一种同时改善压铸铝合金导热和力学性能的复合处理方法与流程

本发明涉及一种铸造铝合金改性的复合处理方法，特别是涉及一种同时改善压铸铝合金导热和力学性能的复合处理方法。

背景技术：

随着新能源汽车、电子产品和信息通信等行业的迅速发展，汽车零部件、电子产品、通信器件(如基站散热器)对小型化、轻量化和集成化要求也越来越高。特别是随着5g通信时代即将到来，通信设备的运行功率和发热量越来越高，单位体积设备的散热越来越多。因此，适用于通信行业的高导热材料开发及应用，已经成为提高通信设备散热能力，从而降低电子元器件温度和提高信号传输稳定性的关键。

al-si系铸造铝合金，具备优良的铸造性能和力学性能等特点，同时兼具低成本、低密度和可成型复杂零件等优点，已被广泛应用于生产通信设备的散热器件等。目前，通信领域中常用的压铸铝合金，主要是adc12和a380铝合金，其优点是压铸性能优异，力学性能较好。但是，这两种合金的成分复杂，除si外，还有含量较高的cu、fe、mg、mn、cr等显著降低铝合金导热性的元素。因此，该两种合金的导热性能较差，不能满足面向5g通信时代的小型化、集成化器件的散热要求。

金属制品可以通过固溶强化、形变强化、细晶强化等手段提高其力学性能(如抗拉强度)，但这些方式会导致合金中电子的自由运动受到阻碍(即平均电子自由程变小，参与传热的电子数目减少)，从而使材料的导热性能降低，对于铸造铝合金也不例外。专利(cn103526082a)提供了一种高导热铸造铝合金的制备方法，该方法采用氧化钴为变质剂，添加ti、zr元素，达到提高铸造铝合金热导率的目的。但是，该方法制备的铝合金力学性能较低，抗拉强度仅为139mpa，延伸率仅为3.9％。另外，专利(cn105177368a)提供了一种高导热的压铸稀土铝合金制备方法，该方法通过添加la、y和ce等稀土元素提高了压铸铝合金的热导率。但是，该方法制备的铝合金的si(0.5～2.0％wt)、fe(0.2～0.6％wt)元素含量较低，不能满足实际压铸生产的流动性和脱模性要求。虽然目前提出了很多提高al-si系铸造铝合金热导率的方法，但是却未能很好地解决压铸铝合金导热性能与力学、铸造性能相互制约的问题。因此，亟待开发一种同时改善导热和力学性能的方法，获得一种兼具高导热、优良力学性能的压铸铝合金材料及其处理技术，以解决通信产品(如基站散热器)的散热问题。

技术实现要素：

为了克服现有技术的上述缺点与不足，本发明提出一种针对al-si系铸造铝合金的多元复合处理方法，以达到同时改善压铸铝合金的导热和力学性能的目的。

本发明的目的通过以下技术方案实现：

一种同时改善压铸铝合金导热和力学性能的复合处理方法，其特征在于包括以下步骤：

1)熔化铝合金：将铝合金熔化，或将纯铝与al-si和al-fe中间合金原料一起熔化，获得铝合金熔体；

2)熔体杂质沉降与熔体净化：在步骤1)熔化的铝合金熔体中加入al-b中间合金进行b化处理，控制处理温度为700～730℃，搅拌至合金成分均匀，静置保温；控制b元素重量百分比为合金总重量的0.03～0.15％；

3)合金组织变质处理：对步骤(2)处理的熔体扒去表面浮渣，然后向熔体中加入al-sr和al-re中间合金进行复合变质处理，控制处理温度为680～720℃，搅拌至合金成分均匀，静置保温；控制sr元素重量百分比为合金总重量的0.03～0.2％，re元素重量百分比为合金总重量的0.1～0.3％；所述的re为ce和la中的一种或两种；

