何學(xué)峰，劉波，張深根

（北京科技大學(xué)新材料技術(shù)研究院，北京 100083）

鋁是國民經(jīng)濟(jì)和國防軍工最重要的基礎(chǔ)原材料之一，廣泛應(yīng)用于航空航天、交通運(yùn)輸、包裝等領(lǐng)域[1]。2019年我國鋁合金消費(fèi)量4773萬噸，原生鋁產(chǎn)量3504萬噸，再生鋁產(chǎn)量725萬噸[2]。但我國鋁土礦資源匱乏，據(jù)中國海關(guān)統(tǒng)計(jì)：2019年我國進(jìn)口鋁土礦10066.39 萬噸，2018 年8256.97 萬噸，同比增加21.91%，年度進(jìn)口量首度破億噸水平。且電解鋁工業(yè)是電力密集型產(chǎn)業(yè)，對(duì)電力的消耗極大，每噸鋁整體電耗通常是15000kW·h[3-4]。與原生鋁相比，再生鋁合金不僅可以緩解我國鋁資源匱乏問題，還有利于節(jié)能減排，具有良好的經(jīng)濟(jì)、社會(huì)和環(huán)境效益，對(duì)我國鋁行業(yè)的發(fā)展和基礎(chǔ)建設(shè)大有裨益。

由于來源復(fù)雜、預(yù)處理難度高，廢雜鋁中不可避免會(huì)混入大量含鐵雜質(zhì)。鐵雜質(zhì)在鋁合金中通常以金屬間化合物的形式存在，嚴(yán)重影響高端鋁合金的品質(zhì)。如何去除含鐵雜質(zhì)是提高再生鋁產(chǎn)品品質(zhì)的關(guān)鍵技術(shù)之一，已吸引了廣泛關(guān)注。目前已開發(fā)出多種除鐵技術(shù)，包括離心法、電磁法、過濾法、熔劑法、變質(zhì)元素法、超聲波處理、熱處理法等。本文綜述了近年來除鐵技術(shù)的研究進(jìn)展，并展望了未來的發(fā)展趨勢。

1 背景

1.1 鋁合金回收現(xiàn)狀與優(yōu)勢

2019 年，中國鋁土礦產(chǎn)量6840 萬噸、消耗量1.68億噸，鋁土礦對(duì)外依存度高達(dá)60%。鋁土礦資源匱乏和大量廢舊鋁合金堆積等問題嚴(yán)重限制了鋁合金材料的生產(chǎn)和利用，對(duì)廢舊鋁合金的循環(huán)利用顯得尤為重要。研究表明全球鋁資源社會(huì)保有量達(dá)4.13 億噸，其中美國為8500 萬噸，中國為6500 萬噸，日本為2900萬噸[5]。從“十三五”開始，中國已進(jìn)入鋁的報(bào)廢高峰期，再生鋁資源不斷增長，廢鋁回收潛力開始成熟，我國鋁社會(huì)保有量激增[6]。由圖1可以看出全球和中國的再生鋁產(chǎn)量呈逐年遞增趨勢，但我國的再生鋁占鋁產(chǎn)量僅為16%（2019年，圖2）與全球平均水平和發(fā)達(dá)國家有一定差距。此外，由于廢雜鋁中?；烊腓F雜質(zhì)，中國再生鋁以降級(jí)利用為主。

圖1 2011—2019年全球和中國再生鋁產(chǎn)量情況

圖2 2019年全球主要生產(chǎn)地區(qū)再生鋁占鋁產(chǎn)量比例

再生鋁對(duì)緩解資源壓力和節(jié)能環(huán)保都有很大貢獻(xiàn)。與電解鋁相比，再生鋁比從礦石中生產(chǎn)所需能源少95%[7-8]，并可以減少二氧化碳和硫氧化物排放90%以上。在全球范圍內(nèi)，平均回收1t 鋁可以減少超過16t的溫室氣體排放。此外，每噸再生鋁可節(jié)省8t鋁土礦、減少7.6m3的廢棄物[9]。

1.2 鋁合金中鐵金屬間化合物的形成

再生鋁中鐵雜質(zhì)的來源主要有以下幾種方式[8,10-13]：

（1）礦石、母合金和回收廢料中鐵制品分揀不徹底混入鐵元素；

（2）鋁硅合金為了增加耐磨性而加入一定量的鐵元素，導(dǎo)致再生鋁含鐵量高；

（3）熔煉時(shí)，鋁熔體與鐵制工具接觸帶入鋁合金中。

Fe 在純Al 中的最大溶解質(zhì)量分?jǐn)?shù)僅為0.04%[14]。凝固過程中，溶解的Fe 幾乎完全析出，形成各種富鐵金屬間化合物，主要包括：針狀或片狀β-Fe金屬間化合物、漢字狀或多邊形顆粒狀α-Fe金屬間化合物、塊狀δ-Fe金屬間化合物及π-Fe金屬間化合物[15-16]，如圖3所示。

圖3 鋁合金微觀組織中常見的富鐵相

1.2.1 富鐵金屬間化合物的形核

富鐵金屬間化合物被認(rèn)為依附于異質(zhì)顆粒表面形核[18]，主要有氧化物、碳化物、硼化物等（圖4）。Bjurenstedt 等[19]研究了EN46000 再生鋁合金凝固過程中初生α-Al(Fe,Mn,Cr)Si 金屬間化合物的形核和生長，發(fā)現(xiàn)α-Al(Fe,Mn,Cr)Si 金屬間化合物主要在氧化物上成核，并繼續(xù)生長形成菱形十二面體和棒狀形貌。Que 等[20]研究了Al-5Mg-2Si-0.6Mn-1.3Fe合金中不同類型含鐵金屬間化合物的形核過程。結(jié)果表明：在一定的凝固條件下（720℃，3.5K/s），α-Al15(Fe,Mn)3Si2和θ-Al13Fe4是共生的；θ-Al13Fe4在MgAl2O4顆粒上異質(zhì)形核，初生α-Al15(Fe,Mn)3Si2在初生θ-Al13Fe4上形成。

圖4 鐵金屬間化合物在TiC、TiB2、α-Al2O3和γ-Al2O3表面形核[18]

不同類型的異質(zhì)顆粒對(duì)富鐵金屬間化合物的形核能力有所差異。Khalifa等[18]認(rèn)為某些夾雜物對(duì)特定富鐵金屬間化合物的形核能力強(qiáng)，而在其他夾雜物的形核能力較差；Al-Si-Fe合金中鐵金屬間化合物在Al2O3、CaO和SiC表面的形核能力不同，Al2O3對(duì)初生相內(nèi)的鐵金屬間化合物粒子的形核能力較差，CaO 和SiC 對(duì)鐵金屬間化合物顆粒的形核能力較強(qiáng)。Feng等[21]研究了不同變質(zhì)條件下初生富鐵金屬間化合物的形成。研究表明：TiB2和TiC 顆?？商岣叱跎昏F金屬間化合物的數(shù)量和平均生成速率；在垂直定向冷卻過程中，添加TiB2可使富鐵金屬間化合物優(yōu)先在TiB2顆粒上形核。

