DOI：10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.04.02

Mn/Cr复合变质对15%Mg₂Si/再生A356-1.5%Fe基复合材料中富Fe相形态的影响

吴桃泉，杜  军，黄正阳，李文芳

(华南理工大学 材料科学与工程学院，广州 510640)

摘  要：利用Mn/Cr复合对15%Mg₂Si/再生A356-1.5%Fe基复合材料进行变质处理，利用SEM、EDS、热分析等方法研究Mn/Cr添加量对复合材料中富Fe相形态的影响规律及其机制，并探讨Mn/Cr添加量对复合材料各物相的凝固结晶特性顺序的影响。富Fe相形态随着Mn/Cr添加量的变化而改变，未变质时，富Fe相形态主要为长针状；Cr(1.0%，质量分数)含量较多时，富Fe相形态主要为骨骼状；Cr和Mn含量均为0.5%时，富Fe相形态主要以颗粒状为主，此时变质效果最佳；而当Mn(1.0%)含量较大时，富Fe相形态则主要呈现花瓣状。未变质复合材料凝固结晶顺序为：初生Mg₂Si相(649.8 ℃)、α-Fe相(629.8 ℃)、π-Fe相(618.3 ℃)、Al+Mg₂Si共晶(578.3 ℃)、Al+Mg₂Si+Si三元共晶(556.7 ℃)；随着Mn含量的不断增加，富Fe相的初始形核温度与基体形核温度差增大，其形核生长时间增加，Fe相尺寸不断增大，数目相对减少。

关键词：富Fe相；Mn/Cr变质；铝基复合材料；凝固过程

文章编号：1004-0609(2018)-04-0654-08　　     中图分类号：TG146.2　　     文献标志码：A

随着铝合金在工业及其民生领域的不断应用，铝合金的回收与高品质再利用显得尤为迫切。但再生铝合金在回收重熔过程中难免会带入大量杂质，其中以Fe最为常见，并主要以Al₃Fe或针状β-Fe(Al₅SiFe)形式存在，对基体产生严重割裂作用，从而恶化铝合金的综合性能^[1-2]。目前尚无高效的除Fe技术，对富Fe相进行变质以控制其形态是改善再生铝合金性能的主要途径。值得注意的是，富Fe相属于硬质相，若能有效抑制其对基体的割裂作用，发挥其硬质特性可提高铝合金的硬度和耐磨性。本文作者所在团队提出利用富Fe的再生铝作为基体，并通过Mg和Si在熔体中发生原位反应获得Mg₂Si相，进一步增强再生铝基体耐磨性能^[3]，并优化获得较佳耐磨性能的复合材料体系(15%Mg₂Si/再生A356-1.5%Fe)^[4]。

当前变质铝合金中富Fe相形态的方法主要可分为两类：一种是利用微量元素法进行变质，包括中和剂法^[5-8] (Mn、Cr、Co等)和吸附细化法(RE、Sr等)^[9-10]，前者是利用变质元素原子置换富Fe相中的Fe原子，形成多元金属间化合物以达到改善Fe相形态的效果；而后者主要通过元素吸附于富Fe相表面，调整不同晶面间的长大速度从而改变Fe相形态。另一种是通过控制熔铸工艺法以改善富Fe相形态，如熔体过热、快速冷却等方法^[11-12]。其中Mn、Cr元素变质法简单有效，经Mn变质后Fe相常为汉字状或粗大的花瓣状^[13-14]，而Cr元素变质后Fe相常为骨骼状和三角星状^[3]。基于前期的实验摸索，本文作者提出利用Mn/Cr复合对15%Mg₂Si/再生A356-1.5%Fe复合材料中的富Fe相进行变质，研究不同Mn/Cr添加量对富Fe相形态的影响规律及复合材料凝固结晶过程的影响，优化Fe相变质效果最佳的Mn/Cr添加量，以期为再生铝中Fe相形态控制提供一条新的途径。