4)熔体精炼除渣：对步骤3)所得熔体进行精炼除渣处理，扒渣后出炉浇铸成型，得到复合处理的铝合金熔体。

为进一步实现本发明目的，优选地，所述的铝合金为adc12、a380和a356型铝合金。

优选地，步骤1)所述的熔化的温度为720～750℃。

优选地，步骤2)所述的搅拌的时间为2～20min。

优选地，步骤2)所述的静置保温的时间为10～60min。

优选地，步骤3)所述的搅拌的时间为2～30min。

优选地，步骤3)所述的静置保温的时间为5～60min。

优选地，所述的精炼除渣是利用喷吹法加入精炼剂和除渣剂进行，控制处理温度为680～700℃，处理的时间为2～10min。

优选地，所述的精炼剂和除渣剂分别为市售yt-j-1型精炼剂和yt-d-4型除渣剂，按照1:1质量比配料混合均匀后添加，精炼剂和除渣剂的添加量为合金熔体重量的0.8-1.5％。

优选地，步骤4)所述的浇铸成型的铸造方法为重力铸造或者压力铸造。

与现有技术相比，本发明具有以下优点和有益效果：

(1)本发明涉及到的复合处理方法效果显著，可同时改善压铸铝合金的导热和力学性能。

(2)本发明涉及到的复合处理方法操作简便易行，加入量易于控制，无污染物排出。

(3)经本发明复合处理后，可适当提高合金的耐腐蚀性能。

(4)本发明使用的复合处理中间合金成本低廉，综合效果好，适合实际生产使用。

(5)本发明所处理的合金体系均为si含量较高的铸造铝合金，不影响其铸造性能。

附图说明

图1为本发明对比例1中adc12合金的光学显微组织。

图2为本发明对比例4中al-7si-0.8fe合金的光学显微组织。

图3为本发明对比例5中al-7si-0.8fe-0.5ni合金的光学显微组织。

图4为本发明实施例1中adc12合金经复合处理后的光学显微组织。

图5为本发明实施例4中al-7si-0.8fe合金经复合处理后的光学显微组织。

图6为本发明实施例8中al-7si-0.8fe-0.5ni合金经复合处理后的光学显微组织。

具体实施方式

为更好地理解本发明，下面结合实施例和附图对本发明作进一步的说明，但本发明的实施方式不限于此。

对比例1：adc12合金

本对比例所用的材料是应用最为广泛的商用adc12铸造铝合金。其成分按重量百分比为：si：9.6～12％，fe<1.3％，cu：1.5～3.5％，mg<0.3％，mn<0.5％，zn<1.0％，ni<0.5％，sn<0.3％，余量为al。

将称量好的adc12合金进行熔化，熔化温度为720℃。待全部熔化后，人工搅拌2min，使其成分均匀，静置保温10min。将市售yt-j-1精炼剂和yt-d-4除渣剂按1:1的质量比例混合均匀后，用喷吹法加入到合金熔体，进行精炼除渣。精炼剂和除渣剂的添加量为合金熔体重量的0.8％。静置5min，冷却至680℃扒渣，然后利用金属模普通重力铸造成型。将熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中，制备薄壁铸件，待冷却后从铸锭取样进行检测。

为了表征上述合金的组织和性能特性，利用光学显微镜(型号：leciadfc)观察合金铸态显微组织。利用布氏硬度计(型号：xhb-3000z)测量合金的硬度值。利用电子万能材料试验机(型号：ag-x-100kn)获得拉伸曲线。利用闪光导热仪(型号：netzschlfa，尺寸：φ12.7mm)测量热导率。另外，按照jb/t7901标准进行腐蚀全浸实验，其中，试样尺寸为20×20×4mm，腐蚀条件为3.5％nacl溶液。

图1为adc12合金铸态组织光学显微组织。如图1所示，adc12组织主要由初生α-al相、共晶组织(共晶α-al相、共晶si相)和富fe相组成。其中，初生α-al相呈现出发达树枝晶状，共晶si相呈粗大的针状、板条状分布，而富fe相呈针状分布，并与共晶si相相互搭接。经测量，该合金的热导率为105.8w/m·k，布氏硬度为99.3hb，抗拉强度为244.4mpa，延伸率为3.8％，腐蚀速率为0.1639mg/cm²·day。该合金的导热性能差，但其力学性能相对较好。

