半连续铸造亚共晶Al-Si合金的晶粒细化研究进展

马 韬,马鸿彬,蒋 斌,林顺岩,褚庆元

(1.元泰高导材料(山西)有限公司,山西 吕梁 035300;2.元泰高导材料(山西)研究院,山西 吕梁 035300)

Al-Si合金已在汽车轻量化、3C电子通讯、船舶工业等领域获得广泛应用。利用Al-Si合金优良的可铸造性,可生产形状复杂的汽车车身薄壁件、发动机缸体和智能手机中板等;利用该合金共晶组织低熔点、高流动性特点,可作为汽车散热器用于钎焊的皮材;利用该合金较好的高温性能及良好的耐磨性能,可用于各种发动机的活塞材料等。

二元Al-Si合金的力学性能主要取决于Si粒子的形状和分布形态,从组织角度来看,不论是共晶硅还是初晶硅,如果既细又圆同时分布均匀,则合金既有高的塑性,又有相当高的强度。铝硅合金的显微组织强烈地依赖于成分和铸造工艺。快速冷却可以形成细小的共晶组织、小的枝晶胞、小的臂间距和小的晶粒尺寸。晶粒尺寸和枝晶臂间距主要由冷却和凝固速度控制。熔体处理、冷却条件对凝固金属向结晶器的传热有显著影响,对获得良好的铸件质量起着重要作用。

目前,Al-Si合金的晶粒细化,尤其是大规格Al-Si合金的晶粒细化,一直是工业化生产的难点和研究的热点。铝硅合金的缓慢凝固,导致了在铝基体中共晶硅呈大片或针状,这种硅的形态通常被称为针状硅,如图1。未经细化变质处理的Al-Si合金中,存在着粗大的α-Al树枝晶、粗大块状初晶硅和粗大长针状脆性的共晶硅组织,严重割裂基体,恶化合金的力学性能和切削加工性能,极大削弱了合金的强度与塑性,很大程度上制约了Al-Si合金优势的发挥和实际应用。

通过添加含有形核质点的细化剂,来调控凝固过程中α-Al的形核与长大,配合Na、Sr、Sb、Er和RE等元素复合变质,细化共晶硅组织来提高材料的强度和塑性。细化变质处理需任何特殊设备,只需添加少量变质元素,实现对其中α-Al相、共晶硅、富Fe相、细化初生硅等的有效调控,具有成本低、方法简单、效果显著等特点,已成为改善Al-Si合金组织、提高性能最有效的途径,是目前Al-Si合金生产应用最常用的方法[2]。但因为Al-Si合金中各元素交互作用和变质细化的局限,合金晶粒变质细化效果不尽人意,尤其是在工业化生产Φ250mm圆铸锭以上规格Al-Si类合金铸锭时,尺寸较大的共晶组织会遗传到后续的变形加工组织中,对合金挤压/锻造加工的铝材性能产生极大的不利影响,如图2所示[3]。

近年来对单一变质元素变质作用机理和效果的研究进展迅速,先后发现了 Na、Sr、Sb、P、Ti、Mn和RE等都对铸造铝硅合金有一定的变质作用,并且对变质时效性以及经济性都有了充分认识。与此同时,也有许多研究者开始关注多元素的交互变质作用并在Sr-X、P-X、Mn-X、Ti-X等二元交互变质方面取得了重要成果,使变质技术更加经济、有效和灵活[2]。变质处理改善Al-Si合金组织这方面的相关研究文献较多,尤其是研究二元或二元以上元素复合变质细化的交互作用及细化机理的文献,包括Al-Si合金熔体过热混合热处理等[4-8]但有些文献报道的研究结果互相矛盾。如姚巍等[9]采取Sr和含Ti的晶粒细化剂复合变质ZD101A亚共晶铝合金,其共晶硅相均匀细小呈纤维状,铝相球化,分布均匀,变质状态良好,力学性能稳定,获得了较好的效果;而更多的研究表明[10-14],对于铸造A1-Si合金,Al-B中间合金比Al-5Ti-1B中间合金具有更为优异的细化能力。廖恒成[15]的研究结果也表明,在近共晶Al-Si合金中,Al-5Ti-1B中间合金并未显示出显著晶粒细化作用,而且发现它还对Sr的变质效果产生严重的“毒化”效应。近年来开发的快速凝固、电磁搅拌、超声处理、机械振动等复合变质细化Al-Si合金组织的方法,因受生产设备条件、铸锭形状及规格的限制,在实际工业化生产中的效果差强人意。