1  实验

本文作者所研究复合材料体系为15%Mg₂Si/再生A356-1.5%Fe，其化学组成(质量分数，下同)：9.47%Mg、11.47%Si、1.5%Fe、0.1%Mn、0.1% Cu，其余为铝。A356再生铝合金由广州金邦有色合金有限公司提供，其成分为7.01%Si、0.31%Mg、0.1%Mn、0.1%Cu，其Fe含量高达0.63%。利用纯Mg、Al-20%Si (质量分数，下同)和Al-20%Fe调整成分。通常认为Mn或Cr变质Fe相时，其与Fe含量的比例控制在0.7~0.8左右^{[11, 15]}。本研究中将Mn和Cr总量控制为1.0%，依次调整Mn/Cr两者含量(质量分数)，依次为0/1.0%、0.3%/0.7%、0.5%/0.5%、0.7%/0.3%、1.0%/0。

熔炼合金总质量为1 kg，并根据成分配比称量所需材料，将A356再生铝、Al-20%Fe、Al-20%Si放入石墨坩埚，然后将其置于电阻炉中熔化，熔化温度设定为730 ℃。当合金熔至半固态后加入用铝箔纸包裹的纯Mg块并用陶瓷棒将其压入熔体中，以减少Mg的烧损。继续保温并在全部合金熔化后搅拌，继续保温后C₂Cl₆精炼除气并扒渣，继续保温5 min后浇注。其中一部分熔体浇注到经200 ℃预热的钢制模具中，得到尺寸为200 mm×100 mm×20 mm的板状坯锭；另一部分浇注到已预热到700℃的小坩埚(200g容量)中，通过热电偶及NI-cDAQ9171型温度采集模块得到复合材料冷却凝固数据，并通过Origin9对其凝固曲线进行分析。在坯锭中部距底端20 mm处截取试样用于组织观测。金相观测样品经打磨、抛光之后用0.5%HF(体积分数)酒精溶液腐蚀。采用Quanta2000型扫描电镜(SEM)的背散射(BSD)模式观察其富Fe相形态，并利用扫描电镜上配备的OXFORD-7412型能谱仪(EDS)分析富Fe相成分，用IPP(Image-Pro Plus 6.0)图像分析软件分析富Fe相尺寸；通过日立Z-2000型原子吸收分光光度计和电子天平对所得样品的实际成分进行验证。

2  实验结果

2.1  XRD物相分析与SEM组织

图1所示为未变质的15%Mg₂Si/再生A356- 1.5%Fe基复合材料和经0.5%Mn/0.5%Cr复合变质后的XRD谱。未变质的复合材料中主要由5种物相组成，分别是α(Al)、Mg₂Si、Si、β-Fe(Al₅FeSi)和π-Fe(Al₈Mg₃FeSi₆)相。而变质后复合材料中也含有5种物相，其中β-Fe转变为了α-Fe(Al₁₅(FeMnCr)₃Si₂)。对经0.5%Mn/0.5%Cr变质后所得复合材料通过原子吸收分光光度计和电子天平分析得到其化学成分为11.63%Si、9.98%Mg、1.41%Fe、0.45%Mn、0.46%Cr、0.017%Cu余量为铝。