1.2.2 富鐵金屬間化合物的生長

富鐵金屬間化合物的生長機(jī)制通常包括孿晶生長機(jī)制、雙平面凹陷生長機(jī)制和三階段機(jī)制[22-24]。

周鵬飛等[22]認(rèn)為針片狀的富鐵相首先形核并以孿晶的方式生長，然后枝晶沿每一個(gè)擇優(yōu)方向生長，最后生長成細(xì)長的片狀。

Feng等[23]提出了一種雙平面凹陷生長機(jī)制，認(rèn)為凹角的反復(fù)形成促進(jìn)了晶體沿?fù)駜?yōu)方向生長，形成了細(xì)長板。孿晶面角點(diǎn)的重復(fù)形成促進(jìn)了晶體的擇優(yōu)生長，并形成了高長徑比的金屬間化合物。在孿晶凹角溝槽生長受到限制的情況下，垂直于擇優(yōu)生長方向的平行孿晶的形成促進(jìn)了金屬間化合物增厚。

Wang 等[24]研 究 了Al-7.5Si-3.5Cu-0.8Fe 中 富鐵金屬間化合物的動(dòng)力學(xué)，提出了β-Al5FeSi 形成的三階段機(jī)制：第1 階段，金屬間化合物經(jīng)過形核（550～570℃）、生成板狀形貌、生長加速過程直至受到周圍初生枝晶的約束；第2 階段附著和擴(kuò)散抑制生長階段，當(dāng)溶質(zhì)從凝固的初生相和Al-Si共晶相中擴(kuò)散時(shí)，板條逐漸增厚；第3階段，先形成氣孔，然后形成α-Al/Al2Cu共晶，最終促進(jìn)富鐵金屬間化合物的逐步增厚。Puncreobutr等[25]對(duì)Al-7.5Si-3.5Cu-0.6Fe 合金凝固過程中β-Al5FeSi 金屬間化合物的形核和生長進(jìn)行了研究，認(rèn)為片狀β 金屬間化合物主要在初生鋁枝晶上或附近成核，β金屬間化合物通過快速橫向生長而環(huán)繞在初生枝晶臂之間。

2 含鐵雜質(zhì)的危害

含鐵雜質(zhì)通常會(huì)對(duì)鋁合金的力學(xué)性能、抗腐蝕性能、鑄造性能等造成顯著影響。

2.1 含鐵雜質(zhì)對(duì)力學(xué)性能的影響

含鐵雜質(zhì)對(duì)力學(xué)性能的影響主要表現(xiàn)為：促進(jìn)裂紋萌生和擴(kuò)展、降低疲勞壽命、降低耐磨性。富鐵金屬間化合物作為鋁合金中的硬脆相，本身沒有塑性，通常被認(rèn)為會(huì)降低力學(xué)性能，在受力狀態(tài)下，富鐵金屬間化合物周圍會(huì)產(chǎn)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致裂紋萌生（圖5），并加速裂紋擴(kuò)展，降低了再生鋁合金中承載載荷的有效面積，導(dǎo)致其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率均逐漸降低，而且其對(duì)伸長率的影響程度遠(yuǎn)高于抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度[27]。

圖5 AlMg1SiCu合金（含不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)Fe）拉伸斷口裂紋[26]

富鐵金屬間化合物被認(rèn)為是裂紋的萌生源。Bjurenstedt 等[28]研究了鑄鋁中α-Fe 和β-Fe 的形態(tài)對(duì)裂紋演變的影響。結(jié)果表明：片狀β-Fe 金屬間化合物在約1.8%的伸長率下最先開裂，而α-Fe金屬間化合物在約0.9%的伸長率下最先開裂，α-Fe團(tuán)簇是最強(qiáng)的裂紋萌生位置。佘歡[29]揭示了Fe、Si雜質(zhì)對(duì)7055 鋁合金強(qiáng)韌性的影響機(jī)制。Fe、Si 雜質(zhì)形成粗大富Fe 相與富Si 相，通過粒子激發(fā)形核再結(jié)晶弱化擠壓變形纖維織構(gòu)，降低合金的強(qiáng)度；粗大富Fe 相與富Si 相的斷裂以及粒子激發(fā)形核再結(jié)晶促進(jìn)大角度晶界沿晶斷裂，降低合金的塑性與斷裂韌性。

富鐵金屬間化合物會(huì)促進(jìn)裂紋的擴(kuò)展，進(jìn)而惡化鋁合金的力學(xué)性能。針狀β-Fe 是Al-Cu 合金中危害最大的富鐵相[30]，在拉伸過程中，針狀β-Fe容易引起應(yīng)力集中，從而導(dǎo)致富鐵相與α-Al 基體界面斷裂失效。同時(shí)針狀β-Fe 作為裂紋源，使得裂紋發(fā)生二次擴(kuò)展。與針狀β-Fe 相比，漢字狀的富鐵相對(duì)性能危害性更小，這是由于裂紋將在漢字狀的α-Fe 的枝晶臂間產(chǎn)生偏轉(zhuǎn)，從而有效阻止裂紋的擴(kuò)展。Liu 等[31]研究了富鐵金屬間化合物對(duì)Al-4Mg-2Fe 合金裂紋演變的影響。結(jié)果表明，合金中存在3種類型的富鐵相，即初生富鐵相和次生富鐵相、三元共晶富鐵相、二元共晶富鐵相。無論取向如何，由于初生富鐵相尺寸大、長徑比大，導(dǎo)致其作為裂紋萌生源并加速了裂紋的擴(kuò)展。

在高應(yīng)變幅值下，由于循環(huán)應(yīng)力可以破壞富鐵相或使其與基體分離，降低鋁合金的疲勞壽命[32]。鄭成坤[33]分析了鐵含量對(duì)Al-Zn-Mg-Cu 合金疲勞性能的影響。當(dāng)總應(yīng)變幅較小時(shí)，尺寸較小的富鐵相阻礙疲勞裂紋擴(kuò)展，對(duì)合金疲勞性能有利；但當(dāng)總應(yīng)變幅較大時(shí)，較大尺寸富鐵相易于破碎成為疲勞裂紋源，導(dǎo)致疲勞裂紋易于沿著破碎的富鐵相擴(kuò)展。Závodská等[34]研究了不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)鐵（0.150%和0.559%）對(duì)再生AlZn10Si8Mg鑄造合金彎曲疲勞性能的影響。結(jié)果表明：較高數(shù)量的針狀/片狀富鐵顆粒（Al5FeSi）降低了低周疲勞區(qū)和中周疲勞區(qū)的疲勞壽命（<106次循環(huán)）。

富鐵相含量和尺寸對(duì)鋁合金磨損行為有較大影響。Taghiabadi等[35]研究了Fe質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)F332合金磨損行為，結(jié)果發(fā)現(xiàn)：在40N的外加載荷下，隨著Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0.15%增加到0.7%，F(xiàn)332 合金的耐磨性提高了約10%。進(jìn)一步添加Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)至1.8%，耐磨性降低了約55%。這可能是由于形成大量針狀的β-Al5FeSi 金屬間化合物，增加了摩擦層的微裂紋傾向和分層，降低了耐磨性。Wang等[36]研究了富鐵相對(duì)Al-22Si-2Fe 顯微組織均勻性和耐磨性的影響。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：針狀富鐵相嚴(yán)重割裂鋁基體，導(dǎo)致表面磨損，質(zhì)量損失，降低鋁合金的耐磨性。當(dāng)在鋁合金中加入Mn元素時(shí)，因針狀富鐵相轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀結(jié)構(gòu)，合金的耐磨性得到改善。