苏州某公司工业化生产了亚共晶AHS铝合金、4032铝合金,均采用Al-B与Al-Sr复合变质细化,并根据Al-Si合金的凝固特性,优化了铸造工艺,尽可能地降低了B、Sr相互作用形成SrB6毒化的不利影响,生产的Φ250 mm规格的Al-Si合金铸锭芯部最大晶粒度控制在4级以下(8级低倍晶粒度标准),获得了较满意的效果,但离期望的要求还有一定差距(图3)。

(a)AHS合金[3] (b)4032合金

本文针对工业化亚共晶Al-Si合金生产中晶粒细化存在的主要问题,重点综述细化剂Ti和Si中毒、B与Sr毒化对合金晶粒细化的影响,并介绍熔体强剪切(MC)MC-DC铸造方式细化Al-Si合金晶粒组织的优势及局限性,以期为工业化半连续铸造亚共晶Al-Si合金的生产提供参考和借鉴。

1 含Ti细化剂的Si中毒

工业生产中应用最广泛的铝合金细化剂主要是Al-Ti-B、Al-Ti-C、Al-Ti等,常采用中间合金的方式加入。Ti-B复合变质不仅能细化晶粒,使铸锭的晶粒尺寸达到200 μm以下,而且如引入足够数量的Ti、B元素后反应生成的高熔点、高硬度和高弹性模量的TiB2粒子,是理想的增强相,可以显著提升合金的力学性能[16]。Ti-B晶粒细化在铝合金细化中一直占据统治地位,但在长期应用过程中,它也存在一系列问题,如反应生成的TiB2粒子在熔体中容易聚集成团,造成产品的质量问题;如在合金断口形成含Ti化合物探伤缺陷[17]、因聚集形成夹杂降低合金的断裂韧性以及铝材阳极氧化后出现黑点黑线缺陷等。

Al-Ti-B三元系的铝合金晶粒细化剂,对于非Al-Si类变形铝合金晶粒细化是有效的,但在细化Al-Si合金中,由于合金中的Si显著降低了Al-Ti-B晶粒细化剂的细化效果,这一现象为硅毒化效应。一般认为,Al-Ti-B和Al-Ti-C细化Al-Si合金主要是依靠TiB2或TiC+TiAl3的复合粒子来增加α-Al的形核核心,进而起到细化晶粒的作用。然而,当细化含Si、Zr的铝合金时,TiAl3与熔体中的Zr、Si等会发生不可逆的化学反应,生成(Ti1-XZrX)Al3、ZrTi2、Ti(Al1-xSiX)3等粒子,这些粒子对α-Al均没有细化作用,导致细化剂失效。

上海大学的李谦教授团队[18],采用球差透射电镜表征Al-10Si/Al-5Ti-B铸锭中形核质点(TiB2)和α-Al间界面的原子结构与元素分布,首次发现了Si原子在TiB2/α-Al界面的偏聚现象。结合相图热力学计算(CALPHAD)、第一性原理计算,详细评估了形核界面处硅化物形成的可能性,并深入考察了Si偏聚对形核基底原子有序性及α-Al外延形核难易程度的影响。通过实验与理论计算的结合,弄清了硅毒化效应的发生根源和作用机理。Al-9.98Si-0.08Ti-0.015B铸锭的典型组织如图4所示。可以看出,α-Al晶粒非常粗大,晶粒尺寸大于1 000 μm。由于Ti浓度较低(<0.15 %),仅观察到分布稀疏的小于2 μm的TiB2颗粒,且大多数粒子集中分布在最后凝固的Al-Si共晶区中(图4(c)),表明其形核能力较低,对α-Al的非均质形核没有贡献。