图1  变质前后Mg₂Si/再生A356-1.5%Fe基复合材料XRD谱

Fig. 1  XRD patterns of Mg₂Si/recycled A356-1.5%Fe matrix composite

图2所示为未变质及其经不同Mn/Cr含量变质的复合材料的SEM-BSD组织。基于成分分析和物相组成可知，黑色的块状为初生Mg₂Si相，而亮白色相为富Fe相(α-Fe或者β-Fe)，灰白色的为π-Fe相，而灰色基体为α(Al)相，灰黑相间区域Al-Si共晶组织。对未变质复合材料(见图2(a))，富Fe相主要以长针状形式存在，并伴有少量的灰白色的π-Fe相。在单独Cr(1.0%)变质条件下(见图2(b))，富Fe相主要以骨骼状和三角星状为主，并伴有少量的颗粒状Fe相，同时也含有一定量的灰白色的π-Fe相。当Mn/Cr复合且含量为0.3%/0.7%时(见图2(c))，富Fe相主要以三角星状和骨骼状形式存在，其中骨骼状定向生长趋势减弱，骨骼状Fe相的骨骼间距相对增大，独立的颗粒状Fe相数目则相对增加。当Mn/Cr添加量为0.5%/0.5%时(见图2(d))，复合材料中明显骨骼状定向生长趋势消失，骨骼状和三角星状Fe相数量大幅减少，富Fe相以颗粒状或者球状为主，并有少量的花瓣状Fe相。当Mn/Cr添加量分别为0.7%/0.3%时(见图2(e))，三角星状或骨骼状Fe相完全消失，颗粒状或球状Fe相数目也相对减少，富Fe相主要以较为粗大的花瓣状或汉字状Fe相形式存在。而在单独Mn(1.0%)变质(见图2(f))时，富Fe相以粗大的花瓣状和汉字状Fe相为主，且富Fe相的粒径尺寸不断增大，数量减少。

图2  不同Mn-Cr含量变质条件下15%Mg₂Si/A356-1.5%Fe再生铝基复合材料SEM-BSD组织

Fig. 2  SEM-BSD images of 15%Mg₂Si/A356-1.5%Fe recycled Al matrix composites modified by different Mn and Cr contents

由此可见，随着Mn、Cr添加量的变化，富Fe相的形态变化为长针状(未变质)→长骨骼状、三角星状(1.0%Cr) →短骨骼状、三角星状(0.3%Mn/0.7%Cr)→颗粒状、少量三角星状和花瓣状(0.5%Mn/0.5%Cr)→花瓣状、少量颗粒状(0.7%Mn/0.3%Cr)→粗大的花瓣状或汉字状(1.0%Mn)。

2.2  富Fe相形态分布及长径比

图3所示为不同Mn/Cr添加量对复合材料中富Fe相的长径比和富Fe相含量的影响。从图3(a)中可以看出，在未变质时，富Fe相的长径比值达21.4，而经Mn/Cr变质后，长径比显著减小，当Mn/Cr含量分别为0.5%/0.5%时，富Fe相长径比仅为2.12，较未变质时缩小约10倍。在未添加Mn/Cr变质剂时，富Fe相主要以针状相形式存在，从图3(b)中可以看出，在添加Mn/Cr时，随着Cr含量的减少，Mn含量的增加，三角星状或骨骼状富Fe相含量不断减少，颗粒状富Fe相形态先增加后减少，花瓣状或汉字状Fe相不断增加；当Mn/Cr含量分别为0.5%/0.5%时，颗粒状富Fe相颗粒比例最高。

图3  Mn/Cr添加含量对Fe相长径比和富Fe相含量的影响

Fig. 3  Effect of Mn/Cr addition on aspect radio(a) and Fe-rich intermetallics content(b)

2.3  凝固曲线分析

图4所示为未变质条件下15%Mg₂Si/A356-1.5%Fe复合材料凝固冷却曲线及其一阶和二阶导数曲线。经分析可知，该复合材料存在5个主要凝固结晶区域，且其初始形核温度分别为649.8 ℃、629.8 ℃、618.3 ℃、578.3 ℃和556.7 ℃。结合凝固冷却曲线分析结果和文献[16-17]关于Al- Mg₂Si复合材料中各相的凝固结晶顺序可知，初始形核温度649.8 ℃、578.3 ℃和556.7 ℃分别对应的是初生Mg₂Si相、(Al+Mg₂Si)_E二元共晶和(Al+Mg₂Si+Si)_E三元共晶的形核结晶温度。而针状β-Fe的形核温度约为602 ℃，且随着冷却速度的快慢变化较大^{[14, 18-20]}，而π-Fe相则是依附于β-Fe相表面发生包晶反应^[19]，因此，其在β-Fe相之后形核，则由凝固冷却曲线可知，629.8 ℃、618.3 ℃分别为β-Fe相及π-Fe相初始形核温度。因此，未变质的15%Mg₂Si/A356-1.5%Fe复合材料其凝固结晶顺序为初生Mg₂Si相(649.8 ℃)、α-Fe相(629.8 ℃)、π-Fe相(618.3 ℃)、Al+Mg₂Si共晶(578.3 ℃)和Al+Mg₂Si+Si三元共晶(556.7 ℃)。

