CN115233046A - 一种基于再生铝的非热处理高铁含量的Al-Si-Mg-Fe铝合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种基于再生铝的非热处理高铁含量的Al‑Si‑Mg‑Fe铝合金及其制备方法，所述铝合金由以下质量百分比的组分组成：Fe：0.2‑0.8％、Si：7.0‑10.0％、Mg：0.15‑0.45％、Mn：0.2％‑0.8％、Cr：0.1‑0.3％、Cu：0.15‑0.7％、Zr：0.1‑0.3％、La：0.05‑0.12％、Ce：0.06‑0.12％、Ti：0.08‑0.2％、Sr：0.008‑0.02％，余量为铝；所述方法为：对再生铝料进行预处理，加热熔化得到再生铝液；按照原料配比，向再生铝液中加入预热后的其他元素的原料，加热熔化，电磁搅拌，得到的合金液740℃‑750℃保温静置，然后降温，高压铸造成型，制得所述Al‑Si‑Mg‑Fe铝合金。本发明提供的Al‑Si‑Mg‑Fe铝合金以再生铝料作为熔体，扩大了再生铝料的应用领域，提高了高强韧铝合金材料中Fe元素的含量上限，产品的强度和韧性显著提高。

Description

一种基于再生铝的非热处理高铁含量的Al-Si-Mg-Fe铝合金 及其制备方法

技术领域

本发明涉及合金材料制备领域，具体而言，涉及一种基于再生铝(原料占比30-80％)的非热处理高铁含量的Al-Si-Mg-Fe铝合金的制备方法和Al-Si-Mg-(0.2％-0.8％)Fe铝合金。

背景技术

围绕“碳达峰、碳中和”目标的落实，“以铝代钢、以铸代锻”及再生铝资源循环利用已成为实现新能源汽车轻量化的首选技术和工艺途径。目前，现有的商用压铸铝硅合金存在强度或韧性偏低等缺点，同时需要通过T6热处理(固溶处理+时效处理)去实现强度或韧性的提升，这容易造成汽车薄壁件的变形、表面气泡及增加能耗。而新开发的高强韧压铸铝硅合金，为了实现高强韧特性，需要将铁(Fe)含量控制在0.15％以下，这就限制了再生铝料在汽车等领域的应用。这主要归因于现有的压铸铝合金中的Fe相均为针状或块状组织，降低了产品的延伸率。众所周知，高Fe铝合金主要用于高压铸件，而低压铸件等的延伸率会明显恶化(如A356中的Fe含量国标要求控制在0.2％以内)，达不到产品的安全要求。因此有必要开发出一种基于再生铝且具备优异铸造性能和机械性能的非热处理自强化的高铁(≥0.2％)铝硅合金。

发明内容

本发明的一个目的在于提供一种基于再生铝的非热处理高强韧高铁含量的Al-Si-Mg-(0.2％-0.8％)Fe铝合金制备方法。

本发明的另一个目的在于提供一种使用上述制备方法制成高强韧高铁含量的Al-Si-Mg-(0.2％-0.8％)Fe铝合金。

为了实现上述目的，本发明采用的技术方案是：

一种基于再生铝的非热处理高铁含量的Al-Si-Mg-Fe铝合金，所述Al-Si-Mg-Fe铝合金由以下质量百分比的组分组成：Fe：0.2-0.8％、Si：7.0-10.0％、Mg：0.15-0.45％、Mn：0.2％-0.8％、Cr：0.1-0.3％、Cu：0.15-0.7％、Zr：0.1-0.3％、La：0.05-0.12％、Ce：0.06-0.12％、Ti：0.08-0.2％、Sr：0.008-0.02％，余量为铝；所述Al-Si-Mg-Fe铝合金按以下方法制得：对再生铝料进行预处理，加热熔化得到再生铝液；按照原料配比，向再生铝液中加入预热后的其他元素的原料，加热熔化，电磁搅拌，得到的合金液740℃-750℃保温静置，然后降温，高压铸造成型，制得所述基于再生铝的非热处理高铁含量的Al-Si-Mg-Fe铝合金。

