?jǐn)?shù)對(duì)變質(zhì)劑加入量的變化不太敏感。

圖1 Al-5Ti-B720℃變質(zhì)處理前后Al-18Si合金的顯微組織

表2 變質(zhì)劑加入量對(duì)Al-18Si合金中初晶硅面積分?jǐn)?shù)的影響

依據(jù)壓鑄鋅鋁合金反向變質(zhì)原理[11]，當(dāng)向亞共晶鋅鋁合金液中加入Al-5Ti-B變質(zhì)劑時(shí)，促使共晶點(diǎn)向左移動(dòng)，從而抑制先共晶鋅相的析出，同時(shí)合金中出現(xiàn)初晶鋁相；另一方面，Al-Si合金存在偽共晶區(qū)，當(dāng)冷卻速率達(dá)到一定值時(shí)，過共晶成分的Al-Si合金出現(xiàn)共晶或亞共晶組織。本研究中，Al-5Ti-B對(duì)過共晶鋁硅合金的變質(zhì)機(jī)理也可通過此原理加以解釋。圖2所示為Al-5Ti-B變質(zhì)處理對(duì)Al-Si合金相圖的理論影響示意圖，其中0表示Al-Si合金的平衡共晶點(diǎn)，m表示反向變質(zhì)處理后的理論共晶點(diǎn)。由圖2可見：在非平衡凝固條件下，由于冷卻速率較快，合金凝固時(shí)產(chǎn)生較大的過冷度，從而造成液相線溫度和共晶凝固溫度下降；由于偽共晶區(qū)的存在，當(dāng)過冷度較大時(shí)，接近共晶成分的過共晶Al-Si合金凝固后得到亞共晶組織，也可使偏離共晶成分較遠(yuǎn)的過共晶Al-Si合金凝固而得到共晶組織；當(dāng)未對(duì)Al-Si合金進(jìn)行變質(zhì)處理時(shí)，非平衡凝固條件下產(chǎn)生較大的過冷度；當(dāng)用Al-5Ti-B對(duì)Al-Si合金液進(jìn)行反向變質(zhì)處理時(shí)，由于過冷度減小，使得亞共晶合金的非平衡液相線和非平衡共晶溫度提高。向Al-18Si過共晶鋁硅合金液中加入Al-5Ti-B變質(zhì)劑，使Al-Si二元合金相圖中的共晶點(diǎn)右移，依據(jù)杠桿定律，合金凝固后共晶組織的質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加、初晶硅的質(zhì)量分?jǐn)?shù)減小。反向變質(zhì)處理抑制初晶硅的形成與生長(zhǎng)，使初晶硅的尺寸減小。但由于合金液的過熱溫度不高，增加Al-5Ti-B變質(zhì)劑的用量不能使合金凝固的過冷度進(jìn)一步增大，Al-Si合金的共晶點(diǎn)基本不發(fā)生變化，因此，Al-5Ti-B加入量對(duì)初晶硅尺寸基本沒有影響。

由圖1可見：經(jīng)過反向變質(zhì)處理后，合金中的共晶硅也發(fā)生很大變化。未變質(zhì)處理的Al-18Si合金中共晶硅呈粗大針片狀，經(jīng)過反向變質(zhì)處理后，針片狀共晶硅變短變細(xì)，且變質(zhì)劑加入量越大，共晶硅的細(xì)化效果越好。這是因?yàn)橄駻l-Si合金熔體中加入Al-5Ti-B變質(zhì)劑后，促進(jìn)了α-Al的形核，并使其生長(zhǎng)受到限制，從而使共晶組織細(xì)化。隨變質(zhì)劑加入量增加，α-Al的形核數(shù)量增多，共晶組織進(jìn)一步細(xì)化。

圖2 Al-5Ti-B變質(zhì)處理對(duì)Al-Si合金相圖的影響示意圖

2.2 冷卻速率

圖3所示為Al-18%合金在850 ℃下加入0.6%的Al-5Ti-B進(jìn)行變質(zhì)處理，分別澆鑄到100 ℃和200 ℃模溫的金屬型中的金相組織，表2所列為合金組織中初晶硅的面積分?jǐn)?shù)。從圖3可見，在其它條件相同時(shí)，隨金屬型溫度升高，即合金液的冷卻速率降低，Al-18Si合金中初晶硅相的數(shù)量減少，但Si顆粒尺寸明顯增大。這主要是因?yàn)楹辖鹨耗虝r(shí)的冷卻速率越小，合金液的凝固時(shí)間越長(zhǎng)，初晶硅充分長(zhǎng)大，所以，初晶硅的尺寸變大。