图4  未变质15%Mg₂Si/A356-1.5%Fe再生铝基复合材料冷却凝固曲线

Fig. 4  Solidification cooling curves of 15%Mg₂Si/A356- 1.5%Fe recycled Al matrix composites

图5所示为15%Mg₂Si/A356-1.5%Fe复合材料经不同含量Mn/Cr复合变质后的冷却凝固曲线。由图5可看出，不同变质条件下各复合材料的凝固曲线大致相近。但对各区域放大后发现，变质前后富Fe相凝固结晶的冷却曲线有显著变化(见图5(b))。通过分析可得不同变质条件下富Fe相的析出特征温度，其结果如表1所示。在未变质条件下，该复合材料体系中富Fe相(β-Fe)初始形核温度为629.8℃，变质条件下富Fe相(α-Fe相)初始形核温度为636.3 ℃、641.4 ℃、637.9 ℃。α-Fe相的凝固结晶温度高于β-Fe相，这与文献[19]中关于α-Fe相和β-Fe相凝固结晶顺序相吻合。

3  分析与讨论

为分析揭示Mn/Cr复合对Fe相变质的机理，对0.5%Mn/0.5%Cr变质的15%Mg₂Si/ A356-1.5%Fe复合材料进行EPMA-WDS面分析(见图6)。从图6中可以看出，Mg和Si元素主要分布在Mg₂Si相中，少量Mg元素分布于条状π-Fe相和网状共晶Mg₂Si中，剩余少量Si元素分布于网状共晶Mg₂Si、共晶Si和α-Fe相中；Fe元素大部分存在于大块α-Fe相和少量分布于灰白色π-Fe相中；Mn、Cr则均匀地分布于大块状α-Fe相中，即Mn和Cr元素与α-Fe相属固溶关系。

图5  不同Mn/Cr变质后冷却凝固曲线和Fe相析出凝固区域放大图

Fig. 5  Solidification cooling curves of composites modified by different Mn and Cr contents (a) and magnification of Fe phase precipitation solidification area (b)

在富Fe的Al-Si合金中，当熔体中无Mn、Cr等与Fe原子半径相近的元素存在时，Fe相主要以长针状β-Fe(Al₅FeSi)相形式存在^[20-21]。由于β-Fe相属于单斜晶系^[22]，其密排面为{0 0 1}，结晶凝固时密排面优先显露优势明显，因此，β-Fe相主要以长针状形式存在。当熔体中添加1.0%Cr时，Cr元素易与Fe形成α-Al₁₃(FeCr)₄Si₄金属间化合物^[6]，其中α-Al₁₃Cr₄Si₄相属于立方结构，其晶格常数为1.0917 nm，空间群为F-43m (No.216)，无单一方向生长优势，因此其倾向于生长成为三角星状或骨骼状。当熔体中添加1% Mn时，Mn原子置换Fe相中的Fe原子，与Si、Al等元素形成AlMnFeSi相形成四元金属间化合物。当熔体中添加Mn/Cr量为0.5%/0.5%时，Mn、Cr原子共同置换富Fe相中的Fe原子，形成α-Al₁₅(MnFeCr)₃Si₂相，该相是六方结构，在凝固结晶时无明显生长优势，倾向于生长为六角球颗粒状^[15]。

表1  不同Mn/Cr变质时复合变质15%Mg₂Si/A356-1.5%Fe复合材料中各析出相的反应特征参数

Table 1  Characteristic parameters of each phase precipitation of 15%Mg₂Si/A356-1.5%Fe recycled Al matrix composites modified by different Mn and Cr addition

