一种高硅铝合金的加工方法

1.本发明属于合金加工成型技术领域，特别涉及一种高硅铝合金的加工方法。


背景技术：

2.过共晶铝硅合金具有低热膨胀系数、较低密度、高结晶潜热、良好耐磨性和较高比强度，因此广泛用于制备交通工具发动机活塞和气缸套等耐磨部件，以实现汽车轻量化生产，并在航空航天、船舶海洋等领域得到应用。然而，随着硅含量的增加，初生硅相会逐渐变粗，形成不规则的板状结晶，从而降低合金的强度和塑性，并使切削加工性能急剧下降，实际加工时初生硅会整块剥落而使工件表面不光。
3.尤其是未经变质的高硅过共晶铝硅合金，粗大的板片、花瓣状初晶硅及针状共晶硅，在外力作用下，极易引起硅相的尖端及棱角处的应力集中，割裂合金基体，使组织恶化，降低合金的力学性能，从而限制了其应用。因此，细化凝固组织以提高合金的综合力学性能至关重要。
4.目前，主要的高硅过共晶铝硅合金细化研究方法包括磷变质及其复合处理、其他微量合金元素作用以及熔体热处理等。工业上普遍采用磷变质处理，变质处理后的初生硅尺寸大幅降低，但是含磷变质剂的污染较为严重，使用后会对人体和环境产生危害。而其他微量元素作用会使生产成本大幅提高，结合熔体热处理使工艺流程更为复杂繁琐。因此，为了进一步细化高硅过共晶铝硅合金中的初生硅，提高材料的综合力学性能，以及降低生产成本，工业生产中迫切需要一种更经济有效、环保的新工艺来改性高硅过共晶铝硅合金中的初生硅。


技术实现要素：

5.本发明的目的在于促进高硅过共晶铝硅合金中硅相的细化并改善其形态，并获得更好的机械性能。为解决上述技术问题，本发明提供了一种高硅铝合金的加工方法：
6.(1)将由35～50重量份nacl、35～50重量份kcl、10～20重量份na3alf6组成的净化剂熔化；
7.(2)将高硅过共晶铝硅合金加入到步骤(1)中熔化后的净化剂中保温熔炼30～40分钟；
8.(3)将步骤(2)中熔融态的高硅过共晶铝硅合金与净化剂分离后，浇铸成型；
9.(4)将步骤(3)中浇铸成型后的高硅过共晶铝硅合金于550～600℃下热扩散处理5～15分钟后，冷却。
10.作为优选：步骤(1)中的净化剂由42.5重量份nacl、42.5重量份kcl、15重量份na3alf6组成。
11.作为优选：步骤(1)中，将净化剂加入坩埚中并于850～880℃下充分熔化。
12.作为优选：步骤(2)中，将步骤(1)中的坩埚晃动使坩埚内壁上均匀附上一层净化剂后，向坩埚中加入高硅过共晶铝硅合金使其完全被熔化的净化剂覆盖，并保持30～40分
钟。
13.作为优选：步骤(3)中，将熔融态的高硅过共晶铝硅合金注入到常温(25℃，下同)模腔中固化。
14.作为优选：步骤(4)中，于远离步骤(3)中模腔底部的位置截取铸件的上部进行热扩散处理。
15.作为优选：步骤(4)中，将热扩散处理后的铸件置于80～90℃的热水中进行冷却。
16.本技术的有益效果在于：采用熔体净化和热扩散对高硅过共晶铝硅合金进行协同处理，通过净化处理消除熔体中的氧化夹杂和其他杂质元素，使合金熔体处于深过冷状态，在凝固时可以抑制硅相形核生长；利用热扩散处理，使合金体系的稳定性降低，促使粗大不规则的初生硅发生熔断，尖锐的端部也被钝化，同时热扩散提供了硅原子在基体中扩散所需要的扩散激活能，使得初生硅形成小块状和球状均匀分布于合金组织中，同时使针片状的共晶硅转变为粒状，最终可获得具有细小颗粒状硅相的凝固组织，提高了高硅过共晶铝硅合金的机械性能。
17.本技术熔体净化时所用的净化剂组分简单、成本低，各组分都是非常基本的精炼用盐，这些组分混合到一起主要是对合金熔体中的氧化夹杂、杂质元素起净化作用，而对合金中的初生硅非但没有改善效果，还导致初生硅进一步发生局部偏聚，使初生硅尺寸进一步变大变粗，降低合金的强度和塑性，