对比例2：a356合金

本对比例所用的材料是商用a356铸造铝合金，成分按重量百分比为：si：6.5～7.5％，fe<0.12％，cu<0.1％，mg：0.3-0.45％，mn<0.05％，zn<0.05％，ti<0.2％，余量为al。a356合金的熔炼工艺和铸造成型工艺与对比例1相近。所不同的是熔化温度为750℃，冷却至700℃后扒渣后利用金属模普通重力铸造成型。将熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中，制备薄壁铸件，待冷却后从铸锭取样进行检测。

a356合金铸态组织主要由初生α-al相、亚共晶si相和富fe相组成。该合金的热导率为133.6w/m·k，布氏硬度为79.1hb，抗拉强度为220.3mpa，延伸率为6.2％，腐蚀速率为0.1642mg/cm²·day。

对比例3：a380合金

本对比例所用的材料是商用a380铸造铝合金，成分按重量百分比为：si：7.5～9.5％，fe<2.0％，cu：3.0～4.0％，mg<0.1％，mn<0.5％，zn<3.0％，ni<0.5％，sn<0.35％，余量为al。a380合金的熔炼工艺过程与对比例1相同，但采用压铸工艺制备薄壁铸件，待冷却后从铸锭取样进行检测。

a380合金铸态组织与对比例1中的adc12合金大致相同，初生α-al相也呈现出发达的树枝晶状，共晶si相(针状、板条状)及富fe相较为粗大。经测量，该合金的热导率为108.5w/m·k，布氏硬度为97.8hb，抗拉强度为237.8mpa，延伸率为4.3％，腐蚀速率为0.1412mg/cm²·day。

对比例4：al-7si-0.8fe合金

本对比例所处理制备的合金是al-7si-0.8fe合金，采用工业纯铝、al-20si和al-20fe中间合金进行配制。合金成分按重量百分比为：si：7％，fe：0.8％，余量为al。

将已称量好的工业纯铝、al-20si、al-20fe中间合金进行熔化，熔化温度为750℃。待全部熔化后，人工搅拌1min，使其成分均匀，静置保温10min。用精炼剂和除渣剂进行精炼除渣，静置2min，冷却至680℃后扒渣，然后利用金属模重力铸造成型。将熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中，制备薄壁铸件，待冷却后从铸锭取样进行检测。

图2为al-7si-0.8fe合金铸态组织光学显微组织。合金组织包括粗大的初生α-al相、板条状共晶si相和针片状富fe相。经测量，该合金的热导率为140.6w/m·k，布氏硬度为57.2hb，抗拉强度为169.9mpa，延伸率为9.0％，腐蚀速率为0.1983mg/cm²·day。

对比例5：al-7si-0.8fe-0.5ni合金

本对比例所制备的合金是al-7si-0.8fe-0.5ni合金，采用工业纯铝、al-20ni、al-20si和al-20fe中间合金进行配制，成分按重量百分比为：si：7％，fe：0.8％，ni：0.5％，余量为al。

将称量好的工业纯铝、al-20ni、al-20si、al-20fe中间合金进行熔化，熔化温度为720℃。待全部熔化后，人工搅拌2min，使其成分均匀，静置保温10min。用精炼剂和除渣剂进行精炼除渣，静置5min，冷却至680℃后扒渣。采用压铸工艺制备薄壁铸件，待冷却后从铸锭取样进行检测。

图3为al-7si-0.8fe-0.5ni合金铸态组织光学显微组织。与al-7si-0.8fe合金类似，合金组织也是由粗大的初生α-al相，板条状的si相和片状的fe相组成。经测量，该合金的热导率为138.8w/m·k，布氏硬度为62.8hb，抗拉强度为174.7mpa，延伸率为10.8％，腐蚀速率为0.1243mg/cm²·day。

实施例1：adc12合金复合处理

本实施例所处理的合金是商用adc12铸造铝合金，添加al-b、al-sr和al-re中间合金进行复合处理，其中re为含ce和la的混合稀土(ce/la质量比为6/4)。成分按重量百分比为：si：9.6～12％，fe<1.3％，cu：1.5～3.5％，mg<0.3％，mn<0.5％，zn<1.0％，ni<0.5％，sn<0.3％，b：0.1％，sr：0.03％，re：0.3％，余量为al。