通過分析與計(jì)算，金屬型溫分別為100 ℃和 200 ℃時(shí)Al-18Si合金組織中的初晶硅相的面積分?jǐn)?shù)分別為9.314%和7.364%，即金屬型溫度為200 ℃時(shí)Al-18Si合金組織中的初晶硅相的面積分?jǐn)?shù)反而更小。這說明合金液凝固時(shí)的冷卻速率越小，Al-5Ti-B變質(zhì)劑對(duì)合金液中初晶硅生長(zhǎng)的抑制作用越強(qiáng)。對(duì)于冷卻速率對(duì)變質(zhì)Al-18Si合金中初晶硅的面積分?jǐn)?shù)的影響，可用圖4所示理論共晶點(diǎn)的變化來解釋。圖4中表示Al-18Si的平衡共晶點(diǎn)，100和200分別表示金屬型溫度為100 ℃和200 ℃時(shí)的共晶點(diǎn)。從圖4可知：對(duì)于經(jīng)過相同變質(zhì)處理的Al-Si合金，當(dāng)金屬型溫度不同時(shí)，由于鋁硅合金液凝固時(shí)的冷卻速率不同，導(dǎo)致變質(zhì)處理后Al-Si合金的非平衡共晶點(diǎn)發(fā)生變化；金屬型溫度越高，則合金液冷卻速率越小，過冷度相應(yīng)減小，共晶點(diǎn)向右移動(dòng)越多，根據(jù)相圖的杠桿定律，Al-18Si合金中初晶硅的質(zhì)量分?jǐn)?shù)越小時(shí)，出現(xiàn)金屬型溫越高，Al-18Si合金組織中的初晶硅相的面積分?jǐn)?shù)反而越小的結(jié)果。

圖3 金屬型溫度對(duì)Al-18Si合金顯微組織的影響

圖4 平衡與非平衡鋁硅二元素相圖示意圖

此外，由圖3可見：隨金屬型溫度升高，Al-18Si合金凝固組織中的共晶硅更加細(xì)小。這主要是因?yàn)殡S金屬型溫度升高，Al-18Si合金液的冷卻速率變慢，合金液中的硅原子有足夠的時(shí)間擴(kuò)散到正在長(zhǎng)大的初晶硅上，使得合金液中的Si含量降低，導(dǎo)致凝固組織中的共晶硅更加細(xì)小。本文的研究結(jié)果與文滔等[12]的研究結(jié)果一致。

2.3 變質(zhì)溫度

變質(zhì)處理溫度是影響合金變質(zhì)效果的1個(gè)重要工藝參數(shù)[13?14]。圖5所示為在不同熔煉溫度下添加0.6%的Al-5Ti-B中間合金進(jìn)行變質(zhì)處理，然后澆注到模溫為100 ℃的金屬型中得到的Al-18Si合金的顯微組織。由圖5可見：Al-18Si合金在850 ℃熔煉變質(zhì)后凝固組織中的初晶硅最細(xì)。合金在780 ℃熔煉變質(zhì)后凝固組織中的初晶硅顆粒數(shù)量最少，但顆粒尺寸最大。

表3所列為圖5所示變質(zhì)處理Al-18Si合金顯微組織中初晶硅的面積分?jǐn)?shù)與未變質(zhì)Al-18Si合金的比較，由表3可見：與未經(jīng)變質(zhì)處理的過共晶鋁硅合金相比，經(jīng)過變質(zhì)處理的合金組織中的初晶硅面積分?jǐn)?shù)顯著減??；隨變質(zhì)處理溫度升高，初晶硅的面積分?jǐn)?shù)先急劇減小，后小幅增大，在780 ℃熔煉變質(zhì)時(shí)，Al-18Si合金中初晶硅的面積分?jǐn)?shù)最小。因此，從初晶硅的面積分?jǐn)?shù)來看，Al-18Si合金在780 ℃熔煉變質(zhì)時(shí)的效果最好。若從初晶硅顆粒尺寸看，則Al-18Si合金在850 ℃熔煉變質(zhì)時(shí)的效果最好?？傊?，Al-18Si合金熔煉變質(zhì)溫度較高時(shí)，Al-5Ti-B對(duì)該合金的變質(zhì)效果更好。

圖5 變質(zhì)溫度對(duì)Al-18Si合金凝固組織的影響

表3 熔煉/變質(zhì)溫度對(duì)Al-18Si合金中初晶硅面積分?jǐn)?shù)的影響

變質(zhì)溫度對(duì)Al-18Si合金中初晶硅尺寸的影響可從以下2方面來解釋：一方面，熔煉溫度越高，Al-18Si合金中的初晶硅溶解越充分，殘留的未熔硅顆粒尺寸越小，凝固后合金中初晶硅的尺寸較小；另一方面，熔煉變質(zhì)溫度越高，則合金液的過熱度越大，對(duì)金屬型的預(yù)熱越充分，導(dǎo)致其冷卻能力下降，合金液在低于其液相線溫度以下的凝固速率降低，初晶硅生長(zhǎng)加快，導(dǎo)致初晶硅尺寸增大。當(dāng)熔煉溫度在720 ℃時(shí)，由于Al-18Si合金中有許多粗大的未溶初晶硅顆粒，也由于預(yù)熱金屬型的冷卻能力有限，使得合金中初晶硅的尺寸較大；當(dāng)熔煉溫度升高到780 ℃時(shí)，雖然Al-18Si合金中初晶硅的溶解較好(未溶解的硅顆粒的尺寸仍較大)，但由于此時(shí)預(yù)熱金屬型的冷卻能力降低，使得合金中初晶硅的尺寸反而增大；當(dāng)熔煉溫度為850 ℃時(shí)，雖然預(yù)熱金屬型的冷卻能力顯著降低，但由于Al-18Si合金中初晶硅的溶解較充分，未溶硅顆粒尺寸非常小，使得合金中初晶硅的尺寸明顯減小。