(a) OM图像;(b)和(c) TiB2粒子的BSE图像

图5为Al-5Ti-B细化剂在Al-Si合金生产中的Si中毒机理示意图。加入Al-5Ti-B细化剂后,TiAl3在熔体中溶解,TiB2成为α-Al的唯一形核粒子。同时,5%～10%的Si偏析到基底(0001)TiB2表面,并溶入到TiAl32DC中(图6(b))。然后,在TiAl32DC内形成Ti-Si共价键,这对α-Al的非均质形核产生了以下负面影响:(1)使TiAl32DC不稳定,并可能促进其溶解过程;(2)扰乱TiAl32DC晶格,从而增加其与α-Al的晶格失配;(3)通过弱化TiAl32DC/α-Al界面上的Ti-Al键来减少TiAl32DC与外延α-Al之间的化学相互作用。因此,α-Al晶粒很难在掺杂Si的TiAl32DC上形核,中毒的TiB2粒子聚集分布于Al-Si合金共晶区 (图4(c)和图5(c))。

图5 Al-5Ti-B细化剂Si中毒机理示意图

图6 Sr加入量对Al-Si合金共晶硅的影响[25]

据文献报道[19,20],在Al-Si合金熔融状态时,钛对硅有很强的亲和力,在750 ℃保温时,Al3Ti相转变成(Al,Si)3Ti或(Al,Si)2Ti,相对于Al3Ti相来说,(Al,Si)3Ti或(Al,Si)2Ti对Al-Si合金几乎没有细化作用,宏观表现为Si中毒。Ti-Si相互作用可以表示为:Al3Ti+3Si→(Al,Si)Ti3;Al3Ti+2Si=(Al,Si)2Ti+Al。

综上所述,在详细研究了Al-10Si/Al-5Ti-B铸锭中形核质点(TiB2)与α-Al界面的原子结构和元素分布后,发现Si会偏聚在TiB2颗粒表面,并固溶入起到关键形核作用的TiAl32DC中。Si原子与Ti原子产生强相互作用,这在一定程度上扰乱了TiAl32DC的晶体结构,并削弱了其与外延α-Al的化学相互作用,最终导致形核效能减弱而造成Si中毒。

工业化大生产实践也表明,在半连续铸造生产亚共晶Al-Si合金铸锭时,采用Ti+Sr组合复合变质,由于Ti细化剂Si中毒,因此,合金晶粒粗大(芯部),晶粒尺寸在5级以上(8级低倍晶粒度标准);在塑性变形加工后,粗大的晶粒组织会遗传至合金产品中,导致合金的强度及塑性明显恶化。

2 B+Sr复合变质细化及中毒

由于含Ti的晶粒细化剂在Al-Si合金中会细化中毒,目前亚共晶铝硅合金细化变质处理主要采用Al-B、Al-Ti-B(低Ti)、Al-Ti-C(低Ti)等和Sr、Na、Sb、RE等联合处理,这其中以研究Al-Ti-B(低Ti)类、Al-B细化剂和Sr变质剂联合处理的较多。

Sr对共晶硅具有良好的长效变质作用,研究工作主要集中在 Sr-B、Sr-Bi、Sr-Mg、Sr-Na、Sr-P、Sr-Sb、Sr-Zr和Sr-RE方面,其中Sr-Mg、Sr-P、Sr-Zr、Sr-La和 Sr-Y交互体现为协同作用,Sr-Na交互体现为抑制作用,Sr-Bi和Sr-Sb交互作用效果与元素加入的比例有关,Sr-B交互作用尚存争议[3]。

2.1 共晶硅变质

Sr是变质共晶硅的一种长效变质剂,变质后保温6 h～12 h或重熔,仍然保持良好的变质作用,熔体中Sr含量为0.02%～0.05%时变质效果最佳,其变质机理与Na类似[21,22]。常用的Al-10%Sr中间合金变质剂,最佳工艺为,变质温度740 ℃,变质时间60 min,变质剂的添加量为0.06%Sr[23,24]。