所述再生铝液的质量为最终合金液总质量的30％-80％，优选为50～80％。

所述再生铝料包括易拉罐、型材、铝线、汽车报废铝材等。所述再生铝料中Fe的质量含量为0.2％-1％。

所述再生铝料的预处理包括分拣、破碎、除铁、除漆等。这都是本领域技术人员公知的。

所述再生铝料一般加热到730℃-740℃熔化，经过净化处理及静置后，得到再生铝液。

所述方法中，投入的原料一般预热到170℃-200℃。

所述方法中，投入的原料全部熔化后，除去表面浮渣，再进行电磁搅拌。

所述电磁搅拌的频率20Hz-40Hz，电磁搅拌的时间一般为5-10分钟

所述高压铸造的压铸温度一般为680℃-710℃。

高压铸造的工艺方法为：将净化处理后的合金液降温至680℃～710℃进行压铸成型。所述高压铸造为真空压铸，型腔内真空压力小于100mbr，以减小铸件中的气孔对铸件性能的影响。

所述Al-Si-Mg-Fe铝合金优选由以下质量百分比的组分组成：Fe：0.25-0.8％、Si：8.0-9.0％、Mg：0.3-0.4％、Mn：0.6％-0.8％、Cr：0.2-0.3％、Cu：0.5-0.7％、Zr：0.1-0.2％、La：0.05-0.1％、Ce：0.08-0.12％、Ti：0.1-0.2％、Sr：0.01-0.02％，余量为铝。

铸件产品要求进行相关热处理提高延伸率或强度时，高压铸造得到的压铸产品还可以进行退火处理和后时效处理，提高压铸产品的延伸率；或者将压铸产品进行单纯时效处理，提高压铸产品的强度。

所述退火处理是在300℃～350℃时保温120～180分钟。

所述后时效处理是在160℃～180℃时保温120～240分钟。

所述单纯时效处理是在160～180℃时保温60～180分钟。

本发明提供的Al-Si-Mg-Fe铝合金，铁含量0.2％≤Fe＜0.3％时，Al-Si-Mg-Fe铝合金室温下屈服强度≥180MPa、抗拉强度≥290MPa、延伸率≥10％，200℃下屈服强度≥160MPa、抗拉强度≥270MPa、延伸率≥10％；高压铸造的压铸产品室温下屈服强度≥175MPa，抗拉强度≥280MPa，延伸率≥9％；

0.2％≤Fe≤0.8％时，Al-Si-Mg-Fe铝合金室温下屈服强度≥170MPa、抗拉强度≥280MPa、延伸率≥8％，200℃下屈服强度≥150MPa、抗拉强度≥240MPa、延伸率≥9％；高压铸造的压铸产品室温下屈服强度≥170MPa，抗拉强度≥270MPa，延伸率≥7.5％。

本发明还提供所述基于再生铝的非热处理高铁含量的Al-Si-Mg-Fe铝合金的制备方法，所述方法包括以下步骤：

(1)对再生铝料进行预处理，并加热到730℃-740℃熔化后得到再生铝液；

(2)按照原料配比，向730℃-740℃再生铝液中加入预热到170℃-200℃的纯铝锭、纯镁锭、Al-Si、Al-Mn、Al-Cr和Al-Cu中间合金，全部熔化后，电磁搅拌后在740℃-750℃下保温15分钟-20分钟后升温至750℃-760℃；

(3)按照原料配比，向铝液中投入预热后的Al-La、Al-Ce、Al-Zr和Al-Ti中间合金，全部熔化后，电磁搅拌后在750℃-760℃下保温15分钟-20分钟；

(4)将步骤(3)的合金液降温至740℃-750℃并精炼12分钟-15分钟后，按照原料配比，加入预热后的Al-Sr中间合金，电磁搅拌并扒去浮渣后静置20分钟-25分钟，再将合金液降温至680℃-710℃，进行高压铸造成型，制得基于再生铝的非热处理高铁含量的Al-Si-Mg-Fe铝合金的压铸产品。

所述方法中，再生铝液的质量为最终合金液总质量的30％-80％，优选为50～80％。

投料时，根据预计的合金总质量和设定的Al-Si-Mg-Fe铝合金中各元素含量配比，以及中间合金中各元素的百分含量，计算出纯铝锭、纯镁锭、中间合金的投料重量。这是本领域技术人员公知的方法。