18.因此，表面上看，这种低成本的净化措施对高硅过共晶铝硅合金中的初生硅反而是一种不利的影响，但在后续的热扩散阶段，使合金中的初生硅充分熔断、扩散、球化，以及兼顾到共晶组织的充分细化，全程只用5～15分钟就实现了，相比于其他现有的热处理、热扩散工艺，用时均有明显缩短，这种反差是本领域中无法预见到的，对此，申请人认为原因是：本方案前期所用的净化剂在效果上看似对初生硅不利，但由于净化处理时采用较高的保温温度使合金中的初生硅形成了某种潜在状态，才能配合后续的热扩散手段，快速实现初生硅的分散细化、钝化。
19.同时，由于本方案所用净化剂组分简单、成本低，后续热扩散耗时很短，是一种更为经济、节能的改性工艺，对扩展过共晶铝硅合金的应用领域具有重要价值。
附图说明
20.图1是本技术对比例1常规熔炼并凝固的合金试样横截面处的显微组织照片(100倍)；
21.图2是本技术对比例2常规熔炼并热扩散5min后的合金试样横截面处的显微组织照片(100倍)；
22.图3是本技术对比例3常规熔炼并热扩散10min后的合金试样横截面处的显微组织照片(100倍)；
23.图4是本技术对比例4常规熔炼并热扩散15min后的合金试样横截面处的显微组织照片(100倍)；
24.图5是本技术对比例5使用其他组分的净化剂净化后的合金试样横截面处的显微组织照片(100倍)；
25.图6是本技术对比例6使用其他组分的净化剂净化并热扩散30min后的合金试样横
截面处的显微组织照片(100倍)；
26.图7是本技术对比例7熔体净化后的合金试样横截面处的显微组织照片(100倍)；
27.图8是本技术实施例1经熔体净化和热扩散处理5min后的合金试样横截面处的显微组织照片(100倍)；
28.图9是本技术实施例1经熔体净化和热扩散处理5min后的合金试样横截面处的显微组织照片(500倍)；
29.图10是本技术实施例2经熔体净化和热扩散处理10min后的合金试样横截面处的显微组织照片(100倍)；
30.图11是本技术实施例2经熔体净化和热扩散处理10min后的合金试样横截面处的显微组织照片(500倍)；
31.图12是本技术实施例3经熔体净化和热扩散处理15min后的合金试样横截面处的显微组织照片(100倍)；
32.图13是本技术实施例3经熔体净化和热扩散处理15min后的合金试样横截面处的显微组织照片(500倍)；
33.图14是本技术对比例8经熔体净化和热扩散处理30min后的合金试样横截面处的显微组织照片(100倍)；
34.图15是本技术对比例8经熔体净化和热扩散处理30min后的合金试样横截面处的显微组织照片(500倍)；
35.图16是本技术对比例9在常规熔体净化温度下净化并热扩散处理15min后的合金试样横截面处的显微组织照片(100倍)。
36.图17是本技术对比例9在常规熔体净化温度下净化并热扩散处理15min后的合金试样横截面处的显微组织照片(500倍)。
具体实施方式
37.一种高硅铝合金的加工方法：
38.(1)将由35～50重量份nacl、35～50重量份kcl、10～20重量份na3alf6组成的净化剂熔化，
39.其中，将净化剂加入坩埚中，并将坩埚置于850～880℃的井式电阻炉中保温使净化剂充分熔化；
40.(2)将高硅过共晶铝硅合金加入到步骤(1)中熔化后的净化剂中保温熔炼30～40分钟，
41.其中，将步骤(1)中的坩埚晃动使坩埚内壁上均匀附上一层净化剂后，向坩埚中加入高硅过共晶铝硅合金使其完全被熔化的净化剂覆盖，并将该坩埚于上述850～880℃的井式电阻炉中继续保持30～40分钟进行保温熔炼；
42.(3)将步骤(2)中熔融态的高硅过共晶铝硅合金与净化剂分离后，浇铸成型，
43.其中，步骤(2)中合金加入到净化剂中熔化后，净化剂保持在上层、合金在下层，首先将上层的净化剂倒出后，将合金注入到内腔尺寸为φ12