研究表明[25],Al-Si合金随着Sr加入量的增加,合金组织中共晶硅变得均匀细小(图6)。因此单从改善共晶硅形态的角度出发,Sr的加入量越多效果越好,但Sr的加入量增加到一定程度后,也带来一些不利因素,如过多的Sr会导致合金产生针孔倾向增大,同时合金中会生成锶化物,这些都会使合金的塑性降低。铝硅合金中的锶化物主要以SrAl4、SrAl2Si2、SrSi、SrSi2等形式存在。当加入的含Sr为8%～10%时,合金组织以SrAl4的形式存在,且随Sr加入量的增加而增多。因此,在保证铝硅合金充分变质的前提下,要使Sr的加入量尽可能的小。

理论研究和生产实践已经证明,Sr是Al-Si合金一种变质效果较好的共晶硅变质剂,生产操作方便、简单。但单纯的只添加Sr变质细化Al-Si合金,细化效果并不理想,此时的合金组织呈现亚共晶状态,没有初晶硅,其共晶硅平均尺寸约为15μm,说明Sr对共晶硅的变质效果较好,但合金组织中α-(Al)枝晶发达,对合金性能会产生不利影响[26]。因此,复合变质成为了Al-Si合金晶粒变质细化研究的热点。

2.2 Al-B中间合金细化

Al-3B中间合金对于含硅量较低的Al-Si合金有较弱的细化作用。随着该中间合金加入量的提高,获得最细晶粒尺寸的合金成分向高硅方向移动。在1%的加入量时,Al-3B中间合金能使Al-Si合金具有最细的晶粒尺寸。同时,Al-3B中间合金的这种细化作用又随含硅量的继续增加而逐渐衰退[27]。D.Qiu 等[28]和姜文辉等[29]发现,在硅含量较高的铸造铝硅合金中,加入Al-5Ti-1B后Si会与熔体中TiAl3反应生成Ti5Si3减少合金中异质形核核心,导致细化效果降低。Lee.C[30]和Ghomashchi.R[31]还在添加Ti细化的A356合金中发现了片状和块状的粗大AlSiTi中间相。Biro.Y l[32]制备了含有较多细小均匀AlB2颗粒的Al-3B和Al-4B中间合金,并研究了该中间合金对不同含硅量较高合金(Al-7Si、Al7Si0.3Mg、Al10SiMg和 Al12SiCu等)细化效果,其研究结果表明,对于含Ti量较少的高硅铝合金,Al-B中间合金细化效果优于在变形铝合金中常用的Al-5Ti-1B中间合金(图7)。

(a) AlSi10Mg和(b) AlSi12Cu合金细化前后宏观组织;(c) AlSi10Mg和(d)AlSi12Cu合金添加细化剂2 min后合金微观组织

Al-B类的中间合金可以很好地细化含Si量高于3%Si的Al-Si合金。但是,许多研究都表明B和Sr之间会发生毒化反应,K.Nogita等[34]关于B和Sr对Al-10Si变质的研究表明,在含有Sr变质的合金中加入B会削弱共晶硅变质水平,要想变质共晶硅,Sr/B比例必须大于0.4。H.Liao等[35]通过研究B和Sr在Al-11.6Si合金中的交互作用,发现B和Sr 加入量超过一定限制会形成化合物,对于合金细化变质产生毒化影响。J.G.Li等[36]研究Al-3Ti-4B和Al-10Sr联合处理Al-7Si-4Cu的影响机制发现,Al-Sr合金的变质效果和抗衰退性均减弱,合金的晶粒也发生一定粗化,这种现象主要是由于熔体中AlB2和Al-10Sr反应生成了SrB6削弱了细化变质效果。

陈祥[37]等研究表明,B、Sr联合处理时,Al-7Si合金初晶组织随熔体中B含量的增加表现出与单独加B细化处理时相同的变化规律,即随着B含量的增加,A1-7Si合金的晶粒尺寸迅速减小,当B含量大于一定值后,合金的晶粒尺寸不再随B含量的增加有明显改变。当熔体中残留少量B时,A1-7Si合金的晶粒尺寸与未联合处理时相比发生显著变化,由未经任何处理时的3.7 mm减小到1.67 mm;枝晶形貌也发生了显著变化,随着熔体中B的加入,枝晶形貌由粗大的柱状枝晶开始转变为较为发达的等轴枝晶。随着熔体中B残留量的逐渐增加,Al-7Si合金的晶粒尺寸逐渐减小,枝晶等轴化倾向越来越明显,二次枝晶分枝逐渐减少。