进一步，所述步骤(1)中，再生铝料包括易拉罐、型材、铝线、汽车报废铝材等。所述再生铝料中Fe的质量含量为0.2％-1％。

所述再生铝料的预处理包括分拣、破碎、除铁、除漆等。

所述步骤(1)中，所述再生铝料一般加热到730℃-740℃熔化，经过净化处理及静置后，得到再生铝液。

所述步骤(2)中，投入的原料一般预热到170℃-200℃。

所述步骤(2)中，投入的原料全部熔化后，除去表面浮渣，再进行电磁搅拌。

所述步骤(3)中，投入的原料一般预热到170℃-200℃。

所述步骤(3)中，投入的原料全部熔化后，除去表面浮渣，再进行电磁搅拌。

所述步骤(4)中，投入的Al-Sr中间合金一般预热到170℃-200℃。

所述步骤(4)中，铸造成型工艺为高压铸造，压铸温度为680℃-710℃。

高压铸造的工艺方法为：将净化处理后的合金液降温至680℃～710℃进行压铸成型。所述高压铸造为真空压铸，型腔内真空压力小于100mbr，以减小铸件中的气孔对铸件性能的影响。

本发明中，电磁搅拌的频率20Hz-40Hz。所述步骤(2)、步骤(3)、步骤(4)中，电磁搅拌的时间一般为5-10分钟。

铸件产品要求进行相关热处理提高延伸率或强度时，所述方法还可以包括步骤(5)，制得的压铸产品进行退火处理和后时效处理，或者将压铸产品进行单纯时效处理；

所述退火处理是在300℃～350℃时保温120～180分钟。

所述后时效处理是在160℃～180℃时保温120～240分钟。

所述单纯时效处理是在160～180℃时保温60～180分钟。

退火处理和后时效处理可提高压铸产品的延伸率。

单纯时效处理可提高压铸产品的强度。

本发明以再生铝、原铝或再生铝与原铝的配比料作为熔体，通过严格控制合金元素的摩尔配比，结合能量场的强力剪切作用(电磁搅拌20Hz-40Hz)，不仅可以细化α-Al、Mg₂Si颗粒、Al₂Cu相等，使其弥散分布，而且能够促使Fe相的形貌发生改变(由长针状或块状Al(FeMnCr)Si变为弥散分布的Al(MnFeCr)Cu纳米级球状颗粒)，明显提升铝硅合金(尤其是再生铝为原料的高Fe铝硅合金)的强度和延伸率，使之更加适用于航空或汽车制造领域。

本发明还提供由上述制备工艺制备的Al-Si-Mg-(0.2％-0.8％)Fe铝合金，不仅在室温与高温下均具有高强度和高韧性，同时可采用Fe含量较高的再生铝料为主体且不需要进行热处理(例如T6处理：固溶处理+时效处理)即可实现高的弥散强化效果，在减小了针状或块状Fe相对合金延伸率的不利影响的同时，又避免了高温固溶处理过程中薄壁铸件变形及铸件表面出现气泡的问题，节约了碳排放和生产成本，因此该合金具有极高的市场应用价值。

在本发明一个实施例中，制备的Al-Si-Mg-(0.2％-0.3％)Fe铝合金在室温时的屈服强度≥180MPa，抗拉强度≥310MPa，延伸率≥10％；200℃时的屈服强度≥170MPa，抗拉强度≥280MPa，延伸率≥10％。在本发明另一个实施例中，制备的Al-Si-Mg-(0.3％-0.8％)Fe铝合金在室温时的屈服强度≥175MPa，抗拉强度≥295MPa，延伸率≥9％；200℃时的屈服强度≥160MPa，抗拉强度≥260MPa，延伸率≥9％。本发明制备的非热处理铝硅合金的综合性能高于现在市场上商用的压铸铝合金材料(如ADC12和AlSi9Cu3等)，接近于目前的非热处理低Fe(0.15％)压铸铝合金材料(如上海交通大学JDA1等，但这些材料中的Fe含量一旦超过0.15时，延伸率会明显下降)。热处理之后的材料的拉伸强度会有所提升，但延伸率会有所下降。

在本发明一个实施例中，当Fe＜0.3％时，高压铸造(即真空压铸)的产品室温屈服强度≥175MPa，抗拉强度≥290MPa，延伸率≥9％；当Fe≥0.3％时，高压铸造的产品室温屈服强度≥170MPa，抗拉强度≥275MPa，延伸率≥8％。

在本发明一个实施例中，铸件产品要求进行相关热处理提高延伸率或强度时，为防止高温固溶(≥450℃)处理过程中铸件变形和表面气泡，高压铸造产品可采用退火处理(即在300℃～350℃时保温120～180分钟)后时效处理(即在160℃～180℃时保温120～240分钟)，以及单纯时效处理(即在160～180℃时保温60～180分钟)。制备的Al-Si-Mg-(0.2％-0.3％)Fe铝合金经过退火处理与时效处理后，在室温时的屈服强度≥140MPa，抗拉强度≥230MPa，延伸率≥15-18％；制备的Al-Si-Mg-(0.2％-0.3％)Fe铝合金经过单纯时效处理后在室温时的屈服强度≥195MPa，抗拉强度≥330MPa，延伸率≥9％。