×
120的常温金属型腔中；
44.(4)将步骤(3)中浇铸成型后的高硅过共晶铝硅合金于550～600℃下热扩散处理5～15分钟后，冷却，
45.其中，脱模后保持铸件与脱模前的角度一致，均为轴向竖直，再于距离铸件底部10mm的位置将铸件截断成上下两段，对上方那段铸件进行热扩散处理，热扩散处理后将铸件置于80～90℃的热水中进行冷却。
46.具体个例如下：
47.对比例1
48.(1)将高硅过共晶铝硅合金al-23si加入坩埚中，将坩埚置于850℃的井式电阻炉中并在惰性气氛保护下保温30分钟(期间，合金完全熔化)；
49.(2)将步骤(1)处理后的合金注满于内腔尺寸为φ12
×
120(孔径为12mm、孔深度为120mm，下同)的常温金属型腔中；
50.(3)将步骤(2)中浇铸成型后的合金冷却至常温后脱模，保持铸件与脱模前的角度一致，均为轴向竖直，再于距离铸件底部10mm的位置将铸件截断成上下两段。
51.使用金相显微镜观察上段铸件的底部截断面的合金显微组织，其金相组织照片如图1所示，图1为典型的高硅共晶铝硅合金凝固组织图，合金组织中存在粗大且不规则的初生硅，大部分共晶硅呈细长的针状，局部呈短棒状，此外还有分布不均匀且较为粗大的α-al相。
52.对比例2
53.(1)将高硅过共晶铝硅合金al-23si加入坩埚中，将坩埚置于850℃的井式电阻炉中并在惰性气氛保护下保温30分钟(期间，合金完全熔化)；
54.(2)将步骤(1)处理后的合金注满于内腔尺寸为φ12
×
120的常温金属型腔中；
55.(3)将步骤(2)中浇铸成型后的合金冷却至常温后脱模，保持铸件与脱模前的角度一致，均为轴向竖直，再于距离铸件底部10mm的位置将铸件截断成上下两段，将上段铸件放入580℃的井式电阻炉中热扩散5分钟后，将铸件置于80℃的热水中进行冷却。
56.使用金相显微镜观察上述的上段铸件经热扩散后底部截断面的合金显微组织，其金相组织照片如图2所示，由图2可以看出：原先大块且不规则的初生硅局部开始熔断，板状的初生硅尖锐的边缘发生钝化，向粒状转变。但共晶硅相较于图1原始组织更加粗化，形状为长针状；而α-al相的变化并不明显。
57.对比例3
58.(1)将高硅过共晶铝硅合金al-23si加入坩埚中，将坩埚置于850℃的井式电阻炉中并在惰性气氛保护下保温30分钟(期间，合金完全熔化)；
59.(2)将步骤(1)处理后的合金注满于内腔尺寸为φ12
×
120的常温金属型腔中；
60.(3)将步骤(2)中浇铸成型后的合金冷却至常温后脱模，保持铸件与脱模前的角度一致，均为轴向竖直，再于距离铸件底部10mm的位置将铸件截断成上下两段，将上段铸件放入580℃的井式电阻炉中热扩散10分钟后，将铸件置于80℃的热水中进行冷却。
61.使用金相显微镜观察上述的上段铸件经热扩散后底部截断面的的合金显微组织，其金相组织照片如图3所示，由图3可以看出：粗大的初生硅进一步熔断，而粒状的初生硅尺寸进一步减小，同时，局部的共晶硅也被细化。
62.对比例4
63.(1)将高硅过共晶铝硅合金al-23si加入坩埚中，将坩埚置于850℃的井式电阻炉中并在惰性气氛保护下保温30分钟(期间，合金完全熔化)；
64.(2)将步骤(1)处理后的合金注满于内腔尺寸为φ12
×
120的常温金属型腔中；
65.(3)将步骤(2)中浇铸成型后的合金冷却至常温后脱模，保持铸件与脱模前的角度一致，均为轴向竖直，再于距离铸件底部10mm的位置将铸件截断成上下两段，将上段铸件放入580℃的井式电阻炉中热扩散15分钟后，将铸件置于80℃的热水中进行冷却。
66.使用金相显微镜观察上述的上段铸件经热扩散后底部截断面的合金显微组织，其金相组织照片如图4所示，由图4可以看出：随着热扩散时间的增加，大部分的初生硅的尖锐棱角已被钝化，呈现粒状或球状，而大部分共晶硅也细小的纤维状析出，但远未达到最优状态。