复合处理具体步骤及其工艺参数如下：

(1)熔化铝合金。称量adc12合金，然后熔化获得铝合金熔体，熔化温度为720℃。

(2)熔体杂质沉降与熔体净化。向adc12熔体中加入al-b中间合金进行b化处理，b元素的加入量控制为熔体重量的0.1％。处理温度为730℃，搅拌2min至合金成分均匀，静置保温60min。

(3)合金组织变质。向经b化处理的adc12铝合金熔体中加入al-sr和al-re中间合金进行复合变质处理，sr和re的加入量分别控制为熔体质量的0.03％和0.3％。处理温度为700℃，搅拌30min至合金成分均匀，静置保温30min。

(4)熔体精炼除渣。对经b化后再经sr和re复合处理后的熔体进行精炼除渣处理。将yt-j-1精炼剂和yt-d-4除渣剂按1:1的比例混合均匀后，用喷吹法加入到合金熔体，进行精炼除渣。精炼剂和除渣剂的添加量为合金熔体重量的1.5％。处理温度为680℃，静置5min，扒渣后出炉浇铸，得到复合处理的铝合金熔体。

对复合处理的熔体浇铸到已预热到200℃的金属型模具中，模具冷却后取出铸件，并取样检测。

为更好地理解本发明的创新性，对其基本原理阐述如下：

商用铝合金材料中，mn、v、ti、cr、ni等过渡族元素固溶于α-al固溶体中，吸收合金中的自由电子以填充过渡族元素内部不完整的电子层，导致可传导的自由电子数目减少，合金导热性能降低。本发明发现先往铝合金中加入b元素，与过渡族元素形成高熔点难熔化合物并沉淀析出，可以降低对自由电子的影响，提高合金的导热性能。然后再在b化合金中添加了sr和re元素。sr的作用是变质共晶si相和fe相，al-si系合金经sr变质后，显著提高了合金导热性能和力学性能。re元素的加入，能够与si和fe元素形成多元化合物，从而降低si和fe元素在α-al固溶体中的固溶量，提高合金的导热性能。b和re元素的加入，可以净化熔体，减少气孔和氧化物夹杂等，从而同时改善压铸铝合金的导热和力学性能。本发明先在合金熔体中添加b元素进行处理，静置保温一段时间后，扒去表面浮渣，再添加sr和re元素进行复合变质处理，可以充分发挥各元素的变质作用，从而得到兼具高导热和优良力学性能的压铸铝合金材料。

图4为adc12合金b/sr/re复合处理后的铸态组织光学显微组织。复合处理后，合金组织中初生α-al相得到了一定程度的细化，具体表现为由粗大发达的树枝状晶转变为细小等轴树枝状晶粒。共晶si相也发生了明显的变质及细化，弥散分布在初生α-al相的晶界处。经测量，合金的热导率为119.1w/m·k，布氏硬度为100.4hb，抗拉强度为271.1mpa，延伸率为5.7％，腐蚀速率为0.1307mg/cm²·day。与对比例1未复合处理的adc12合金相比，热导率提高了13.3％，抗拉强度提高了10.9％，延伸率提高了50％，腐蚀速率减小了20.3％。即本发明的复合处理方法对合金相组织的变质效果显著，可同时改善压铸铝合金的导热和力学性能，同时提升其耐腐蚀性。压铸铝合金优异的导热性能可以提高通信设备单位体积的散热能力，从而提高通信信号传输的稳定性。而合金良好的力学和腐蚀性能则可以满足设备安装时的硬度和强度要求，并提高设备在户外环境长期使用的可靠性。

实施例2：a356合金复合处理

本实施例所处理的合金是商用a356合金，添加al-b、al-sr和al-re中间合金进行复合处理，其中re为稀土la。成分按重量百分比为：si：6.5～7.5％，fe<0.12％，cu<0.1％，mg：0.3-0.45％，mn<0.05％，zn<0.05％，ti<0.2％，b：0.05％，sr：0.1％，re：0.15％，余量为al。本实施例的具体熔炼工艺过程与实施例1相近。所不同的是加入量和工艺参数有差异。