Sr是Al-Si合金良好的共晶硅变质剂,Al-B是Al-Si合金较好的细化剂。工业化生产实践也表明,B+Sr复合细化变质效果优于Ti+Sr联合变质处理Al-Si合金(图(2)(3))。但B、Sr的交互作用(毒化),在一定程度上影响了Al-Si合金的变质细化。为更好地利用B+Sr的联合变质细化作用,应控制好添加的B与Sr的含量及比例;同时,应优化细化剂、变质剂的添加时机及间隔时间,尽可能降低因B、Sr的毒化对Al-Si合金共晶组织变质的不利影响(图8)。

(a)0.030%Sr+0.028% B;(b)0.040%Sr+0.040% B

当Sr和B的含量超过一定限度时,就会发生相互中毒作用,形成Sr、B原子比为3∶4的化合物,在熔体中同时消耗了大量的Sr、B,从而降低了B的细化效果和Sr的变质效果。含Sr、B的化合物粒子,其Sr/B原子比接近3∶4,见表1[38],表中为添加0.040%Sr+0.040% B所形成的Sr3B4化合物。

表1 Al-Si合金中B、Sr化合物成分分析

3 MC-DC细化Al-Si合金

铝合金半连续(DC)铸造技术,自20世纪30年代在德国和美国几乎同时发明以来,获得了广泛应用,目前仍然是变形铝合金铸造坯锭主要的生产方式。但传统DC铸造技术存在的问题,尤其是大规格、高合金化的铝合金铸锭,存在组织粗大、组织不均匀、化学成分偏析严重、疏松气孔和热裂等,影响后续热机械加工的成形性和缺陷形成、阳极氧化质量和最终产品的机械性能。目前,研究开发的超声波细化、熔体电磁搅拌等技术,已在工业化生产中获得应用,对提高铸件的质量有一定效果。

在工业生产实践中,含Ti的中间合金是铝合金DC铸造过程中最常用的晶粒细化剂。然而,一些合金元素(如Si、Zr、Cr)的存在可以与TiB2颗粒相互作用,产生晶粒细化的中毒效应,使其细化失效。

Al-Si合金的变质细化,由于Ti与Si细化中毒,一直是工业化生产的难点。铝合金熔体强剪切MC-DC铸造技术,高速搅拌剪切铝熔体中的氧化物,可形成纳米级分散的氧化物,影响合金的凝固形态,导致晶粒组织细化,无需额外添加晶粒细化剂,有效降低了细化剂中毒和潜在形成夹杂缺陷的风险。熔体强制对流,形成了温度均一的熔体凝固温度场,提高了合金铸锭的组织均匀性,避免了化学成分偏析,消除了铸锭热裂倾向和表面冷隔等缺陷。常用的Al-Si合金变质细化,因为Ti与Si中毒和B+Sr毒化等因素的影响,合金铸锭细化变质效果不尽如人意。因此,采用熔体强剪切MC-DC铸造技术,细化Al-Si合金晶粒组织,给Al-Si合金晶粒细化提供新的方法和思路。

3.1 MC-DC铸造技术

熔体处理MC-DC铸造技术示意图如图9所示。该装置由一组转子和定子组成,转子和定子连接到带有速度控制的电动机上。在运转过程中,电动机通过轴将动力传递给转子,驱动转子旋转并剪切转子与定子之间的间隙以及定子开口处的液态金属。旋转速度可以达到5 000～15 000 rpm高的剪切速率。高剪切装置在熔体体积内提供宏观流动,进行分散混合,并在装置顶端附近进行强剪切。高剪切装置的主要优点包括:显著增强化学反应或相变的动力学、均匀分散、固体颗粒和气泡的分布和尺寸减小、改善化学成份和温度场的均匀化程度,以及强制润湿通常难以湿润的固体颗粒。在MC-DC过程中,高剪切的转子-定子单元浸没在传统DC铸造结晶器的熔池中,液态金属被吸入高剪切装置,在转子和定子之间进行强烈剪切,然后以极高的速度强行穿过定子上的小孔,形成细小的射流。逸出的液体在熔池中形成独特的流动模式。该装置的吸入作用在熔池的下部流动,提供了分散和均匀混合的熔体组合,同时熔体表面保持相对稳定,以避免任何氧化物裹入和增加从大气中吸入氢的可能性[39]。