67.对比例5
68.(1)将高硅过共晶铝硅合金al-23si加入坩埚中，再向坩埚中加入由50重量份bacl2、50重量份mgcl2均匀组成的净化剂，然后将坩埚置于850℃的井式电阻炉中并在惰性气氛保护下保温30分钟(期间，合金完全熔化并完全被净化剂所覆盖)；
69.(2)将步骤(2)坩埚中合金熔体上层的浮渣扒除后，将合金注满于内腔尺寸为φ12
×
120的常温金属型腔中；
70.(3)将步骤(2)中浇铸成型后的合金冷却至常温后脱模，保持铸件与脱模前的角度一致，均为轴向竖直，再于距离铸件底部10mm的位置将铸件截断成上下两段。
71.使用金相显微镜观察上段铸件的底部截断面的合金显微组织，其金相组织照片如图5所示，由图5可以看出：相较于图1的原始组织，初生硅的尺寸有所减小，颗粒数增多，而部分共晶硅由原先的针状转变为纤维状。
72.对比例6
73.(1)将高硅过共晶铝硅合金al-23si加入坩埚中，再向坩埚中加入由50重量份bacl2、50重量份mgcl2均匀组成的净化剂，然后将坩埚置于850℃的井式电阻炉中并在惰性气氛保护下保温30分钟(期间，合金完全熔化并完全被净化剂所覆盖)；
74.(2)将步骤(2)坩埚中合金熔体上层的浮渣扒除后，将合金注满于内腔尺寸为φ12
×
120的常温金属型腔中；
75.(3)将步骤(2)中浇铸成型后的合金冷却至常温后脱模，保持铸件与脱模前的角度一致，均为轴向竖直，再于距离铸件底部10mm的位置将铸件截断成上下两段，将上段铸件放入580℃的井式电阻炉中热扩散15分钟后，将铸件置于80℃的热水中进行冷却。
76.使用金相显微镜观察上述的上段铸件经热扩散后底部截断面的合金显微组织，其金相组织照片如图6所示，由图6可以看出：相较于图5，大部分初生硅的尖锐棱角已被钝化，呈现粒状或球状；而大部分共晶硅以细小的纤维状析出。相较于常规熔炼和热扩散处理后的凝固组织(图4)，初生硅尺寸略有减小，而共晶硅也进一步得到细化。相较于常规凝固组织(图1)可知，净化和热扩散处理后对高硅铝硅合金凝固组织中硅相具有一定的细化效果。
77.对比例7
78.(1)将由42.5重量份nacl、42.5重量份kcl、15重量份na3alf6均匀组成的净化剂加入坩埚中，将坩埚置于850℃的井式电阻炉中并在惰性气氛保护下保温使净化剂充分熔化；
79.(2)将步骤(1)中的坩埚晃动使坩埚内壁上均匀附上一层净化剂后，向坩埚中加入高硅过共晶铝硅合金al-23si，并将该坩埚继续于上述850℃的井式电阻炉中在惰性气氛保护下保温30分钟(期间，合金完全熔化并完全被熔化的净化剂所覆盖)；
80.(3)将步骤(2)坩埚中合金熔体上层的净化剂倒出后，将合金注满于内腔尺寸为φ12
×
120的常温金属型腔中；
81.(4)将步骤(3)中浇铸成型后的合金冷却至常温后脱模，保持铸件与脱模前的角度一致，均为轴向竖直，再于距离铸件底部10mm的位置将铸件截断成上下两段。
82.使用金相显微镜观察上段铸件的底部截断面的合金显微组织，其金相组织照片如图7所示，由图7可以看出：相比于未净化的原始金相结构(图1)，初生硅反而是发生了偏聚，不但体积增大且形状愈发复杂，呈现花瓣状和多边形状；但共晶硅细化明显，此外，凝固组织中还有少量大小不一的α-al相，因此，对于al-23si的净化和过冷能力有限。
83.可见，使用本方案这种基本组分的净化剂处理后，非但没有如对比例5那样对初生硅相有所细化(虽然细化程度有限)，还导致初生硅进一步发生局部偏聚，尺寸进一步变大变粗，会降低合金的强度和塑性，反而是一种不利影响。
84.实施例1
85.(1)将由42.5重量份nacl、42.5重量份kcl、15重量份na3alf6均匀组成的净化剂加入坩埚中，将坩埚置于850℃的井式电阻炉中并在惰性气氛保护下保温使净化剂充分熔化；