具体步骤及其工艺参数如下：

(1)熔化铝合金。称量a356合金，然后熔化获得铝合金熔体，熔化温度为750℃。

(2)熔体杂质沉降与熔体净化。向a356熔体中加入al-b中间合金进行b化处理，b元素的加入量控制为熔体重量的0.05％。处理温度为730℃，搅拌2min至合金成分均匀，静置保温60min。

(3)合金组织变质。

向经b化处理的a356铝合金熔体中加入al-sr和al-la中间合金进行复合变质处理，sr和la的加入量分别控制为熔体质量的0.1％和0.15％。处理温度为720℃，搅拌2min至合金成分均匀，静置保温60min。

(4)熔体精炼除渣。对经b化后再经sr和la复合处理后的熔体进行精炼除渣处理。加入精炼剂和除渣剂，进行精炼除渣。精炼剂和除渣剂的添加量为合金熔体重量的1％。处理温度为700℃，静置10min，扒渣后出炉浇铸，得到复合处理的铝合金熔体。

对复合处理的熔体浇铸到已预热到200℃的金属型模具中，模具冷却后取出铸件，并取样检测。

本实施例的铸态组织光学显微组织与图4实施例1的铸态组织光学显微组织类似。复合处理后，合金组织中初生α-al相明显细化、亚共晶si相发生了明显的变质及细化，并弥散分布在α-al相的晶界处。经测量，合金的热导率为155w/m·k，布氏硬度为70.1hb，抗拉强度为221.2mpa，延伸率为15.8％，腐蚀速率为0.1469mg/cm²·day。与对比例2未复合处理的a356合金相比，热导率提高了16％，延伸率提高了155％，腐蚀速率减小了10.5％。可见经复合处理后，合金的导热和力学性能均得到了明显提高，还可以改善耐腐蚀性。

实施例3：a380合金复合处理

本实施例所处理的合金是商用a380合金，添加al-b、al-sr和al-re中间合金进行复合处理，其中re为含ce和la的混合稀土(ce/la质量比为6/4)。成分按重量百分比为：si：7.5～9.5％，fe<2.0％，cu：3.0～4.0％，mg<0.1％，mn<0.5％，zn<3.0％，ni<0.5％，sn<0.35％，b：0.05％，sr：0.2％，re：0.1％，余量为al。

本实施例的具体熔炼工艺过程与实施例1相近。所不同的是加入量和工艺参数有差异。

具体步骤及其工艺参数如下：

(1)熔化铝合金。称量a380合金，然后熔化获得铝合金熔体，熔化温度为720℃。

(2)熔体杂质沉降与熔体净化。向a356熔体中加入al-b中间合金进行b化处理，b元素的加入量控制为熔体重量的0.05％。处理温度为700℃，搅拌10min至合金成分均匀，静置保温30min。

(3)合金组织变质。

向经b化处理的a356铝合金熔体中加入al-sr和al-re中间合金进行复合变质处理，sr和re的加入量分别控制为熔体质量的0.2％和0.1％。处理温度为680℃，搅拌2min至合金成分均匀，静置保温60min。

(4)熔体精炼除渣。对经b化后再经sr和re复合处理后的熔体进行精炼除渣处理。加入精炼剂和除渣剂，进行精炼除渣。精炼剂和除渣剂的添加量为合金熔体重量的1.2％。处理温度为680℃，静置5min，扒渣后出炉浇铸，得到复合处理的铝合金熔体。

对复合处理的熔体采用压铸工艺制备薄壁铸件，待冷却后从铸锭取样进行检测。

本实例的铸态组织光学显微组织与图4实施例1的铸态组织光学显微组织类似。复合处理后，合金组织中al相、si相均得到了细化圆整。合金的热导率为121w/m·k，布氏硬度为95.8hb，抗拉强度为242.1mpa，延伸率为4.5％，腐蚀速率为0.1215mg/cm²·day。与对比例3未复合处理的a380合金相比，热导率提高了11.5％，抗拉强度提高了1.8％，腐蚀速率减小了14％，合金的导热和腐蚀性能得到了改善。可见经复合处理后，合金的导热和力学性能均得到了明显提高，还可以改善耐腐蚀性。