从表1中可以看到，当Mn/Cr添加量分别为0/1.0%、0.5%/0.5%、1.0%/0时，α-Fe相的凝固结晶初始形核温度分别为636.3 ℃、641.4 ℃、637.9 ℃，相对应变质条件下Al+Mg₂Si二元共晶初始形核温度为分别为587.6 ℃、584.9 ℃、580.1 ℃，它们初始形核温差分别为48.7 ℃、56.5 ℃、57.8 ℃，即随着Mn添加量的增加，α-Fe相初始形核结晶温度与基体相的形核温差不断增大，这增加了α-Fe相的凝固结晶时间， 富Fe相有足够充足的时间进行Fe、Mn原子在熔体中扩散而形成粗大的初生Fe相，因此，随着Mn含量的增加，富Fe相的尺寸不断增大，数目相对减少。

图6  0.5%Mn/0.5%Cr变质后15%Mg₂Si/A356-1.5%Fe再生铝基复合材料EPMA-WDS谱

Fig. 6  EPMA-WDS spectra of 15%Mg₂Si/A356-1.5%Fe recycled matrix composites after 0.5%Mn/0.5%Cr modification

4  结论

1) Cr和Mn均可固溶于15%Mg₂Si/A356-1.5%Fe复合材料中的富Fe相，在Mn/Cr的总含量一定时，其形态随着Mn/Cr的相对添加量不断变化而改变。未变质时主要为长针状，Cr含量较多时主要为骨骼状， Mn/Cr含量均为0.5%/0.5%时，主要以颗粒状为主，而当Mn含量较大时则主要呈现花瓣状。

2) 在Mn/Cr添加量均0.5%/0.5%时，变质效果达到最佳，针状β-Fe相被变质为颗粒状或球状α-Fe相，富Fe相的平均长径比最小。

3) Mn/Cr变质会影响15%Mg₂Si/A356-1.5%Fe复合材料的凝固过程。未变质复合变质凝固结晶顺序：初生Mg₂Si相(649.8 ℃)、α-Fe相(629.8 ℃)、π-Fe相(618.3 ℃)、Al+Mg₂Si共晶(578.3 ℃)、Al+Mg₂Si+Si三元共晶(556.7 ℃)。随着Mn含量的增加，富Fe相初始形核温度与基体形核温度差增大，其形核生长时间增加，Fe相尺寸不断增大，数目相对减少。

REFERENCES

[1] TZENG Y, WU C, BOR H, HORNG J, TSAI M, LEE S. Effects of scandium addition on iron-bearing phases and tensile properties of Al-7Si-0.6Mg alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2014, 593: 103-110.

[2] TANG Peng, LI Wen-fang, WANG Kang, DU Jun, CHEN Xi-yong, ZHAO Yan-jun, LI Wei-zhou. Effect of Al-Ti-C master alloy addition on microstructures and mechanical properties of cast eutectic Al-Si-Fe-Cu alloy[J]. Materials & Design, 2017, 115: 147-157.

[3] 关玉芹, 杜 军, 吴桃泉, 曹 东, 李文芳, 许德英. Mg₂Si/富Fe再生铝基复合材料富Fe相及Mg₂Si相复合变质技术研究[J]. 中国有色金属学报, 2017, 27(4): 684-691.

GUAN Yu-qin, DU Jun, WU Tao-quan, CAO Dong, LI Wen-fang, XU De-ying. Study on modification of metallic compounds in Mg₂Si/Fe-rich recycled aluminum matrix composites[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2017, 27(4): 684-691.

[4] 吴桃泉, 杜 军, 关玉芹, 曹 东, 李文芳, 许德英. Mg₂Si/富铁A356再生铝基复合材料的组织及耐磨性研究[J]. 铸造, 2016, 65(10): 970-974.