2.2 含鐵雜質(zhì)對(duì)抗腐蝕性能的影響

富鐵相的存在會(huì)導(dǎo)致鋁合金耐蝕性顯著下降，主要原因?yàn)椋孩俑昏F相與基體之間存在電位差；②富鐵相出現(xiàn)在鋁合金表面，會(huì)造成鈍化膜結(jié)構(gòu)、成分和厚度分布不均勻，造成鈍化膜局部破裂和點(diǎn)蝕萌生[37]。其中富鐵相的種類和數(shù)量是影響鋁合金腐蝕性能的關(guān)鍵因素，通常認(rèn)為形成針狀的富鐵相和富鐵相數(shù)量的增多會(huì)導(dǎo)致腐蝕的加劇。

2.2.1 晶間腐蝕

富鐵相粒子會(huì)導(dǎo)致更均勻的晶間腐蝕和更高的腐蝕速率。這主要由于富鐵相、無析出帶與鋁基體之間形成電偶以及溶質(zhì)貧化區(qū)和相鄰的無析出帶的低腐蝕電位引起[38-39]。Lervik 等[38]將一種不添加Fe和Mn的鋁合金與一種商用AA6005合金進(jìn)行比較，以進(jìn)一步了解α-Al(Fe,Mn,Cu)Si 顆粒如何影響晶間腐蝕（IGC）行為。兩種合金都進(jìn)行了1～120h 的加速IGC 試驗(yàn)，α-Al(Fe,Mn,Cu)Si 顆粒的存在產(chǎn)生明顯更均勻的IGC 侵蝕和更高的腐蝕速率。Zou等[40]研究了稀土Yb 對(duì)ADC12 鋁合金顯微組織和耐腐蝕性能的影響，發(fā)現(xiàn)：鋁合金的腐蝕主要集中在金屬間化合物（β-Al5FeSi和Al3Yb）與鋁基體的界面處，晶界處的α-Al優(yōu)先腐蝕。Sekhar等[39]研究了時(shí)效時(shí)間對(duì)Al-Mg-Si合金晶間腐蝕敏感性的影響，發(fā)現(xiàn)AA6063合金的晶間腐蝕敏感性隨著時(shí)效時(shí)間的延長而增強(qiáng)，晶界處富鐵相顆粒的存在導(dǎo)致點(diǎn)蝕和晶間腐蝕。

2.2.2 點(diǎn)腐蝕

與漢字狀富鐵相相比，針狀與短棒狀的富鐵相會(huì)增加點(diǎn)腐蝕傾向與腐蝕速率，降低鋁合金的耐腐蝕性能[26]。Sun等[41]研究了Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金的局部腐蝕行為，發(fā)現(xiàn)：點(diǎn)蝕初期Al7Cu2Fe顆粒周圍基體中的Al 和Mg 元素優(yōu)先溶解，形成Al 和Mg 貧化區(qū)，Al 和Mg 元素的溶解促使Al 元素在Al7Cu2Fe中選擇性溶解，殘余的富銅和富鐵團(tuán)簇間的這種電位差促進(jìn)了點(diǎn)蝕的發(fā)生。王力等[42]研究了5083、6063 和7020 鋁合金的初期腐蝕過程。研究表明：鋁合金中的Mn、Si、Fe 等合金元素會(huì)形成Fe-Si-Al 或Fe-Si(Mn)-Al 第二相，由于表面電位高于基體，第二相易作為陰極，形成電化學(xué)腐蝕，鋁合金基體優(yōu)先溶解脫落，成為點(diǎn)蝕坑，如圖6 所示。Liang等[43]研究了海水中浸泡2年的AA5005-H34鋁合金的腐蝕坑形態(tài)演變。研究表明：隨著浸泡時(shí)間的增加，鋁合金表面的點(diǎn)蝕形貌由光滑的“半球形坑”轉(zhuǎn)變?yōu)椤敖Y(jié)晶坑”和“花瓣樣坑”，如圖7 所示。腐蝕坑形態(tài)的演變被認(rèn)為與團(tuán)簇狀富鐵金屬間化合物顆粒有關(guān)。

圖6 鋁合金點(diǎn)蝕形貌及面掃描結(jié)果[42]

圖7 海水中AA5005-H34鋁合金的腐蝕坑形態(tài)演變[43]

2.3 含鐵雜質(zhì)對(duì)鑄造性能的影響

凝固過程中，針片狀富鐵相會(huì)阻塞枝晶間鋁熔體的流動(dòng)，導(dǎo)致鑄錠中出現(xiàn)縮孔、疏松等缺陷。鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)較高時(shí)，β-Fe 相優(yōu)先析出，形成粗大的β-Fe相，阻礙補(bǔ)縮和形成鑄件氣孔[44-46]。此外，有學(xué)者認(rèn)為增加鋁合金中微孔含量的原因有兩方面，一是在凝固初期形成的α-Fe 相不僅阻礙了熔體流動(dòng)，而且降低了鋁熔體的透氣性；二是粗大的β-Fe 可以作為氣孔的形核基底，增加氣孔形成概率[47]。

駱文鋒[48]分析了A319 合金（含不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)Fe）中β-Fe 金屬間化合物的三維形貌與特征，研究了富鐵相對(duì)Al2Cu 與微觀孔洞的影響，結(jié)果表明：當(dāng)鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于0.35%時(shí)，隨著鐵的增加，由于β-Fe 形成片狀網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)以及Al2Cu 在β-Fe 上形核與生長，富鐵金屬間化合物的體積逐漸增加，導(dǎo)致A319合金中的微孔以縮孔為主，如圖8所示。Hassani等[49]研究了Al-8Si-0.8Fe合金在添加細(xì)化劑（Ti-B）和變質(zhì)劑（Sr）后的顯微組織特征。當(dāng)添加變質(zhì)劑時(shí)，針狀富鐵金屬間化合物變得更厚和更長，并且在較大和較長的富鐵金屬間化合物上形成縮松。

圖8 Al-6Si-0.6Fe試樣中β-Fe附近的微觀孔洞[48]

富鐵金屬間化合物還會(huì)嚴(yán)重影響鋁合金的熱裂敏感性。Ganjehfard 等[50]研究了含過量Fe 和Si 的鑄造Al-Cu 合金（A206）的熱裂敏感性。結(jié)果表明：當(dāng)Fe/Si質(zhì)量比為1時(shí)，合金具有最佳抗熱裂性能。提高Fe/Si質(zhì)量比，增加了組織中有害的β-CuFe金屬間化合物數(shù)量，通過阻斷枝晶間的補(bǔ)縮通道而破壞了熱裂愈合，惡化了抗熱裂性能；降低Fe/Si 質(zhì)量比，增加了微觀組織中針狀硅相和微孔的尺寸和比例，也損害抗熱裂性能。

3 鐵雜質(zhì)去除技術(shù)

目前，鐵雜質(zhì)的去除技術(shù)主要包括離心去除法、電磁分離法、陶瓷過濾法和熔劑去除法。

3.1 離心去除法

離心去除法是一種利用富鐵相與鋁液的密度差，使富鐵相與鋁熔體分離的方法。該方法可以產(chǎn)生不同離心速度，具有分離速度快的優(yōu)點(diǎn)。但也存在操作不便、連續(xù)加工差等問題，尚無實(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用[51]。