实施例4：al-7si-0.8fe合金复合处理

本实施例所处理的合金是al-7si-0.8fe合金，采用工业纯铝、al-20si和al-20fe中间合金进行配制，添加al-b、al-sr和al-re中间合金进行复合处理，其中re为稀土ce。成分按重量百分比为：si：7％，fe：0.8％，b：0.05％，sr：0.1％，ce：0.15％，余量为al。

本实施例的具体熔炼工艺过程与实施例1相近。所不同的是需要根据成分配比要求称量原材料，同时复合处理组元的加入量和工艺参数有差异。

具体步骤及其工艺参数如下：

(1)熔化铝合金。按al-7si-0.8fe合金配比和熔化总量要求，称量工业纯铝、al-20si、al-20fe中间合金进行熔化，熔化温度为740℃。

(2)熔体杂质沉降与熔体净化。向al-7si-0.8fe合金熔体中加入al-b中间合金进行b化处理，b元素的加入量控制为熔体重量的0.05％。处理温度为720℃，搅拌20min至合金成分均匀，静置保温10min。

(3)合金组织变质。

向经b化处理的合金熔体中加入al-sr和al-ce中间合金进行复合变质处理，sr和re的加入量分别控制为熔体质量的0.1％和0.15％。处理温度为700℃，搅拌20min至合金成分均匀，静置保温30min。

(4)熔体精炼除渣。对经b化后再经sr和ce复合处理后的熔体进行精炼除渣处理。加入精炼剂和除渣剂，进行精炼除渣。精炼剂和除渣剂的添加量为合金熔体重量的0.8％。处理温度为690℃，静置10min，扒渣后出炉浇铸，得到复合处理的铝合金熔体。

对复合处理的熔体浇铸到已预热到200℃的金属型模具中，模具冷却后取出铸件，并取样检测。

图5为al-7si-0.8fe合金经复合处理后铸态光学显微组织。复合处理后，合金组织中初生α-al相由粗大树枝状晶转变为细小等轴晶，而共晶si相发生明显的变质与细化，并弥散分布在α-al相的晶界处，片状的fe相也明显减少。合金的热导率为160.4w/m·k，布氏硬度为64.5hb，抗拉强度为194mpa，延伸率为10.7％，腐蚀速率为0.1587mg/cm²·day。与对比例4未复合处理的al-7si-0.8fe合金相比，热导率提高了14.1％，布氏硬度提高了12.5％，抗拉强度提高了14.2％，延伸率提高了18.9％，腐蚀速率减小了20％。

本发明的复合处理方法效果显著，合金相组织得到明显改善，铸造铝合金的导热和力学性能也得到了明显地提高，还可以改善耐腐蚀性。

实施例5：al-7si-0.8fe-0.5ni合金复合处理

本实施例所处理的合金是al-7si-0.8fe-0.5ni合金，采用工业纯铝、al-20ni、al-20si和al-20fe中间合金进行配置，添加al-b、al-sr和al-re中间合金进行复合处理，其中re为含ce和la的混合稀土(ce/la质量比为6/4)。成分按重量百分比为：si：7％，fe：0.8％，ni：0.5％，b：0.03％，sr：0.05％，re：0.15％，余量为al。

本实施例的具体熔炼工艺过程与实施例4相近。所不同的是需要根据成分配比要求称量原材料，同时复合处理组元的加入量和工艺参数有差异。

具体步骤及其工艺参数如下：

(1)熔化铝合金。按al-7si-0.8fe-0.5ni合金配比和熔化总量要求，称量工业纯铝、al-20ni、al-20si和al-20fe中间合金进行熔化，熔化温度为740℃。

(2)熔体杂质沉降与熔体净化。向al-7si-0.8fe-0.5ni合金熔体中加入al-b中间合金进行b化处理，b元素的加入量控制为熔体重量的0.03％。处理温度为720℃，搅拌15min至合金成分均匀，静置保温30min。

(3)合金组织变质。

向经b化处理的合金熔体中加入al-sr和al-re中间合金进行复合变质处理，sr和re的加入量分别控制为熔体质量的0.05％和0.15％。处理温度为700℃，搅拌20min至合金成分均匀，静置保温30min。