86.(2)将步骤(1)中的坩埚晃动使坩埚内壁上均匀附上一层净化剂后，向坩埚中加入高硅过共晶铝硅合金al-23si，并将该坩埚继续于上述850℃的井式电阻炉中在惰性气氛保护下保温30分钟(期间，合金完全熔化并完全被熔化的净化剂所覆盖)；
87.(3)将步骤(2)坩埚中合金熔体上层的净化剂倒出后，将合金注满于内腔尺寸为φ12
×
120的常温金属型腔中；
88.(4)将步骤(3)中浇铸成型后的合金冷却至常温后脱模，保持铸件与脱模前的角度一致，均为轴向竖直，再于距离铸件底部10mm的位置将铸件截断成上下两段，将上段铸件放入580℃的井式电阻炉中热扩散5分钟后，将铸件置于80℃的热水中进行冷却。
89.使用金相显微镜观察上述的上段铸件经热扩散后底部截断面的合金显微组织，其金相组织照片如图8、9所示，由图8可以看出：不规则的初生硅仍然存在，且形态并无变化，但尺寸相对减小；由图9可知，粗大初生硅已开始从边缘区域出现熔断，同时发生钝化，逐渐转变为粒状，而共晶硅也被细化，呈现细小的粒状。
90.实施例2
91.(1)将由42.5重量份nacl、42.5重量份kcl、15重量份na3alf6均匀组成的净化剂加入坩埚中，将坩埚置于850℃的井式电阻炉中并在惰性气氛保护下保温使净化剂充分熔化；
92.(2)将步骤(1)中的坩埚晃动使坩埚内壁上均匀附上一层净化剂后，向坩埚中加入高硅过共晶铝硅合金al-23si，并将该坩埚继续于上述850℃的井式电阻炉中在惰性气氛保护下保温30分钟(期间，合金完全熔化并完全被熔化的净化剂所覆盖)；
93.(3)将步骤(2)坩埚中合金熔体上层的净化剂倒出后，将合金注满于内腔尺寸为φ12
×
120的常温金属型腔中；
94.(4)将步骤(3)中浇铸成型后的合金冷却至常温后脱模，保持铸件与脱模前的角度一致，均为轴向竖直，再于距离铸件底部10mm的位置将铸件截断成上下两段，将上段铸件放入580℃的井式电阻炉中热扩散10分钟后，将铸件置于80℃的热水中进行冷却。
95.使用金相显微镜观察上述的上段铸件经热扩散后底部截断面的合金显微组织，其金相组织照片如图10、11所示，由图8可以看出：初生硅仍然存在，但尺寸明显减小；由图11
可知，原先大块的初生硅进一步熔断，形态转变为长条状，转变为粒状的初生硅数量进一步增多，且尺寸也进一步减小。与此同时，细小粒状的共晶硅进一步被细化。
96.实施例3
97.(1)将由42.5重量份nacl、42.5重量份kcl、15重量份na3alf6均匀组成的净化剂加入坩埚中，将坩埚置于850℃的井式电阻炉中并在惰性气氛保护下保温使净化剂充分熔化；
98.(2)将步骤(1)中的坩埚晃动使坩埚内壁上均匀附上一层净化剂后，向坩埚中加入高硅过共晶铝硅合金al-23si，并将该坩埚继续于上述850℃的井式电阻炉中在惰性气氛保护下保温30分钟(期间，合金完全熔化并完全被熔化的净化剂所覆盖)；
99.(3)将步骤(2)坩埚中合金熔体上层的净化剂倒出后，将合金注满于内腔尺寸为φ12
×
120的常温金属型腔中；
100.(4)将步骤(3)中浇铸成型后的合金冷却至常温后脱模，保持铸件与脱模前的角度一致，均为轴向竖直，再于距离铸件底部10mm的位置将铸件截断成上下两段，将上段铸件放入580℃的井式电阻炉中热扩散15分钟后，将铸件置于80℃的热水中进行冷却。
101.使用金相显微镜观察上述的上段铸件经热扩散后底部截断面的合金显微组织，其金相组织照片如图12、13所示，由图12可以看出：粗大不规则的初生硅已消失，整个合金组织相分布致密且均匀，并且在金相效果上要更优于对比例6中“前期使用净化效果更好的净化剂，再配合同样的热扩散操作”的方案(图6)，