超重力場在很大程度上加劇了重力偏析，導(dǎo)致富鐵雜質(zhì)元素富集。孫士瞳等[52]對(duì)過共晶Al-Fe 合金熔體進(jìn)行超重力分離實(shí)驗(yàn)。結(jié)果表明：經(jīng)超重力處理后，先析出Al3Fe 相沉積在試樣底部，且處理時(shí)間越長析出Al3Fe相富集程度越大，實(shí)現(xiàn)了Al3Fe相的定向富集。Zhao等[53]研究了鋁合金在超重力場作用下的凝固。沿超重力方向Fe 和Si 的宏觀偏析顯著，在1000g超重力作用下兩側(cè)的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別達(dá)到4.05%和2.80%。在超重力場方向的底部，F(xiàn)e和Si形成富鐵相并以團(tuán)簇狀的形式聚集。Kim等[54]設(shè)計(jì)了一種立式離心分離機(jī)，在旋轉(zhuǎn)過程中富鐵金屬間化合物留在坩堝內(nèi)，如圖9所示。選用兩種含鐵量不同的Al-Si-Fe合金作為原料，在40g離心加速度下可以有效去除富鐵相。Al-12Si-1.7Fe 合金的除鐵率最高為67%；Al-12Si-3.4Fe 合金，除鐵率最高為82%。Krautlein 等[55]提出了浸沒式離心技術(shù)。每批使用約6kg Al-2.5Fe-Mn 合金，將熔體冷卻到680℃以析出富鐵金屬間化合物。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：從熔體中去除5%的富鐵金屬間化合物顆粒，30°的離心機(jī)需要去除30 次，而45°的離心機(jī)需要去除15次。使含鐵量從初2.5%減少到1.9%，去除率為24%。

圖9 離心分離器[54]

3.2 電磁分離法

電磁分離富鐵相的原理是利用鋁熔體與富鐵相的導(dǎo)電性差異，在磁場中富鐵相與鋁熔體因受力大小和方向不同而發(fā)生相對(duì)運(yùn)動(dòng)。與熔體相比，富鐵相的電導(dǎo)率很低，電磁力對(duì)它的作用很小，因此對(duì)初生富鐵相施加斥力，使其向電磁力相反的方向運(yùn)動(dòng)，最終使富鐵相從鋁熔體中分離去除[56]，如圖10所示。

圖10 Al-Si合金中富鐵顆粒的受力和遷移行為[57]

電磁分離法通常與除鐵劑聯(lián)合使用，以達(dá)到更好的除鐵效果。鮑雨[58]通過電磁定向凝固聯(lián)合除鐵劑Mn去除鋁硅合金中的富鐵相。結(jié)果表明：鋁硅合金經(jīng)過電磁定向凝固處理后，富鐵相可以從鋁硅合金中分離出來，富集在合金的底部，同時(shí)富鐵相也從針狀轉(zhuǎn)變?yōu)橐?guī)則化的形態(tài)。趙世民等[59]研究了金屬M(fèi)n和電磁場聯(lián)合去除鋁硅合金中富鐵相的效果。結(jié)果表明：鋁硅合金中加Mn后，Mn與富鐵相結(jié)合生成金屬間化合物，并在電磁力的作用下形成偏析富集在鋁硅合金的底部，可以去除鋁硅合金中91.6%的鐵雜質(zhì)。Bao 等[60]研究了不同Mn 添加量、下落速度和電流強(qiáng)度對(duì)Si 和Fe 去除效率的影響。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：適當(dāng)提高電流強(qiáng)度，利用較低的下落速率（5～25μm/s）和增加Mn 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，可以改善富鐵相結(jié)構(gòu)，有利于富鐵相在電磁場中的遷移。當(dāng)Mn/Fe比達(dá)到1.2時(shí)，除鐵效率達(dá)到90%。

Xu 等[56]通過自行設(shè)計(jì)的電磁過濾裝置，對(duì)電磁過濾富鐵相進(jìn)行了研究。實(shí)驗(yàn)表明：電磁過濾可以從鋁硅合金熔體中去除初生富鐵相，并且當(dāng)熔體處于連續(xù)水平流動(dòng)時(shí)，初生富鐵相被分離室捕獲，電磁過濾使鑄錠中Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)由1.20%下降到0.41%。Lee等[61]研究了電流、保溫溫度、攪拌時(shí)間以及錳鐵比對(duì)再生6061鋁合金中除鐵效率的影響。結(jié)果表明：隨著保溫溫度的降低和電磁攪拌時(shí)間的增加，富鐵金屬間化合物的數(shù)量有所下降。電磁攪拌處理4min時(shí)，鋁熔體除鐵效果最好，為65.2%。

3.3 陶瓷過濾法

泡沫陶瓷過濾器的主要作用是濾除金屬液中的雜質(zhì)和氣泡，凈化金屬液，并通過過濾起到整流作用，使金屬液的流動(dòng)更平穩(wěn)，防止二次氧化。泡沫陶瓷過濾器的過濾主要通過4個(gè)方面發(fā)揮作用：機(jī)械篩分（攔截）、濾餅機(jī)制、深層過濾（化學(xué)吸附）、整流機(jī)制[62]。

鋁熔體與陶瓷泡沫之間的潤濕行為影響雜質(zhì)的過濾效果。Voigt 等[63]研究了AlSi7Mg 合金在Al2O3、MgAl2O4、3Al2O3·2SiO2和TiO2基材上的接觸角。它們對(duì)小于110μm的夾雜物表現(xiàn)出很好的過濾效果，接觸角越大過濾效率越高。在3Al2O3·2SiO2上測得接觸角最高，其次是MgAl2O4、Al2O3和TiO2。對(duì)于大于70μm 的夾雜物，過濾效率與實(shí)測黏附力相關(guān)。在Al2O3襯底上測得的附著力最高，其次是3Al2O3·2SiO2，MgAl2O4和TiO2襯 底。Bao 等[64]研 究了Al2O3和SiC 基泡沫陶瓷過濾器（圖11）與鋁熔體之間的潤濕行為。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：液態(tài)鋁對(duì)SiC基過濾材料的潤濕效果優(yōu)于Al2O3基過濾材料，SiC基過濾器在高溫下可去除更多夾雜物。Damoah等[65]研究了涂覆與未涂覆AlF3的Al2O3陶瓷泡沫過濾器對(duì)非金屬夾雜物和雜質(zhì)元素的過濾情況。結(jié)果表明：幾乎所有大于125μm 的夾雜物都被去除，尺寸為5μm左右的夾雜物去除率高達(dá)85%。

圖11 Al2O3和SiC基泡沫陶瓷過濾器[64]

陶瓷過濾法通常與變質(zhì)元素配合使用，以實(shí)現(xiàn)對(duì)富鐵相的過濾。龐士鵬等[66]公開了一種再生Al-Cu-Si 系鋁合金除鐵方法，在除鐵過程中，Cr使β-Al5FeSi 轉(zhuǎn)變?yōu)棣?Al3(Fe,Cr)4Si4Cu 塊狀富鐵相，沉降到坩堝底部。K2TiF6受熱分解產(chǎn)生Ti2+，與雜質(zhì)Fe結(jié)合產(chǎn)生FeTi(Fe2Ti)化合物，具有高熔點(diǎn)、高密度，這些富鐵相在重力作用下沉降到坩堝底部，通過陶瓷泡沫過濾去除，從而達(dá)到除鐵目的。de Moraes等[67]通過改變化學(xué)成分、溫度和過濾器的類型，研究了陶瓷過濾器去除AA308 和AA356 鋁合金中鐵的最佳方法和條件。結(jié)果表明：添加足夠量的錳，過濾溫度為605℃，泡沫陶瓷過濾器的尺寸為20ppi時(shí)可以有效去除鐵，除鐵率可達(dá)82%。