图9 MC-DC铸造工艺的示意图[32]

其主要作用或优点为:(1)熔体强剪切MC-DC铸造技术,将熔体中的夹杂物和氧化物膜分散成细小的单个颗粒(通常为纳米级),减少/消除其对铸造工艺和铸件质量常见的有害影响;(2)分散和均匀混合的熔体组合,将确保熔体在熔池中具有均匀的温度(接近铸造合金的液相温度)、均匀的化学成份和均匀分散和均匀分布的异质形核点;(3)熔体强制高速流动的相互作用,层流路径和凝固前沿之间的相互作用(图9),提供了一个平坦和较浅的熔池剖面,并有可能提高铸造速度。

3.2 熔体中的氧化物/细化晶粒

由于铝合金对氧的高亲和力,当其暴露在含氧和/或水分的空气中时,会自然地氧化,因此合金熔体中不可避免地含有氧化物。在熔体表面形成的氧化物,很容易被搅拌和浇注等熔体处理过程中产生的湍流夹带到铸件中。夹带的氧化物夹杂物在随后的凝固过程中,降低了铸件的性能。氧化物夹杂通常与铸造缺陷有关,如气孔、热裂和裂纹,导致合金的强度、延展性、断裂韧性和耐腐蚀性下降。为此,氧化物被当作有害夹杂处理,人们致力于通过阻止氧化物的形成和加强熔体精炼、过滤降低氧化物含量。

通过强烈的熔体剪切,改变氧化物的形态、尺寸和分布,可以大大减少或消除氧化物的有害影响。此外,强剪切后形成的纳米级的氧化物颗粒,可作为非均相成核基底,增强了成核过程,实现晶粒细化。

从700～750 ℃的工业纯铝熔体中,观察到γ-Al2O3氧化物,具有典型的生物膜形态(图10(A))。该薄膜不是连续的固体薄膜,而是含有大量的细晶粒。这些颗粒被熔体剪切所提供的强剪切力分散,图10(B)显示了熔体剪切后的γ-Al2O3颗粒。在高于900 ℃的温度下,工业纯铝熔体的氧化产生了α-Al2O3氧化物。在高温下形成的α-Al2O3氧化物薄膜由许多单独的氧化物颗粒组成(图10(C)(D)),与γ-Al2O3相比,α-Al2O3具有更致密的形貌和更大的颗粒尺寸。

750℃时,(A)未剪切氧化物薄膜,(B)强剪切分散的γ-Al2O3颗粒;900℃时,(C)未剪切氧化物薄膜,(D) 强剪切分散的α-Al2O3颗粒

在含镁的铝合金中,随着镁含量的增加,熔体氧化速率急剧增加,所形成的氧化物不同。图11显示了从含0.5%左右的Mg的合金熔体中收集到的氧化膜形态。有大量0.3μm～2μm大小的粒子,其组成为MgAl2O4尖晶石。然而,在一个给定的合金熔体中,通常有一种以上的颗粒竞争异质形核,最终的晶粒尺寸是这种竞争的结果。

(A)含0.5 wt.% Mg的铝合金熔体中的氧化物薄膜中粒子形貌(SEM);(B)沿[011]区方向及其{111}面端面的MgAl2O4尖晶石粒子(TEM)

高效的铝合金晶粒细化剂的要求为:(1)稳定的高效固体颗粒(小晶格错配)、足够的数密度、适当的粒度和尺寸分布;(2)足够的溶质含量以保证柱状等轴晶转变并限制晶粒生长。在铝合金熔体中,α-Al2O3、γ-Al2O3、MgAl2O4尖晶石和MgO可以共存。这些氧化物都与铝有相对较小的晶格错配,表明其都有可能作为成核基底。强烈的熔体剪切作用使氧化物薄膜分散成单个颗粒,显著增加了潜在的成核颗粒密度,从而使晶粒细化。