102.综上，在对比例7与对比例1、对比例5进行比较的参照下，再将实施例3的金相效果与对比例4、对比例6对比，可见，本方案实施例3前期的净化看似对初生硅不利，但热扩散后所达到的细化效果却要更优于对比例4、对比例6。比较实施例1(图8)和对比例2(图2)、比较实施例2(图10)和对比例3(图3)，也都能体现这一点。
103.由图13可知，大块的初生硅几乎熔断完成，绝大部分初生硅呈现粒状，且尺寸进一步减小，少部分初生硅从呈长条状转变为短棒状；而共晶硅也进一步被细化。
104.对比例8
105.(1)将由42.5重量份nacl、42.5重量份kcl、15重量份na3alf6均匀组成的净化剂加入坩埚中，将坩埚置于850℃的井式电阻炉中并在惰性气氛保护下保温使净化剂充分熔化；
106.(2)将步骤(1)中的坩埚晃动使坩埚内壁上均匀附上一层净化剂后，向坩埚中加入高硅过共晶铝硅合金al-23si，并将该坩埚继续于上述850℃的井式电阻炉中在惰性气氛保护下保温30分钟(期间，合金完全熔化并完全被熔化的净化剂所覆盖)；
107.(3)将步骤(2)坩埚中合金熔体上层的净化剂倒出后，将合金注满于内腔尺寸为φ12
×
120的常温金属型腔中；
108.(4)将步骤(3)中浇铸成型后的合金冷却至常温后脱模，保持铸件与脱模前的角度一致，均为轴向竖直，再于距离铸件底部10mm的位置将铸件截断成上下两段，将上段铸件放入580℃的井式电阻炉中热扩散30分钟后，将铸件置于80℃的热水中进行冷却。
109.使用金相显微镜观察上述的上段铸件经热扩散后底部截断面的合金显微组织，其金相组织照片如图14、15所示，虽然在实施例3的基础上，热扩散时间增加了一倍，但由图14可以看出：凝固组织类似于图12，粗大不规则的初生硅已消失，整个合金组织相分布致密且均匀；由图15可知：绝大部分初生硅呈现粒状，相较于图13，棒状初生硅仍存在，尺寸没有太大改变，而共晶硅变化也并不明显。可见，本方案中15分钟的热扩散时间，已充分完成对高
硅过共晶铝硅合金al-23si中初生硅的细化、钝化，具有短时高效的特点。
110.对比例9
111.(1)将由42.5重量份nacl、42.5重量份kcl、15重量份na3alf6均匀组成的净化剂加入坩埚中，将坩埚置于850℃的井式电阻炉中并在惰性气氛保护下保温使净化剂充分熔化；
112.(2)将步骤(1)中的坩埚晃动使坩埚内壁上均匀附上一层净化剂后，向坩埚中加入高硅过共晶铝硅合金al-23si，并将该坩埚继续于上述770℃的井式电阻炉中在惰性气氛保护下保温30分钟(期间，合金完全熔化并完全被熔化的净化剂所覆盖)；
113.(3)将步骤(2)坩埚中合金熔体上层的净化剂倒出后，将合金注满于内腔尺寸为φ12
×
120的常温金属型腔中；
114.(4)将步骤(3)中浇铸成型后的合金冷却至常温后脱模，保持铸件与脱模前的角度一致，均为轴向竖直，再于距离铸件底部10mm的位置将铸件截断成上下两段，将上段铸件放入580℃的井式电阻炉中热扩散15分钟后，将铸件置于80℃的热水中进行冷却。
115.使用金相显微镜观察上述的上段铸件经热扩散后底部截断面的合金显微组织，其金相组织照片如图16、17所示，在实施例3的基础上，净化温度降低至770℃，由图16可以看出：凝固组织中的初生硅粗大且不规则；由图17可知，粗大初生硅熔断并未完成，呈现十字状，而共晶硅在此净化温度下细化程度不如图13，大部分为细棒状。可见，本方案中770℃的净化温度下，热扩散后并不能充分完成对高硅过共晶铝硅合金al-23si中初生硅的细化、钝化，可见，净化时的高温也是实现细化、钝化初生硅，获得优良凝固组织的重要条件。
116.分别对上述对比例1、对比例4、对比例6、对比例7、实施例3加工所得铸件试样进行机械性能测试，结果如下表所示：
[0117][0118]