在本发明一个实施例中，制备的Al-Si-Mg-(0.3％-0.8％)Fe铝合金经过退火处理与时效处理后，在室温时的屈服强度≥130MPa，抗拉强度≥215MPa，延伸率≥14-16％；制备的Al-Si-Mg-(0.3％-0.8％)Fe铝合金经过单纯时效处理后在室温时的屈服强度≥185MPa，抗拉强度≥305MPa，延伸率≥8％。

本发明以再生铝为原料(0.2％-0.8％Fe，再生料占比合金液的30％-80％)，通过合理调配元素的摩尔分数配比，结合能量场的剪切作用，可使铝硅合金不经过热处理实现较强的弥散强化效果，并可直接通过高压铸造方式获得综合机械性能优异的高Fe精密铸件。

本发明在保证铝硅合金的铸造性能的前提下，以再生铝料为主体，通过调配合金元素的摩尔分数配比，结合能量场的剪切作用，不仅可以细化组织，而且可促使富Fe相由长针状或块状相Al(MnFeCr)Si(见图9，直径约2μm-10μm，元素Mn:Fe:Cr:Si的摩尔比为(14-23):(3-4):(0.3-1):(17-21))转变为球化纳米颗粒相Al(MnFeCr)Cu(见图6，直径约0.5μm-2μm，颗粒相中的元素Mn:Fe:Cr:Cu的摩尔比为(11-13):(7-9):(5-7):(0.4-1.2))。这些纳米颗粒Fe相，既可以减小针状或块状Fe相对高铁含量的Al-Si-Mg合金塑性的不利影响，同时能够起到更好的弥散强化作用，提升高铁含量的Al-Si-Mg合金的强度，从而扩展了再生铝在高强韧压铸铝合金中的应用。

本发明的有益效果如下：

(1)以再生铝料作为熔体，降低了碳排放和铝硅合金材料的生产成本，扩大了再生铝料在高强韧铝合金材料及汽车、航空航天领域的应用；

(2)优化了La、Ce、Ti、Zr元素与Fe、Cr、Mn元素的摩尔分数配比，使用该配比方式可显著提升对富Fe相、Mg₂Si相、Al₂Cu相及α-Al相的细化效果，尤其是促使影响铝合金材料延伸率的针状或块状Fe相(见图8和图9)变为弥散分布的细小球状颗粒(见图5、图6和图7)，形成了大量新的Al(MnFeCr)Cu纳米级颗粒强化相和少量块状的Al(TiZr)FeCu相(块状相中元素Ti:Zr:Cu:Fe的摩尔比为(8-12):(7-9):(5-7):(0.4-1.2))，从而显著提高铝硅合金的强度和韧性，延伸率相比现有技术大幅提高，减少了热处理环节对能耗和薄壁件变形及表面质量(减小铸件表面起泡)的影响。

(3)提升了高强韧铝合金材料中Fe元素的含量上限(由0.15％以下提高至0.2％-0.8％)，生产成本和过程控制成本降低，可实现连续规模化生产，大批量应用与汽车、航空航天等领域。

附图说明

图1是本发明的实施例1的制备方法的工艺流程图。

图2是本发明的实施例2的制备方法的工艺流程图。

图3是本发明的对比例1的制备方法的工艺流程图。

图4是本发明的对比例2的制备方法的工艺流程图。

图5是本发明的实施例2的Al-Si-Mg-(0.3％-0.8％)Fe铝合金的1000X的SEM照片。

图6是本发明的实施例2的Al-Si-Mg-(0.3％-0.8％)Fe铝合金的5000X的SEM照片。

图7是本发明的实施例2的Al-Si-Mg-(0.3％-0.8％)Fe铝合金纳米级Fe相颗粒的TEM照片。

图8是对比例2的Al-Si-Mg-(0.3％-0.8％)Fe铝合金的1000X的SEM照片。

图9是对比例2的Al-Si-Mg-(0.3％-0.8％)Fe铝合金的5000X的SEM照片。

具体实施方式

为了能够更清楚地理解本发明的上述目的、特征和优点，下面结合附图和具体实施方式对本发明进行进一步的详细描述。需要说明的是，在不冲突的情况下，本申请的实施例及实施例中的特征可以相互组合。