(4)熔体精炼除渣。对经b化后再经sr和re复合处理后的熔体进行精炼除渣处理。加入精炼剂和除渣剂，进行精炼除渣。精炼剂和除渣剂的添加量为合金熔体重量的1.0％。处理温度为680℃，静置5min，扒渣后出炉浇铸，得到复合处理的铝合金熔体。

采用压铸工艺制备薄壁铸件，待冷却后从铸锭取样进行检测。

本实施例复合处理后，合金相组织和性能得到明显的改善，合金的热导率为158.3w/m·k，布氏硬度为63.8hb，抗拉强度为187.4mpa，延伸率为12.5％，腐蚀速率为0.1145mg/cm²·day。与对比例4未复合处理的al-7si-0.8fe-0.5ni合金相比，热导率提高了14％，延伸率提高了15.7％，腐蚀速率下降了7.7％。

本发明的复合处理方法可以改善其耐蚀性，还可以实现铸造铝合金的导热和力学性能同时提高。

实施例6：adc12合金0.15％b/0.2％sr/0.3％re复合处理

本实施例所处理的合金是商用adc12合金，添加al-b、al-sr和al-re中间合金进行复合处理，其中re为含ce和la的混合稀土(ce/la质量比为6/4)。成分按重量百分比为：si：9.6～12％，fe<1.3％，cu：1.5～3.5％，mg<0.3％，mn<0.5％，zn<1.0％，ni<0.5％，sn<0.3％，b：0.15％，sr：0.2％，re：0.3％，余量为al。

本实施例的具体熔炼工艺过程与实施例1相近，所不同的是复合组元的加入量和具体工艺参数不同。

(1)熔化铝合金。称量adc12合金，然后熔化获得铝合金熔体，熔化温度为750℃。

(2)熔体杂质沉降与熔体净化。向adc12熔体中加入al-b中间合金进行b化处理，b元素的加入量控制为熔体重量的0.15％。处理温度为730℃，搅拌10min至合金成分均匀，静置保温30min。

(3)合金组织变质。

向经b化处理的adc12铝合金熔体中加入al-sr和al-re中间合金进行复合变质处理，sr和re的加入量分别控制为熔体质量的0.2％和0.3％。处理温度为700℃，搅拌30min至合金成分均匀，静置保温30min。

(4)熔体精炼除渣。对经b化后再经sr和re复合处理后的熔体进行精炼除渣处理。加入精炼剂和除渣剂，进行精炼除渣。精炼剂和除渣剂的添加量为合金熔体重量的1.2％。处理温度为680℃，静置2min，扒渣后出炉浇铸，得到复合处理的铝合金熔体。

采用压铸工艺制备薄壁铸件，待冷却后从铸锭取样进行检测。

本实施例的铸态组织光学显微组织与图4实施例1的铸态组织光学显微组织类似，复合处理后合金中的al、si、fe相得到细化圆整。合金的热导率为121.2w/m·k，布氏硬度为94.1hb，抗拉强度为259.7mpa，延伸率为5.8％，腐蚀速率为0.1359mg/cm²·day。与对比例1未复合处理的adc12合金相比，热导率提高了14.6％，抗拉强度提高了6.3％，延伸率提高了52.6％，腐蚀速率减小了17.1％，合金的导热和力学性能均得到了明显提高。

实施例7：al-7si-0.8fe合金复合处理

本实施例所处理的合金是al-7si-0.8fe合金，采用工业纯铝、al-20si和al-20fe中间合金进行配置，添加al-b、al-sr和al-re中间合金进行复合处理，其中re为稀土ce。成分按重量百分比为：si：7％，fe：0.8％，b：0.1％，sr：0.05％，ce：0.1％，余量为al。

本实施例的具体熔炼工艺过程与实施例4相近。所不同的是需要根据成分配比要求称量原材料，同时复合处理组元的加入量和工艺参数有差异。

具体步骤及其工艺参数如下：

(1)熔化铝合金。按al-7si-0.8fe合金配比和熔化总量要求，称量工业纯铝、al-20si、al-20fe中间合金进行熔化，熔化温度为750℃。

(2)熔体杂质沉降与熔体净化。向al-7si-0.8fe合金熔体中加入al-b中间合金进行b化处理，b元素的加入量控制为熔体重量的0.1％。处理温度为720℃，搅拌20min至合金成分均匀，静置保温10min。