3.4 熔劑去除法

硼元素與鋁熔體中Fe 反應(yīng)生成高密度的Fe2B沉于爐底，因此硼化物對(duì)鐵的去除具有良好的效果。高建衛(wèi)[68]提出了采用硼化物去除鋁熔體中雜質(zhì)鐵的理念，通過CALPHAD 方法獲得了Al-Fe-B 和Al-Fe-B2O3三元系統(tǒng)的計(jì)算相圖，揭示了其除鐵反應(yīng)的熱力學(xué)途徑為式(1)、式(2)。

他們建立了Na2B4O7除鐵的擴(kuò)散動(dòng)力學(xué)模型，發(fā)現(xiàn)Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)隨時(shí)間呈負(fù)指數(shù)形式降低，該模型能夠合理解釋鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)隨處理時(shí)間的變化情況，與實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)的變化規(guī)律相吻合。

譚喜平等[69-70]研究了B2O3-KCl-NaCl、Al-3B中間合金和保溫時(shí)間對(duì)再生A356 鋁合金的雜質(zhì)鐵的影響，發(fā)現(xiàn)：鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)隨B2O3添加量的增加和靜置時(shí)間的延長而減少；當(dāng)B2O3添加量為鋁熔體的0.6%、靜置保溫時(shí)間90min 時(shí)，鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)可從1.32%降低到0.97%（除鐵率達(dá)26.5%）；隨著Al-3B 合金添加量的增加，雜質(zhì)鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)降低、晶粒也得到了細(xì)化。當(dāng)Al-3B 添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%時(shí)，鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0.96%降低到0.68%（除鐵率為29.1%）。何健亭[71]以硼砂熔劑為基礎(chǔ)，研究了熔劑組分、添加量、反應(yīng)溫度和靜置時(shí)間等參數(shù)對(duì)除鐵效率的影響規(guī)律。研究表明：NaCl-KCl-Na2B4O7-AlF3四元熔劑的熔點(diǎn)為596℃，當(dāng)熔劑最佳加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為鋁液的7%，最佳反應(yīng)溫度為785℃，對(duì)鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%的Al-Fe 合金進(jìn)行除鐵，熔劑效率達(dá)到26.75%。

此外，龐士鵬[72]在復(fù)合添加Mn、K2TiF6后，發(fā)現(xiàn)：在加入K2TiF6后，再加入Mn 元素，可以促進(jìn)富鐵相形貌的改變，使針狀的富鐵相形貌轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀富鐵相。加入的K2TiF6并不與富鐵相發(fā)生反應(yīng)，而是促進(jìn)了針狀富鐵相的聚合，使富鐵相更易于在重力的作用下沉降到坩堝底部。Chen等[73]研究了電渣精煉對(duì)含P的KCl-NaCl-Na3AlF6熔劑除鐵的影響及熔體與熔渣的反應(yīng)機(jī)理。采用含P 的KCl-NaCl-Na3AlF6熔劑進(jìn)行電渣精煉，可使工業(yè)純鋁中鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)由0.48%降至0.30%。表1 為不同除鐵技術(shù)的除鐵率、應(yīng)用階段和優(yōu)缺點(diǎn)對(duì)比。

表1 不同除鐵技術(shù)的優(yōu)缺點(diǎn)對(duì)比

4 富鐵相的形態(tài)控制

4.1 添加變質(zhì)元素

目前減輕或降低鐵有害影響主要有兩類措施：一是設(shè)法降低鋁熔體中的鐵含量；二是改善富鐵相在鋁合金中的組織形貌，即盡可能抑制針狀β富鐵相的形成，使之生成對(duì)鋁合金性能危害較小的漢字狀或其他形狀的α富鐵相[74]。添加變質(zhì)元素是改變富鐵相形貌簡單、有效的方法之一。通常以添加稀土元素和中和元素為主，其作用是抑制或阻止富鐵相的長大，促進(jìn)塊狀或漢字狀的富鐵相生成。

4.1.1 稀土元素

稀土元素可改善鋁合金熔體中β 富鐵相的形貌，使針狀富鐵相碎化為顆粒狀，起到變質(zhì)作用。目前，常用于再生鋁合金的稀土元素包括Y、La、Ce等[75-78]。

稀土Y對(duì)富鐵相的影響機(jī)制主要有[79]：①促進(jìn)富鐵相形核。熔體表面上富集的稀土Y 與Al2O3發(fā)生化學(xué)反應(yīng)生成Y2O3·Al2O3復(fù)合氧化膜，增加了初生富鐵相形核位點(diǎn)，有利于初生富鐵相形核，細(xì)化富鐵相。②阻礙富鐵相長大。稀土Y容易在針狀富鐵相的生長基底上吸附，當(dāng)濃度一定時(shí)，基底固有臺(tái)階生長受到阻止，從而抑制了富鐵相的生長。③當(dāng)稀土Y元素吸附在初生富鐵相界面上時(shí)，初生富鐵相長大不僅需要克服稀土層對(duì)其機(jī)械阻礙力，而且由于Fe、Si、Al等元素在固相中的擴(kuò)散系數(shù)遠(yuǎn)小于在液相中的擴(kuò)散系數(shù)，初生富鐵相的生長速率亦會(huì)降低。

張樹玲等[75]將不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的Y 加到再生ADC12 鋁合金中，β-Fe 相的形貌由粗大的樹枝晶變成細(xì)小的魚骨狀。這主要是稀土Y 會(huì)使β-Fe 相由原來一部分的Al5FeSi轉(zhuǎn)變?yōu)镕e15Si2Y2相，對(duì)于富鐵相具有明顯的細(xì)化作用。當(dāng)添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%Y 時(shí)，合金組織中的β-Fe 相的形貌達(dá)到最細(xì)化，由原來的條狀變?yōu)轭w粒狀，且均勻分布。Ding等[76]研究了稀土Y和Al-Ti-B 對(duì)6063鋁合金顯微組織的影響，發(fā)現(xiàn)：大部分Y以AlTiY顆粒的形式分布在TiB2顆粒周圍，少量Y 以Al3Y 的形式存在于α-Al晶粒中，促使β-AlFeSi相轉(zhuǎn)變?yōu)棣?AlFeSi相，形成AlSiY、AlFeSi 和AlFeSiYMg 等多種復(fù)雜化合物，減少了晶界富Fe相，如圖12所示。

圖12 添加不同劑細(xì)化的6063鋁合金高倍顯微組織[76]

張欣等[80]提出了稀土La 和Ce 對(duì)Al-Mg 合金中富鐵相的作用機(jī)理。Ce 和La 由于溶質(zhì)分配系數(shù)低于1，能夠在富Fe相生成時(shí)在其兩側(cè)析出，聚集在富Fe 相一次枝晶兩側(cè)，降低該處熔體的過冷度，抑制富Fe 相的生長。且一次枝晶根部稀土元素濃度高，一定程度阻礙了鋁熔體向一次枝晶根部化學(xué)元素的擴(kuò)散，致使富鐵相一次枝晶變得細(xì)小。此外由于電負(fù)性的差異，致使稀土Ce和La與Al形成的金屬間化合物比Fe 與Al 形成的更穩(wěn)定。同時(shí)會(huì)抑制富Fe 相形成與長大，導(dǎo)致合金中富Fe 相尺寸、數(shù)量減小。