WU Tao-quan, DU Jun, GUAN Yu-qin, CAO Dong, LI Wen-fang, XU De-ying. Study on microstructure and wear resistance of Mg₂Si/Fe-rich A356 recycled Al matrix composites[J]. China Foundry, 2016, 65(10): 970-974.

[5] 李 海, 史志欣, 王芝秀, 王秀丽, 郑子樵. Mn和Cr对Al-Mg-Si-Cu合金组织及性能的影响[J]. 材料热处理学报, 2011(10): 100-105.

LI Hai, SHI Zhi-xin, WANG Zhi-xiu, WANG Xiu-li, ZHENG Zhi-qiao. Effects of Mn and Cr on microstructure and properties of Al-Mg-Si-Cu alloys[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2011(10): 100-105.

[6] MATHA M, EMAMY M, DAMAN A, KEYVANI A, CAMPELL J. Precipitation of Fe rich intermetallics in Cr- and Co- modified A413 alloy[J]. International Journal of Cast Metals Research, 2005, 18(2): 73-79.

[7] TIMELLI G, FABRIZI A, CAPUZZI S, BONOLLO F, FERRARO S. The role of Cr additions and Fe-rich compounds on microstructural features and impact toughness of AlSi9Cu3(Fe) diecasting alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2014, 603: 58-68.

[8] JI Shou-xun, YANG Wen-chao, GAO Feng, WATSON D, FAN Zhong-yun. Effect of iron on the microstructure and mechanical property of Al-Mg-Si-Mn and Al-Mg-Si diecast alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2013, 564: 130-139.

[9] SREEJA KUMARI S S, PILLAI R M, RAJAN T P D, PAI B C. Effects of individual and combined additions of Be, Mn, Ca and Sr on the solidification behaviour, structure and mechanical properties of Al-7Si-0.3Mg-0.8Fe alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2007, 460/461: 561-573.

[10] 孙常明, 史志铭, 李志芳. 利用富铈混合稀土改善工业纯铝中富铁相形貌的研究[J]. 中国稀土学报, 2007, 25(3): 318-322.

SUN Chang-ming, SHI Zhi-ming, LI Zhi-fang. Improvement of morphology of Fe-riched phase in commercial pure aluminum by Ce-riched rare earth modification[J]. Journal of the Chinese Rare Earth Society, 2007, 25(3): 318-322.

[11] 张 磊, 焦万丽, 尉海军, 姚广春. 锰结合预先热处理对铝硅合金中富铁相组织和力学性能的影响[J]. 中国有色金属学报, 2005, 15(3): 368-373.

ZHANG Lei, JIAO Wan-li, WEI Hai-jun, YAO Guang-chun. Influence of manganese and pre-heat treatment on microstructure and mechanical properties of Al-Si alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2005, 15(3): 368-373.

[12] SALEM S, STEN J, INGVAR L. The influence of cooling rate and manganese content on the β-Al₅FeSi phase formation and mechanical properties of Al-Si-based alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 490(1/2): 385-390.

[13] CESCHINI L, BOROMEI I, MORRI A, SEIFEDDINE S, SVENSSON I L. Effect of Fe content and microstructural features on the tensile and fatigue properties of the Al-Si10-Cu2 alloy[J]. Materials & Design, 2012, 36: 522-528.

[14] 宋东福, 王顺成, 郑开宏. Mn/Fe摩尔比对A356铸造铝合金富铁相形态的影响[J]. 中国有色金属学报, 2015, 25(7): 1832-1838.

SONG Dong-fu, WANG Shun-cheng, ZHENG Kai-hong. Effects of Mn/Fe mole ratio on iron-rich phase morphology of A356 cast aluminum alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2015, 25(7): 1832-1838.

[15] CREPEAU P N. Effect of iron in Al-Si casting alloys: A critical review (95-110)[J]. Transactions of the American Foundrymen’s Society, 1995, 103: 361-366.