在下面的描述中阐述了很多具体细节以便于充分理解本发明，但是，本发明还可以采用其他不同于在此描述的其他方式来实施，因此本发明的保护范围并不受下面公开的具体实施例的限制。

实施例1

如图1所示，本发明所提供的基于再生铝(50％)与原铝(50％)的非热处理Al-Si-Mg-(0.2-0.3)Fe铝合金的制备方法，具体包括：按照质量百分比配制合金的目标成分，即：8％Si，0.4％Mg，0.25％Fe，0.8％Mn，0.25％Cr，0.15％Ti，0.15％Zr，0.05％La，0.1％Ce，0.01％Sr和0.5％Cu，余量为Al和不可避免的杂质元素。

(1)将分选(经过磁选分选后易拉罐中的Fe含量约为0.4％-0.45％)和预热处理后的600kg易拉罐(考虑烧损，收得率约82％)投入电阻炉中，加热至730℃-740℃，待完全熔化后，搅拌并用勺从熔体液面下20cm处取样，化验合金成分，质量百分数为：0.42％Fe、0.63％Si、0.13％Cu，0.72％Mn，0.73％Mg，0.02％Cr和0.02％Ti，余量为Al和不可避免杂质元素，制得500kg再生铝液；

(2)根据目前合金成分要求，向730℃-740℃铝液中加入预热到160-170℃的纯铝锭(157kg，含0.08％Fe)、纯镁锭(0.5kg)、Al-30Si(256kg)、Al-10Mn(44kg)、Al-30Cr(8kg)和Al-30Cu(14.5kg)中间合金，全部熔化后，电磁搅拌(30Hz)8分钟后在740℃-750℃保温20分钟并升温至760℃；

(3)向铝液中加入预热后的Al-30La(1.7kg)、Al-30Ce(3.3kg)、Al-30Zr(5kg)和Al-15Ti(9.3kg)中间合金，全部熔化后，电磁搅拌(30Hz)8分钟后在760℃下保温20分钟；

(4)将合金液降温至740℃-750℃并精炼12分钟后，加入预热后的Al-10Sr(1kg)中间合金，电磁搅拌(30Hz)8分钟并扒去浮渣后静置20分钟，将合金液降温至680℃-710℃进行压铸成型。

本实施例制备的Al-Si-Mg-0.25％Fe铝合金按照标准ASTM B557-06进行测试，制成压铸测试圆棒(直径6.4mm，标距长度64mm)，在室温时的屈服强度≥180MPa，抗拉强度≥310MPa，延伸率≥10％；200℃时的屈服强度≥170MPa，抗拉强度≥280MPa，延伸率≥10％；压铸产品直接本体取样测试，在室温下的屈服强度≥175MPa，抗拉强度≥280MPa，延伸率≥9％。

本实施例制备的Al-Si-Mg-0.25％Fe铝合金压铸测试圆棒经过退火处理(即在330℃时保温120分钟)与时效处理(即在180℃时保温120分钟)后，在室温时的屈服强度≥140MPa，抗拉强度≥230MPa，延伸率≥15-18％；制备的Al-Si-Mg-0.25％Fe铝合金压铸测试圆棒经过时效处理(即在180℃时保温120分钟)后在室温时的屈服强度≥195MPa，抗拉强度≥330MPa，延伸率≥9％。

实施例2

如图2所示，本发明所提供的基于再生铝(55％)与原铝(45％)的非热处理Al-Si-Mg-(0.3-0.8)Fe铝合金的制备方法，具体包括：按照质量百分比配制合金的目标成分，即：8％Si，0.4％Mg，0.5％Fe，0.8％Mn，0.25％Cr，0.15％Ti，0.15％Zr，0.05％La，0.1％Ce，0.01％Sr和0.5％Cu，余量为Al和不可避免的杂质元素。

(1)将未分选(未经磁选分选后易拉罐中的Fe含量约为0.79％-0.84％)和预热处理后的670kg易拉罐(考虑烧损，收得率约82％)投入电阻炉中，加热至730℃-740℃，待完全熔化后，搅拌并用勺从熔体液面下20cm处取样，化验合金成分，质量百分数为：0.82％Fe、0.71％Si、0.15％Cu，0.74％Mn，0.63％Mg，0.023％Cr和0.018％Ti，余量为Al和不可避免杂质元素，制得550kg再生铝液；