張鎮(zhèn)凱等[77]研究了富Ce 稀土變質(zhì)與超聲場的協(xié)同作用對(duì)Al-Si 合金中富鐵相（Al5FeSi）形態(tài)的影響，發(fā)現(xiàn)：稀土元素在Al5FeSi 相界面上的富集改變了界面前沿的熔體結(jié)構(gòu)，對(duì)Al5FeSi 相的生長有抑制的作用，Al5FeSi 相從多邊形大塊狀轉(zhuǎn)變?yōu)椴灰?guī)則的小塊狀。Kaur等[81]采用液相冶金路線制備過共晶Al-Si 合金，并加入氧化鈰進(jìn)行變質(zhì)。在電磁攪拌下，氧化鈰變質(zhì)過共晶鋁硅合金使β金屬間化合物的平均長度由225μm±7μm 減小到203μm±5μm。Jiang等[78]向Al-Fe 合金中添加微量La。研究表明：在不含La 的Al-Fe 合金，Al13Fe4相沿<100>或<011>方向擇優(yōu)生長，這將促進(jìn)針狀或棒狀形態(tài)結(jié)構(gòu)的形成。在含La 合金中，La 元素位于Al13Fe4相附近，它可能通過吸附在Al13Fe4相的附近并抑制Al13Fe4的定向生長而導(dǎo)致Al13Fe4相的變質(zhì)。

唐鵬等[82]研究了稀有元素Er 對(duì)Al-Si-Fe-Co合金組織和性能的影響，研究表明：Er 元素可有效細(xì)化Al-Si-Fe-Co 合金的富鐵第二相，但是，Er質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過0.7%會(huì)導(dǎo)致析出針狀A(yù)l3Er 相，對(duì)塊狀富鐵相的變質(zhì)效果弱化。Tang 等[83]研究了Al-7Si-0.3Mg-0.3Fe 合金中添加Nd 的效果，發(fā)現(xiàn)：Nd 通過影響四元共晶反應(yīng)的過冷度來影響π-AlSiMgFe 相的數(shù)量，形成π-AlSiMgFe 相的最佳條件是添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.03%的Nd，并發(fā)現(xiàn)了相對(duì)獨(dú)立的較小富釹顆粒和β-AlFeSi 相。隨著Nd 添加量的增加（質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過0.03%），在β-AlFeSi相的表面附著粗糙的不規(guī)則富釹顆粒，減少了π-AlSiMgFe 相的量。表2 為不同稀土元素在鋁合金中的添加量及對(duì)富鐵相的作用效果。

表2 不同稀土元素對(duì)鋁合金中富鐵相的作用效果

4.1.2 添加中和元素

向再生鋁合金熔體中添加中和元素，可抑制針狀富鐵相的產(chǎn)生，改善鋁合金的顯微組織。目前，已開發(fā)出的中和元素主要包括Mn、Cr、Co、Ni、Sr、V 等[84-89]。由于Mn 和Fe 具有相似的原子半徑，Mn 的加入可促使β-AlFeSi 相轉(zhuǎn)變?yōu)棣?Al(Fe,Mn)Si相。Mn元素的加入促使Fe原子優(yōu)先替換AlMnSi相中的Mn原子，使Fe元素優(yōu)先形成對(duì)合金性能危害較小的漢字狀α-Al(Fe,Mn)Si 相，起到變質(zhì)富鐵相的目的，進(jìn)而導(dǎo)致針片狀的β-AlFeSi 相無法形成[90-92]。

程炳超[84]研究了Mn、B聯(lián)合除鐵對(duì)A356合金的影響規(guī)律，結(jié)果表明：在Mn/Fe=1.2時(shí)富鐵相形貌較好，此時(shí)β-Fe幾乎全部轉(zhuǎn)化為α-Al(FeMn)Si相，同時(shí)轉(zhuǎn)化之后的富鐵相還未來得及進(jìn)一步長大。Kuchariková 等[93]發(fā)現(xiàn)在再生A226 鑄造鋁合金中由于Mn的存在，較高質(zhì)量分?jǐn)?shù)的Fe并沒有導(dǎo)致較多富Fe相的形成。觀察到的富Fe相為針狀A(yù)l5FeSi和骨架狀A(yù)l15(FeMn)3Si2。Xu 等[94]研究了Mn/Fe 質(zhì)量比對(duì)6061 板材組織和力學(xué)性能的影響。發(fā)現(xiàn)：隨著Mn/Fe質(zhì)量比的增大，6061板材邊緣富鐵相逐漸由針狀β-Al5FeSi相轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀α-Al12(Fe,Mn)3Si相。中心部位逐漸由針狀β-Al5FeSi 相聚集為星狀A(yù)l6(Fe,Mn)相，最后聚集成不規(guī)則的網(wǎng)狀和花瓣?duì)瞀?Al15(Fe,Mn)3Si2相。Dhinakar 等[85]開發(fā)了降低再生356鋁合金中鐵含量的工藝。在熔體中加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)0～2%的Mn 和Cr 進(jìn)行等溫沉淀，最佳除鐵工藝為：熔體中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)1%Mn 和1%Cr 形成了Al(Fe,Mn)Si、Al(Fe,Cr)Si 和Al(Fe,Mn,Cr)Si 化 合 物的富鐵相沉淀物，可以從再生356 合金中除去73.8%的鐵。Yang 等[95]研究了Mn 添加對(duì)工業(yè)用Al-Si-Cu-Fe（A380）合金中富鐵金屬間化合物形成和析出的影響。發(fā)現(xiàn)：600°C 保溫10min，Al-Si-Cu-Fe 合金中的富鐵金屬間化合物全部析出。與原始合金相比，當(dāng)Mn/Fe質(zhì)量比為0.5和1.0時(shí)，基體中的鐵質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別降低31.4% 和53.5%。

除了向鋁合金中添加Mn 元素以外，其他中和元素如Ni、Co、V、Sr也可作為中和劑，對(duì)富鐵相有良好的變質(zhì)作用。Faisal 等[87]向再生鋁合金（Fe質(zhì)量分?jǐn)?shù)>2%）中加入了1.0%Ni作為鐵的中和劑。結(jié)果表明：加入1.0%Ni 可以抑制星形α 相（Al8Fe2Si）的包晶轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致β 相（Al5FeSi）的損耗如圖13 所示。Co 元素也可以有效使針狀富鐵相變質(zhì)。黃惠毅等[86]在Al-10Si-1.5Fe合金中添加不同量的Co元素，發(fā)現(xiàn)：隨著Co質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，針狀β富鐵相逐漸轉(zhuǎn)變成小塊狀的α-Al15(Fe,Co)3Si2相，在Co/Fe 物質(zhì)的量比為1.5 時(shí)，針狀富Fe 相基本消失，富Fe相平均長度達(dá)到最小值（15.4μm），細(xì)化效果最好。Lin等[88]研究了V 對(duì)A356鋁合金（含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.5%Fe）中鐵金屬間化合物形成的影響，結(jié)果表明：由于V 取代了富鐵金屬間化合物中的Fe，導(dǎo)致漢字狀或塊狀α-Fe 的形成、針狀β-Fe（Al5FeSi）的細(xì)化以及孔隙率的降低。Santos等[89]研究了添加Sr 對(duì)Al-7Si-0.3Mg 合金中富鐵相成的影響。結(jié)果表明：在Al-Si 合金共晶反應(yīng)開始前急冷，Sr的加入改變了富鐵相的形核和生長條件，形成了更多的細(xì)片狀π-Al8FeMg3Si6，分布在共晶胞邊界處，不利于β-Al5FeSi 形成。楊承志等[96]向再生Al-Si合金熔體中加入Sr，使得初生α-Fe相數(shù)目急劇減少且尺寸逐漸增大，促使β-Fe 相向漢字狀α-Fe相轉(zhuǎn)變，Sr加入量為0.3%時(shí)，β-Fe相幾乎消失。同時(shí)，Sr對(duì)針狀β-Fe相有溶解碎裂的作用。