熔煉變質(zhì)溫度對(duì)Al-18Si合金中初晶硅的面積分?jǐn)?shù)的影響，也可以依據(jù)Al-Si相圖中共晶點(diǎn)的變化進(jìn)行分析。與780 ℃熔煉Al-18Si合金相比，當(dāng)合金的熔煉溫度為720 ℃時(shí)，合金液中存在許多未溶的硅質(zhì)點(diǎn)，此時(shí)過共晶鋁硅合金液凝固時(shí)的過冷度大幅度減小，導(dǎo)致Al-Si合金體系非平衡共晶點(diǎn)明顯左移，依據(jù)杠桿定律，Al-18Si合金凝固組織中初晶硅的質(zhì)量分?jǐn)?shù)顯著增加。當(dāng)合金的熔煉溫度為850 ℃時(shí)，雖然合金液中僅存在極少量未溶的硅質(zhì)點(diǎn)，但由于金屬型的溫度升高，使Al-18Si合金液冷卻速度降低、凝固時(shí)的過冷度也略有減小，最終導(dǎo)致合金體系的非平衡共晶點(diǎn)反而輕微左移，因此，Al-18Si合金凝固組織中初晶硅的面積分?jǐn)?shù)略有增加。

當(dāng)Al-18Si合金液中加入0.6% Al-5Ti-B進(jìn)行變質(zhì)處理后，由于變質(zhì)處理使鋁硅合金體系的非平衡共晶點(diǎn)右移，因而Al-18Si合金凝固組織中初晶硅的面積分?jǐn)?shù)下降，見表3。

此外，由圖5可見：當(dāng)熔煉溫度較高時(shí)，共晶組織更細(xì)小。這主要是因?yàn)楹辖鹨簻囟容^高時(shí)，金屬型得到預(yù)熱而溫度升高，此時(shí)合金液凝固時(shí)的冷卻速率下降。因此，合金中的初晶硅充分長(zhǎng)大，使剩余液相中的硅含量下降，導(dǎo)致共晶硅細(xì)化。本文的研究結(jié)果與文滔等[12]的研究結(jié)果一致。

3 結(jié)論

1) Al-18Si合金經(jīng)Al-5Ti-B變質(zhì)后，初晶硅的尺寸和面積分?jǐn)?shù)都減小，但對(duì)變質(zhì)劑加入量不敏感；隨變質(zhì)劑加入量增加，合金中的共晶硅尺寸更細(xì)小。

2) 當(dāng)鑄型溫度較高時(shí)，變質(zhì)處理Al-18Si合金中初晶硅尺寸增大，但初晶硅的面積分?jǐn)?shù)降低，此時(shí)共晶硅的尺寸更細(xì)小。

3) Al-18Si合金的熔煉變質(zhì)溫度越高，抑制合金中初晶硅生長(zhǎng)的能力越強(qiáng)，同時(shí)Al-Si合金中的共晶硅明顯細(xì)化。

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(編輯 湯金芝)

Effect of Al-5Ti-B alloy on hypereutectic Al-18Si alloy modification

LIU Liang, LI Kailiang, LIU Ya, WU Changjun, SU Xuping, WANG Jianhua

(1. Jiangsu Collaborative Innovation Center of Photovoltaic Science and Engineering, Changzhou University, Changzhou 213164, China;2. Key Laboratory of Materials Surface Science and Technology of Jiangsu Province, Changzhou University, Changzhou 213164, China)

Hypereutectic Al-18Si alloy was modified through reverse modification treatment using Al-5Ti-B master alloy. The effects of adding amount of Al-5Ti-B, modification temperature and cooling rate on the size, morphology and area percentage of primary Si were investigated by optical microscopy. The results show that when addition mass fraction of Al-5Ti-B is 0.3%, the sizes of primary Si and eutectic Si in Al-18Si alloy decrease significantly, and the area percentage of primary Si also decreases. With the increase of the addition amount of Al-5Ti-B, there is few changes in the size of primary Si, but eutectic Si can be refined obviously. With the decrease of cooling rate, the size of primary Si increases, but the area percentage of primary Si and the size of eutectic Si decrease. Compared with the Al-18Si alloy modified at 720 ℃, the size of primary Si increases when Al-18Si alloy is modified at 780 ℃, but the area percentage of primary Si decreases obviously.When Al-18Si alloy is modified at 850 ℃, both the size and area percentage of primary Si increase remarkably compared with those modified at 720 ℃. Furthermore, with the increase of modification temperature, the eutectic Si in Al-18Si alloy is refined significantly.

hypereutectic Al-Si alloy; primary silicon; eutectic silicon; reverse modification; modification mechanism

TG 292

A

1673?0224(2016)01?59?06

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51571039)

2015?02?27；

2015?05?25

王建華，教授，博士。電話：15961165336；E-mail: wangjh@cczu.edu.cn