通过强剪切分散合金熔体中自然形成的氧化物颗粒来增强异质形核,实现铸件无需添加如Al-Ti-B晶粒细化剂即可获得细化晶粒。这种方法既可以用于需阳极氧化表面处理的高品质产品,也可以用于难以细化晶粒的产品,如Al-Si铝合金[40]。图12比较了两种组织方式细化直径为152 mm的AA4032合金铸锭的宏观组织。可以看出,采用MC-DC铸造方式可有效细化合金晶粒,由此,避免了高Si合金中的Ti与Si中毒和B、Sr毒化等对合金铸锭质量的有害影响,同时,降低了生产制备成本。

(a)普通DC铸造铸坯的粗晶组织(添加了Al-Ti-B晶粒细化剂);(b)未添加晶粒细化剂的MC-DC铸坯组织,晶粒组织细小均匀

目前,MC-DC铸造技术,只是在实验室和小规格的热顶铸造圆铸锭中获得了较好的应用。在工业化生产中,由于铸锭规格大,小型的强剪切转子系统不能有效地剪切所有熔体,而大型的强剪切转子系统易造成熔体翻滚波动;如采用多个小型转子系统,系统之间高速流动的熔体会互相干扰,达不到期望的目的。因此,工业化大规格铸锭的生产中,MC-DC铸造技术的应用还受到一定的限制。

4 结束语

Al-3B中间合金是亚共晶Al-Si合金较好的晶粒细化剂,Al-10Sr中间合金是亚共晶Al-Si合金较好的共晶硅变质剂。为避免B、Sr的交互作用而产生毒化,也研究开发了La、Ti及B与Sb共同作用、Sc与Sr联合等其他复合变质细化亚共晶Al-Si中间合金组合[41,42],但Sb的变质作用不如Sr。同时,也研制了富硼含锶的中间合金细化剂。S.M.Jigajinni等[43]研究表明,富硼的Al-3B-Sr和Al-1Ti-3B-Sr中间合金比富钛的Al-3Ti-Sr和Al-5Ti-1B-Sr中间合金具有更高的变质效率。含硼中间合金Al-1Ti-3B-3.6 Sr比含硼富钛中间合金Al-5Ti-1B-4.2Sr更有利于Al-7Si合金的晶粒细化和变质。富硼含钛Al-1Ti-3B-4.6Sr中间合金比含硼Al-3B-4.3Sr中间合金更有利于Al-11Si合金的复合细化和变质。锶的存在不影响晶粒细化,同样晶粒细化剂的存在也不影响共晶硅的变质。在Al-7Si和Al-11Si合金中,添加晶粒细化剂和变质剂中所含的SrB6粒子(或Sr3B4粒子),没有明显影响Al-Si合金的变质细化,表现出更好的机械性能。

亚共晶Al-Si铝合金变质细化的相关机理研究较多,在工业化生产应用中获得较满意效果的报导较少。目前,采用B+Sr复合变质细化,并控制好B和Sr的添加比例及其在铸锭中的分布、形态,仍然是亚共晶Al-Si合金半连续生产中较好的一种变质细化方式。研究开发新型的、Sr/B比例合理的Al-Sr-B复合变质细化剂,或者开发新型的、更高效含稀土的变质剂,加强变质细化基础理论研究,也许是今后亚共晶Al-Si铝合金研究的方向。

同时,除上述复合变质细化组合及其细化机理研究外,采用熔体强剪切MC-DC铸造方式细化Al-Si合金晶粒组织,避免含Ti细化剂Si中毒以及B、Sr因交互作用而毒化;采用电解法或矿热炉法生产的Al-Si中间合金配料,来生产Al-Si系列铝合金,以避免采用熔配掺兑法常规生产的Al-Si中间合金粗大晶粒组织的有害遗传,可能会给Al-Si合金晶粒细化提供新的研究思路和发展方向。