圖13 不含Ni及含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.0%Ni的鑄態(tài)再生合金的光學(xué)顯微照片[87]

除添加中和元素外，晶粒細(xì)化劑也可以細(xì)化富鐵相。唐鵬[97]為了模擬富鐵再生鋁體系，以ADC12為基礎(chǔ)制備Al-Si-Cu-Fe 合金，加入Al-Ti-C 中間合金，由于Al-Ti-C加入后可在熔體中生成Al4C3粒子，并作為富鐵相形核核心，有效細(xì)化Al-Si-Cu-Fe合金中的富鐵相。質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到0.6%時(shí)富Fe 相細(xì)化效果達(dá)到最佳。向Al-12Si-Cu-Mg 中添加Al-5Ti-1B 晶粒細(xì)化劑[98]可以使針狀β 金屬間化合物的形態(tài)改變?yōu)閴K狀和漢字狀，平均長度和長徑比降低，顯著改善了機(jī)械性能。

4.2 超聲波處理

超聲波法是一種利用聲空化、聲泡、聲流等效應(yīng)改善熔體凝固效果和顯微組織的方法，具有工藝簡單、綠色無污染物等優(yōu)點(diǎn)。聲泡和聲流可以誘導(dǎo)一次枝晶和二次枝晶破碎，使富鐵金屬間化合物的尺寸、互連性、等效粒徑顯著減小[99-100]，處理過程如圖14所示。

圖14 超聲處理（USP）誘導(dǎo)的細(xì)化機(jī)制[100]

Kotadia 等[101]研究了超聲對(duì)再生鋁合金Al-2Si-2Mg-1.2Fe-xMn（x為質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.5%和1.0%）凝固組織的影響。發(fā)現(xiàn)：超聲作用可促進(jìn)形核和生長穩(wěn)定，從而產(chǎn)生細(xì)小的多邊形α-Al15(Fe,Mn)3Si2顆粒，如圖15所示。Zhong等[102]在液相線溫度附近對(duì)合金施加約2min 的直接超聲振動(dòng)，制備Al-20Si-2Fe-2Cu-0.4Mg-1.0Ni-0.5Mn 鋁合金半固態(tài)漿料。結(jié)果表明：直接超聲振動(dòng)處理2min 的流變壓鑄合金的富Fe 相以8～10μm 的Al4(Fe,Mn)Si2顆粒形式存在。Zhang 等[103]采用超聲波場對(duì)Al-12Si-2Fe 合金中的針狀富鐵相進(jìn)行變質(zhì)。結(jié)果表明：在720℃時(shí)用超聲波進(jìn)行處理，亞穩(wěn)定的α-AlSiFe 相取代了針狀的β-AlSiFe相，富鐵相的尺寸大大減小。

圖15 α-Al15(Fe,Mn)3Si2金屬間化合物未經(jīng)超聲作用和超聲作用下形成的形態(tài)及相應(yīng)的局部放大圖[101]

夏峰等[104]對(duì)Al-Si 合金熔體進(jìn)行超聲處理，發(fā)現(xiàn)：超聲處理可以細(xì)化Al-Si 合金中的富鐵相，細(xì)化后的富鐵相呈塊狀或花瓣?duì)钚螒B(tài)，平均晶粒尺寸15～25μm。馬世旋[105]采用超聲輔助處理A356 鋁合金，結(jié)果表明：超聲處理后，A356 鋁合金中的α-Al 相圓整度增加，α-Al 相由枝晶向等軸晶轉(zhuǎn)變，針片狀的富鐵相細(xì)化。Lin 等[106]研究了超聲處理對(duì)Al-17Si-xFe（x=2,3,4,5）合金中富鐵相形態(tài)變化的影響。發(fā)現(xiàn)：超聲處理后，塊狀δ-Al4FeSi2相得到了明顯細(xì)化，平均晶粒尺寸26～37μm。Zhang 等[107]研究了超聲處理對(duì)Fe 金屬間化合物形貌和成分的影響。研究結(jié)果表明：超聲處理能夠促進(jìn)亞穩(wěn)態(tài)α 相的形成；隨著超聲處理時(shí)間的增加，星形α 相數(shù)量增加、針狀β 相數(shù)量減少。

4.3 熱處理

鐵金屬間化合物的形成與Fe 原子的擴(kuò)散過程密切相關(guān)，在足夠時(shí)間內(nèi)，因溶質(zhì)再分配促使局部Fe 元素富集，產(chǎn)生偏析和成分過冷，導(dǎo)致粗大富鐵金屬間化合物的形成。提高冷卻速度會(huì)降低這些化合物的形成。另一方面，使得富鐵金屬間化合物顆粒沒有足夠的時(shí)間形核和長大。此外，通過提高冷卻速度，降低了金屬間化合物形成的溫度，導(dǎo)致長大的時(shí)間縮短[108-109]。

提高冷卻速度可有效細(xì)化金屬間化合物，降低鐵金屬間化合物的危害。Cinkilic等[110]研究了Fe/Mn比對(duì)Al-Si-Mg（含質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.5%～1%Fe）再生鋁合金凝固過程中Fe 金屬間化合物的變質(zhì)作用與冷卻速率的關(guān)系。發(fā)現(xiàn)：在低和中等冷卻速率下，需Fe/Mn≈1，抑制β-Al5FeSi有害相的形成，并保持最低的富Fe 金屬間化合物。在高冷卻速率下，需要Fe/Mn>1.6 才能得到致密的亞穩(wěn)態(tài)α-Al8Fe2Si 和穩(wěn)定的α-Al15(Fe,Mn)3Si2相。Liu 等[111]研究了冷卻速度對(duì)AA5083中富Fe金屬間化合物形成的影響。結(jié)果表明：冷卻速度從兩個(gè)方面影響富Fe 金屬間化合物。一方面，快速冷卻使試樣中富Fe 金屬間化合物明顯細(xì)化；另一方面，快速冷卻使富Fe 金屬間化合物相由Al6(Fe,Mn)轉(zhuǎn)變?yōu)锳l15(Fe,Mn)3Si，呈現(xiàn)出細(xì)小的魚骨狀或漢字狀結(jié)構(gòu)。Farina等[112]研究了冷卻速度對(duì)Al-5Si-3Cu（含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.0%Fe）中α-Al15(Mn,Fe)3Si2和β-Fe5AlSi 相形成的影響。結(jié)果表明：在10～103K/s的冷卻速度范圍內(nèi)，可以減少和消除針狀β-Al5FeSi 相的形成，有利于漢字結(jié)構(gòu)α-Al15(Fe,Mn)3Si2相的形成。

通過改變熱處理工藝，也可以使富鐵相的形貌發(fā)生改變。Sohail 等[113]對(duì)Al-5.5Mg-2.5Si-0.6Mn-0.2Fe 進(jìn)行T6 處理，即在500℃固溶處理2h，然后水冷，接著在180℃時(shí)效10h，然后空冷至室溫。發(fā)現(xiàn)：鑄態(tài)合金的顯微組織由α-Al 相、α-Al+Mg2Si 共晶組織加少量Al8(Fe,Mn)2Si 組成，針狀β-AlFeSi 相的形態(tài)改變?yōu)榧?xì)小的球形顆粒。Wu等[114]研究了Mg 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)（0.3%～0.6%）和熱處理工藝對(duì)Al-7Si-xMg 合金中富Fe 金屬間化合物相變的影響。發(fā)現(xiàn)：熱處理過程中，Mg 質(zhì)量分?jǐn)?shù)決定了Mg-Si 相和π-Fe金屬間化合物的轉(zhuǎn)變。在Mg質(zhì)量分?jǐn)?shù)（0.3%～0.45%）較低的合金中，Mg 元素從π-Fe相向α-Al基體中擴(kuò)散，促使形成更多的Mg2Si強(qiáng)化相，有利于拉伸性能的提高。