[16] LI Chong, WU Yu-ying, LI Hui, LIU Xiang-fa. Microstructural formation in hypereutectic Al-Mg₂Si with extra Si[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2009, 477(1/2): 212-216.

[17] ZHANG Jiang, FAN Zi-tian, WANG Y Q, ZHOU B L. Effect of cooling rate on the microstructure of hypereutectic Al-Mg₂Si alloys[J]. Journal of Materials Science Letters, 2000, 19: 1825-1828.

[18] MURALI S, RAMAN K, MURTHY K. The formation of β-FeSiA1₅ and Be-Fe phases in A1-7Si-0.3Mg alloy containing Be[J]. Materials Science and Engineering A, 1995, 190: 165-172.

[19] SWEET L, ZHU S, GAO S, TAYLOR J, EASTON M. The effect of iron content on the iron-containing intermetallic phases in a cast 6060 aluminum alloy[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2011, 42(7): 1737-1749.

[20] TAYLOR J. Iron-containing intermetallic phases in Al-Si based casting alloys[J]. Procedia Materials Science, 2012, 16(1): 19-33.

[21] DINNIS C, TAYLOR J, DAHLE A. As-cast morphology of iron-intermetallics in Al-Si foundry alloys[J]. Scripta Materialia, 2005, 53(8): 955-958.

[22] MURALI S, ROW T, SASTRY D, RAMAN K S, MURTHY K. Crystal structure of β-FeSiAl₅ and (Be-Fe)-BeSiFe₂Al₈ phases[J]. Scripta Metallurgica et Materialia, 1994, 31(3): 267-271.

Effect of Mn/Cr combining modification on morphologies of Fe-rich phases in 15%Mg₂Si/A356-1.5%Fe recycled Al matrix composites

WU Tao-quan, DU Jun, HUANG Zheng-yang, LI Wen-fang

(School of Materials Science and Engineering, South China University of Technology, Guangzhou 510640, China)

Abstract: Mg₂Si/Fe-rich recycled A356 Al matrix composites were prepared by direct melt reaction. The effects of Mn/Cr combining additions on morphologies of Fe-rich and solidification sequence of each phase in composites were investigated by SEM and thermal analysis. The results show that the morphologies of Fe-rich phases can be effectively modified with combining additions of Mn and Cr. The Fe-rich phases in the composites mainly assumed needle-like shapes without modification. After being modified by 1.0%Cr，Fe-rich phases are modified into bone-like shapes. When the Mn and Cr contents are both 0.5%, the optimal modification effect is obtained and the morphologies of Fe-rich phases are mainly globular-like shape. However, the Fe-rich phases are mainly characterized by flower-like shapes when the Mn content is high (1.0%Mn, mass fraction). The solidification and crystallization sequence of the 15%Mg₂Si/recycled A356-1.5%Fe composites system is as following: primary Mg₂Si phase (649.8 ℃), β-Fe phase (629.8 ℃), π-Fe phase (618.3 ℃), Al+Mg₂Si binary eutectic (578.3 ℃) and Al+Mg₂Si+Si ternary eutectic (556.7 ℃). The difference of nucleation temperature between Fe-rich and Al+Mg₂Si binary eutectic increases with the increase of Mn content. As a result, the growth time of Fe-rich phases is prolonged and the size of Fe-rich phase increases under high Mn content.

Key words: Fe-rich phase; Mn/Cr modification; Al matrix composites; solidification process

Foundation item: Project(2013B090500091) supported by Production and Research Cooperation of Frontier Technology Special Funds Research Projects of Guangdong Province, China

Received date: 2017-02-21; Accepted date: 2017-06-28

Corresponding author: DU Jun; Tel: +86-20-87113597; E-mail: jundu@scut.edu.cn

(编辑  李艳红)

基金项目：广东省省部产学研专项资金技术前沿项目(2013B090500091)

收稿日期：2017-02-21；修订日期：2017-06-28

通信作者：杜  军，教授，博士；电话：020-87113597；E-mail: jundu@scut.edu.cn