(2)根据目前合金成分要求，向730℃-740℃铝液中加入预热到160-170℃的纯铝锭(136kg，含0.11％Fe)、纯镁锭(0.15kg)、Al-30Si(253kg)、Al-10Mn(39.3kg)、Al-30Cr(7.9kg)和Al-30Cu(13.9kg)中间合金，全部熔化后，电磁搅拌(30Hz)8分钟后在740℃-750℃保温20分钟并升温至760℃；

(3)向铝液中加入预热后的Al-30La(1.7kg)、Al-30Ce(3.3kg)、Al-30Zr(5kg)和Al-15Ti(9.3kg)中间合金，全部熔化后，电磁搅拌(30Hz)8分钟后在760℃下保温20分钟；

(4)将合金液降温至740℃-750℃并精炼12分钟后，加入预热后的Al-10Sr(1kg)中间合金，电磁搅拌(30Hz)8分钟并扒去浮渣后静置20分钟，将合金液降温至680℃-710℃进行压铸成型。

本实施例制备的Al-Si-Mg-0.5％Fe铝合金压铸测试圆棒在室温时的屈服强度≥175MPa，抗拉强度≥295MPa，延伸率≥9％；200℃时的屈服强度≥160MPa，抗拉强度≥260MPa，延伸率≥9％；压铸产品取样测试在室温下的屈服强度≥170MPa，抗拉强度≥275MPa，延伸率≥8％。

本实施例制备的Al-Si-Mg-0.5％Fe铝合金压铸测试圆棒经过退火处理(即在330℃时保温120分钟)与时效处理(即在180℃时保温120分钟)后，在室温时的屈服强度≥130MPa，抗拉强度≥215MPa，延伸率≥14-16％；制备的Al-Si-Mg-0.5％Fe铝合金压铸测试圆棒经过时效处理(即在180℃时保温120分钟)后在室温时的屈服强度≥185MPa，抗拉强度≥305MPa，延伸率≥8％。

以实施例2为例，图5至图7为本发明制备的Al-Si-Mg-(0.3％-0.8％)Fe铝合金的显微组织照片。可以明显看到，本发明制备的铝硅合金的组织得到了明显细化，Fe相、Mg₂Si相、Al₂Cu相及α-Al相等更加细小和弥散，同时组织中出现了一些球化的纳米级Al(MnFeCr)Cu相颗粒(见图6和图7中的白色颗粒)。这些弥散分布的相颗粒不仅能够提升铝硅合金的强度，而且能够明显改善高Fe铝硅合金的延伸率。

对比例1

如图3所示，本发明所提供的基于再生铝(50％)与原铝(50％)的非热处理Al-Si-Mg-(0.2-0.3)Fe铝合金的制备方法，具体包括：按照质量百分比配制合金的目标成分，即：8％Si，0.4％Mg，0.25％Fe，0.5％Mn，0.25％Cr，0.15％Ti，0.01％Sr和0.5％Cu，余量为Al和不可避免的杂质元素。

(1)将分选(经过磁选分选后易拉罐中的Fe含量约为0.4％-0.45％)和预热处理后的600kg易拉罐(考虑烧损，收得率约82％)投入电阻炉中，加热至730℃-740℃，待完全熔化后，搅拌并用勺从熔体液面下20cm处取样，化验合金成分，制得500kg再生铝液；

(2)根据目前合金成分要求，向730℃-740℃铝液中加入预热到160-170℃的纯铝锭、纯镁锭、Al-30Si、Al-10Mn、Al-30Cr和Al-30Cu中间合金，全部熔化后，人工搅拌8分钟后在740℃-750℃保温20分钟并升温至750℃-760℃；

(3)向铝液中加入预热后的Al-15Ti中间合金，全部熔化后，人工搅拌8分钟后在750℃-760℃下保温20分钟；

(4)将合金液降温至740℃-750℃并精炼12分钟后，加入预热后的Al-10Sr(1kg)中间合金，人工搅拌8分钟并扒去浮渣后静置20分钟，将合金液降温至680℃-710℃进行压铸成型。