鋁熔體在保溫過程中，富鐵相的形貌可隨保溫溫度的變化而發(fā)生改變。Liu 等[115]研究了AlSi20/8009 鋁合金在加熱和冷卻過程中的相演變。結(jié)果表明：在580～600℃保溫過程中，Al12(Fe,V)3Si和Si相演化為針狀的Al4.5FeSi 相和納米級(jí)的富V 相。當(dāng)保溫溫度升高到620～640℃時(shí)，Al4.5FeSi 和納米富V 相可逆地演化為Al12(Fe,V)3Si 和Si 相。合金在爐中冷卻至570℃或更低時(shí)，Si 相和Al12(Fe,V)3Si 相演化為條狀A(yù)l4.5FeSi 和富V 相。Song 等[116]研究了保溫溫度對(duì)Al-7.0Si-1.0Fe-1.2Mn-0.25Mg 合金中富鐵相的形貌演變規(guī)律。結(jié)果表明：隨著熔體保溫溫度的降低，熔體中初生富鐵相形貌由星形轉(zhuǎn)變?yōu)槎噙呅危鋽?shù)量逐漸減少并在615°C時(shí)基本消失，形成細(xì)小、致密且均勻分布的漢字狀富鐵相。表3為不同富鐵相控制技術(shù)應(yīng)用階段及優(yōu)缺點(diǎn)對(duì)比。

表3 不同富鐵相控制技術(shù)優(yōu)缺點(diǎn)對(duì)比

4.4 其他方法

除上述有效途徑可以控制富鐵相的形貌外，還有一些不常見的方法能夠改變富鐵相的形貌，如噴射成型、觸變成型、流變擠壓成型。Pereira等[117]研究了噴射成型工藝對(duì)AA6061 合金（含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.4%Fe）顯微組織的影響。發(fā)現(xiàn)：噴射成型工藝改變了AA6061的凝固路徑，形成了多面體形貌的初生α-Al15(Fe,Mn)3Si2相，阻止了片狀金屬間化合物β-AlFeSi的形成。Irizalp等[118]研究了觸變成型對(duì)A380 合金組織中α-Fe 和β-Fe 金屬間化合物形貌的影響。在觸變成形過程中發(fā)現(xiàn)：α-Al15Si2(Fe,Mn)3金屬間化合物顆粒呈多面體形貌，β-Al5FeSi 顆粒以細(xì)小片狀凝固。Lin 等[119]研究壓力和超聲波對(duì)流變擠壓成型Al-14Si-2Fe 合金富鐵相的影響。結(jié)果顯示：當(dāng)擠壓力為0MPa 時(shí)，無超聲擠壓成形的合金鑄態(tài)組織中的富鐵相主要由粗大β-Al5(Fe,Mn)Si相、δ-Al4(Fe,Mn)Si2相和骨骼狀α-Al15(Fe,Mn)3Si2相組成。在超聲流變擠壓成型下，富鐵相首先被超聲振動(dòng)細(xì)化，然后在壓力下凝固使其尺寸進(jìn)一步減小。

5 結(jié)語

隨著新基建、高端制造業(yè)的快速發(fā)展，高檔鋁合金產(chǎn)品的市場需求量激增。如何控制再生鋁合金中的含鐵雜質(zhì)，對(duì)提高再生鋁產(chǎn)品品質(zhì)、緩解高檔鋁合金供需矛盾具有重要意義。本文綜述了含鐵雜質(zhì)的去除、富鐵相的控制等技術(shù)研究進(jìn)展并展望如下。

（1）含鐵雜質(zhì)主要以α-Fe、β-Fe、δ-Fe 和π-Fe等富鐵金屬間化合物的形式存在于鋁基體中，導(dǎo)致再生鋁合金性能的惡化；α-Fe和β-Fe易作為裂紋源促進(jìn)鋁合金中裂紋萌生和擴(kuò)展，導(dǎo)致鋁合金力學(xué)性能惡化；富鐵金屬間化合物會(huì)破壞鈍化膜的連續(xù)性，降低鋁合金的抗腐蝕性能；β-Fe 金屬間化合物易形成網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，導(dǎo)致氣孔形核位置增加、阻礙補(bǔ)縮，嚴(yán)重影響鋁合金的熱裂敏感性，使鑄造性能變差。

（2）離心法可去除鋁合金中82%的鐵雜質(zhì)，具有分離速度快的優(yōu)點(diǎn)。但該工藝對(duì)設(shè)備要求較高，目前尚處于實(shí)驗(yàn)室研究階段；電磁法的除鐵率可達(dá)90%以上，具有無污染、穩(wěn)定性高、除鐵效果好等優(yōu)點(diǎn)，但存在能耗高、生產(chǎn)規(guī)模小等缺點(diǎn)，限制了該方法的工業(yè)應(yīng)用，目前尚處于中試階段；陶瓷過濾法具有操作簡單、成本低廉的優(yōu)點(diǎn)，但對(duì)于尺寸較小雜質(zhì)的過濾效果不佳，目前已得到工業(yè)化應(yīng)用；熔劑法的除鐵率為20%～30%，具有工藝簡單、價(jià)格低廉的優(yōu)點(diǎn)，目前已工業(yè)化應(yīng)用。

（3）變質(zhì)元素法多用于鑄造鋁合金，但高品質(zhì)變形鋁合金中的應(yīng)用較少，易引入Mn、Cr、Ni 等雜質(zhì)元素；超聲波處理工藝的設(shè)備昂貴、工藝流程復(fù)雜，尚處于技術(shù)研發(fā)階段。熱處理方法具有效率高、富鐵相細(xì)化能力強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)，但普適性不強(qiáng)的問題限制了該技術(shù)的廣泛應(yīng)用。變質(zhì)元素法（Mn、Mo、La、Ce、Y 等）、超聲處理法等工藝具有良好的工業(yè)化應(yīng)用前景，變質(zhì)元素法、過濾法、電磁分離法、超聲波法等的聯(lián)用技術(shù)將是未來的發(fā)展趨勢。

（4）未來應(yīng)著重對(duì)于富鐵相的形核和長大機(jī)理進(jìn)行深入的研究，從理論上闡明影響富鐵相形核和長大的重要因素，在晶體生長、凝固理論基礎(chǔ)上引入集成計(jì)算方法，探索鋁合金中鐵元素的的傳質(zhì)、擴(kuò)散、富集、偏析、遷移規(guī)律，對(duì)富鐵相控制有很強(qiáng)的指導(dǎo)意義。改進(jìn)除鐵設(shè)備的規(guī)模、效率、簡化工藝流程，增強(qiáng)工業(yè)應(yīng)用性：提高電磁強(qiáng)度和穿透能力、超聲波功率、廢雜鋁處理量是未來的研發(fā)重點(diǎn)；開發(fā)除鐵率高、綠色環(huán)保的新型除鐵熔劑，提高熔劑吸附Fe 雜質(zhì)的能力、與Fe 雜質(zhì)反應(yīng)的動(dòng)力學(xué)進(jìn)程、與鋁熔體反應(yīng)的均勻性和穩(wěn)定性。