对比例1常规熔炼的al-23si试样由于凝固组织中大块且不规则的初生硅和针片状的共晶硅严重割裂基体，抗拉强度和延伸率仅仅分别为176mpa和1.2％；
[0119]
对比例4在对比例1常规熔炼的基础上，增加了热扩散处理，使得组织中初生硅球化，减少了初生硅棱角对基体的割裂作用，同时也细化了共晶硅，改变了共晶硅的形态，使得抗拉强度和延伸率有所提高，但提高程度有限；
[0120]
对比例6使用组分为bacl2、mgcl2的净化剂净化后增加了初生硅的颗粒数，减少了初生硅的尺寸，在此改善基础上，再通过热扩散使得组织中的初生硅球化，同时进一步细化了共晶硅，使得抗拉强度和延伸率进一步提高，但抗拉强度和延伸率也分别只有达到204mpa和2.3％，仍然不是最优状态；
[0121]
对比例7通过熔体净化后虽然共晶硅得到细化，但组织中的初生硅变大变多，反而使得抗拉强度和延伸率有所降低；
[0122]
但结合着对比例7的数据来看，实施例3虽然熔体净化后凝固组织中的初生硅变大变多，但经历同样的热扩散处理后，使得大部分初生硅熔断成粒状，同时共晶硅也被细化至
细小颗粒状，此时的力学性能最优，抗拉强度和延伸率分别226mpa和3.5％，相较于对比例4常规熔炼并热扩散处理后样品，二者分别提高了14.1％和94.4％；而相较于对比例6其他净化措施加上热扩散处理后样品，二者分别提高了10.8％和52.2％。
[0123]
尽管上面已经示出和描述了本发明的实施例，可以理解的是，上述实施例是示例性的，不能理解为对本发明的限制，本领域的普通技术人员在本发明的范围内可以对上述实施例进行变化、修改、替换和变型。

技术特征：
1.一种高硅铝合金的加工方法，其特征在于：所述方法的步骤为，(1)将由35～50重量份nacl、35～50重量份kcl、10～20重量份na3alf6组成的净化剂熔化；(2)将高硅过共晶铝硅合金加入到步骤(1)中熔化后的净化剂中保温熔炼30～40分钟；(3)将步骤(2)中熔融态的高硅过共晶铝硅合金与净化剂分离后，浇铸成型；(4)将步骤(3)中浇铸成型后的高硅过共晶铝硅合金于550～600℃下热扩散处理5～15分钟后，冷却。2.如权利要求1所述的高硅铝合金的加工方法，其特征在于：步骤(1)中所述净化剂由42.5重量份nacl、42.5重量份kcl、15重量份na3alf6组成。3.如权利要求1所述的高硅铝合金的加工方法，其特征在于：步骤(1)中，将所述净化剂加入坩埚中并于850～880℃下充分熔化。4.如权利要求3所述的高硅铝合金的加工方法，其特征在于：步骤(2)中，将所述坩埚晃动使所述坩埚内壁上均匀附上一层所述净化剂后，向所述坩埚中加入所述高硅过共晶铝硅合金使其完全被熔化的所述净化剂覆盖，并保持30～40分钟。5.如权利要求1所述的高硅铝合金的加工方法，其特征在于：步骤(3)中，将熔融态的高硅过共晶铝硅合金注入到常温模腔中固化。6.如权利要求5所述的高硅铝合金的加工方法，其特征在于：步骤(4)中，于远离所述模腔底部的位置截取铸件的上部进行热扩散处理。7.如权利要求1所述的高硅铝合金的加工方法，其特征在于：步骤(4)中，将热扩散处理后的铸件置于80～90℃的热水中进行冷却。

技术总结
本发明属于合金加工成型技术领域，特别涉及一种高硅铝合金的加工方法，将由NaCl、KCl、Na3AlF6组成的净化剂熔化，将高硅过共晶铝硅合金加入其中保温熔炼30～40分钟后，浇铸成型，并于550～600℃下热扩散处理5～15分钟后冷却，其中，净化剂组分简单、成本低，对合金熔体中的氧化夹杂、杂质元素起净化作用，热扩散使合金中的初生硅充分熔断、扩散、球化，并兼顾了共晶组织的细化，且用时很短。且用时很短。且用时很短。


技术研发人员：王建华 朱泽 周诗骏 朱翔鹰 苏旭平
受保护的技术使用者：常州大学
技术研发日：2023.05.17
技术公布日：2023/8/16