本对比例和实施例1相比，未加入Zr、La、Ce元素，Mn元素含量减少，采用人工搅拌，所制备的Al-Si-Mg-0.25％Fe铝合金压铸测试圆棒在室温时的屈服强度≥165MPa，抗拉强度≥275MPa，延伸率≥7.5％；200℃时的屈服强度≥150MPa，抗拉强度≥240MPa，延伸率≥9％；压铸产品在室温下的屈服强度≥160MPa，抗拉强度≥265MPa，延伸率≥7％，相比实施例1的测试结果，强度和韧性降低，但还是高于目前市场上的高Fe压铸合金。

对比例2

如图4所示，本发明所提供的基于再生铝(55％)与原铝(45％)的非热处理Al-Si-Mg-(0.3-0.8)Fe铝合金的制备方法，具体包括：按照质量百分比配制合金的目标成分，即：8％Si，0.4％Mg，0.5％Fe，0.5％Mn，0.25％Cr，0.15％Ti，0.01％Sr和0.5％Cu，余量为Al和不可避免的杂质元素。

(1)将未分选(未经磁选分选后易拉罐中的Fe含量约为0.79％-0.84％)和预热处理后的670kg易拉罐(考虑烧损，收得率约82％)投入电阻炉中，加热至730℃-740℃，待完全熔化后，搅拌并用勺从熔体液面下20cm处取样，化验合金成分，制得550kg的再生铝液；

(2)根据目前合金成分要求，向730℃-740℃铝液中加入预热到160-170℃的纯铝锭、纯镁锭、Al-30Si、Al-10Mn、Al-30Cr和Al-30Cu中间合金，全部熔化后，人工搅拌8分钟后在740℃-750℃保温20分钟并升温至750℃-760℃；

(3)向铝液中加入预热后的Al-15Ti中间合金，全部熔化后，人工搅拌8分钟后在750℃-760℃下保温20分钟；

(4)将合金液降温至740℃-750℃并精炼12分钟后，加入预热后的Al-10Sr(1kg)中间合金，人工搅拌8分钟并扒去浮渣后静置20分钟，将合金液降温至680℃-710℃进行压铸成型。

本对比例和实施例2相比，未加入Zr、La、Ce元素，Mn元素含量减少，采用人工搅拌，所制备的Al-Si-Mg-0.5％Fe铝合金压铸测试圆棒在室温时的屈服强度≥160MPa，抗拉强度≥260MPa，延伸率≥6％；200℃时的屈服强度≥150MPa，抗拉强度≥245MPa，延伸率≥7.5％；压铸产品在室温下的屈服强度≥155MPa，抗拉强度≥255MPa，延伸率≥5.5％。和实施例2的结果对比，强度和韧性显著下降。

图8至图9为对比例2制备的Al-Si-Mg-0.5％Fe铝合金的显微组织照片。可以明显看到，当元素的成分和制备工艺发生改变时，例如不添加Zr、La和Ce元素，改变Mn的含量，以及不采用电磁搅拌方式时，对比例2制备的铝硅合金中的富Fe相为块状Al(MnFeCr)Si相(见图9，直径约2μm-10μm)，组织中并未形成纳米级Al(MnFeCr)Cu相颗粒。这些块状Fe相颗粒不仅不能起到很好的弥散强化效果，反而容易恶化高Fe铝硅合金的延伸率，限制了高铁铝硅合金在汽车、航空航天上的应用。

在本说明书的描述中，术语“一个实施例”、“一些实施例”等描述意指结合改实施例或示例描述的具体特征、结构、材料或特点包含于本发明的至少一个实施例或示例中。在本说明书中，对上述术语的示意性表述不一定指的是相同的实施例或实例。而且，描述的具体特征、结构、材料或特点可以在任何的一个或多个实施例或示例中以合适的方式结合。

以上所述仅为本发明的实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是利用本发明说明书所作的等效结构或等效流程变换，或直接或间接运用在其他相关的技术领域，均同理包括在本发明的专利保护范围内。

Claims (10)

1.一种基于再生铝的非热处理高铁含量的Al-Si-Mg-Fe铝合金，其特征在于所述Al-Si-Mg-Fe铝合金由以下质量百分比的组分组成：Fe：0.2-0.8％、Si：7.0-10.0％、Mg：0.15-0.45％、Mn：0.2％-0.8％、Cr：0.1-0.3％、Cu：0.15-0.7％、Zr：0.1-0.3％、La：0.05-0.12％、Ce：0.06-0.12％、Ti：0.08-0.2％、Sr：0.008-0.02％，余量为铝；所述Al-Si-Mg-Fe铝合金按以下方法制得：对再生铝料进行预处理，加热熔化得到再生铝液；按照原料配比，向再生铝液中加入预热后的其他元素的原料，加热熔化，电磁搅拌，得到的合金液740℃-750℃保温静置，然后降温，高压铸造成型，制得所述基于再生铝的非热处理高铁含量的Al-Si-Mg-Fe铝合金。

2.如权利要求1所述的基于再生铝的非热处理高铁含量的Al-Si-Mg-Fe铝合金，其特征在于所述再生铝液的质量为最终合金液总质量的30％-80％。

3.如权利要求1所述的基于再生铝的非热处理高铁含量的Al-Si-Mg-Fe铝合金，其特征在于所述再生铝料包括易拉罐、型材、铝线或汽车报废铝材，所述再生铝料中Fe的质量含量为0.2％-1％。

4.如权利要求1所述的基于再生铝的非热处理高铁含量的Al-Si-Mg-Fe铝合金，其特征在于所述Al-Si-Mg-Fe铝合金由以下质量百分比的组分组成：Fe：0.25-0.8％、Si：8.0-9.0％、Mg：0.3-0.4％、Mn：0.6％-0.8％、Cr：0.2-0.3％、Cu：0.5-0.7％、Zr：0.1-0.2％、La：0.05-0.1％、Ce：0.08-0.12％、Ti：0.1-0.2％、Sr：0.01-0.02％，余量为铝。

5.如权利要求1～4之一所述的基于再生铝的非热处理高铁含量的Al-Si-Mg-Fe铝合金的制备方法，其特征在于所述方法包括以下步骤：

(1)对再生铝料进行预处理，并加热到730℃-740℃熔化后得到再生铝液；

(2)按照原料配比，向730℃-740℃再生铝液中加入预热后的纯铝锭、纯镁锭、Al-Si、Al-Mn、Al-Cr和Al-Cu中间合金，全部熔化后，电磁搅拌后在740℃-750℃下保温15分钟-20分钟后升温至750℃-760℃；

(3)按照原料配比，向铝液中投入预热后的Al-La、Al-Ce、Al-Zr和Al-Ti中间合金，全部熔化后，电磁搅拌后在750℃-760℃下保温15分钟-20分钟；

(4)将步骤(3)的合金液降温至740℃-750℃并精炼12分钟-15分钟后，按照原料配比，加入预热后的Al-Sr中间合金，电磁搅拌并扒去浮渣后静置20分钟-25分钟，再将合金液降温至680℃-710℃，进行高压铸造成型，制得基于再生铝的非热处理高铁含量的Al-Si-Mg-Fe铝合金的压铸产品。

6.如权利要求4所述的方法，其特征在于，所述步骤(2)、步骤(3)、步骤(4)中，电磁搅拌的频率20Hz-40Hz；电磁搅拌的时间为5-10分钟。

7.如权利要求4所述的方法，其特征在于所述步骤(4)中，铸造成型工艺为高压铸造，压铸温度为680℃-710℃，高压铸造为真空压铸，型腔内真空压力小于100mbr。

8.如权利要求4所述的方法，其特征在于所述方法包括步骤(5)，制得的压铸产品进行退火处理和后时效处理，提高压铸产品的延伸率；或者将压铸产品进行单纯时效处理，提高压铸产品的强度。

9.如权利要求8所述的方法，其特征在于所述退火处理是在300℃～350℃时保温120～180分钟；

所述后时效处理是在160℃～180℃时保温120～240分钟；

所述单纯时效处理是在160～180℃时保温60～180分钟。

10.如权利要求1～4之一所述的基于再生铝的非热处理高铁含量的Al-Si-Mg-Fe铝合金，其特征在于所述的Al-Si-Mg-Fe铝合金中，铁含量0.2％≤Fe＜0.3％时，Al-Si-Mg-Fe铝合金室温下屈服强度≥180MPa、抗拉强度≥290MPa、延伸率≥10％，200℃下屈服强度≥160MPa、抗拉强度≥270MPa、延伸率≥10％；高压铸造的压铸产品室温下屈服强度≥175MPa，抗拉强度≥280MPa，延伸率≥9％；

0.2％≤Fe≤0.8％时，Al-Si-Mg-Fe铝合金室温下屈服强度≥170MPa、抗拉强度≥280MPa、延伸率≥8％，200℃下屈服强度≥150MPa、抗拉强度≥240MPa、延伸率≥9％；高压铸造的压铸产品室温下屈服强度≥170MPa，抗拉强度≥270MPa，延伸率≥7.5％。

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