(3)合金组织变质。

向经b化处理的合金熔体中加入al-sr和al-ce中间合金进行复合变质处理，sr和re的加入量分别控制为熔体质量的0.05％和0.1％。处理温度为700℃，搅拌20min至合金成分均匀，静置保温40min。

(4)熔体精炼除渣。对经b化后再经sr和ce复合处理后的熔体进行精炼除渣处理。加入精炼剂和除渣剂，进行精炼除渣。精炼剂和除渣剂的添加量为合金熔体重量的1.0％。处理温度为680℃，静置10min，扒渣后出炉浇铸，得到复合处理的铝合金熔体。

对复合处理的熔体浇铸到已预热到200℃的金属型模具中，模具冷却后取出铸件，并取样检测。

本实施例的铸态组织光学显微组织与图5实施例4的铸态组织光学显微组织类似，复合处理后合金中粗大的的al、si相得到明显改善，合金性能也得到明显提高。合金的热导率为161w/m·k，布氏硬度为62.8hb，抗拉强度为184.5mpa，延伸率为13.2％，腐蚀速率为0.1564mg/cm²·day。与对比例4未复合处理的al-7si-0.8fe合金相比，热导率提高了14.5％，抗拉强度提高了7.4％，延伸率提高了46.7％，腐蚀速率减小了21.1％，明显改善了合金的导热和力学性能。

可见复合处理后可同时提高合金的导热和力学性能，还可以改善耐腐蚀性。

实施例8：al-7si-0.8fe-0.5ni合金复合处理

本实施例所处理的合金是al-7si-0.8fe-0.5ni合金，采用工业纯铝、al-20ni、al-20si和al-20fe中间合金进行配置，添加al-b、al-sr和al-re中间合金进行复合处理，其中re为含ce和la的混合稀土(ce/la质量比为6/4)。成分按重量百分比为：si：7％，fe：0.8％，ni：0.5％，b：0.05％，sr：0.15％，re：0.2％，余量为al。

本实施例的具体熔炼工艺过程与实施例5相近。所不同的是需要根据成分配比要求称量原材料，同时复合处理组元的加入量和工艺参数有差异。

具体步骤及其工艺参数如下：

(1)熔化铝合金。按al-7si-0.8fe-0.5ni合金配比和熔化总量要求，称量工业纯铝、al-20ni、al-20si和al-20fe中间合金进行熔化，熔化温度为740℃。

(2)熔体杂质沉降与熔体净化。向al-7si-0.8fe-0.5ni合金熔体中加入al-b中间合金进行b化处理，b元素的加入量控制为熔体重量的0.05％。处理温度为700℃，搅拌20min至合金成分均匀，静置保温10min。

(3)合金组织变质。

向经b化处理的合金熔体中加入al-sr和al-re中间合金进行复合变质处理，sr和re的加入量分别控制为熔体质量的0.15％和0.15％。处理温度为680℃，搅拌30min至合金成分均匀，静置保温30min。

(4)熔体精炼除渣。对经b化后再经sr和re复合处理后的熔体进行精炼除渣处理。加入精炼剂和除渣剂，进行精炼除渣。精炼剂和除渣剂的添加量为合金熔体重量的1.2％。处理温度为680℃，静置10min，扒渣后出炉浇铸，得到复合处理的铝合金熔体。

采用压铸工艺制备薄壁铸件，待冷却后从铸锭取样进行检测。

本实施例复合处理后，合金相组织和性能得到明显的改善，合金的热导率为158.3w/m·k，布氏硬度为63.8hb，抗拉强度为187.4mpa，延伸率为12.5％，腐蚀速率为0.1127mg/cm²·day。与对比例4未复合处理的al-7si-0.8fe-0.5ni合金相比，热导率提高了14％，延伸率提高了15.7％，腐蚀率下降了9.3％。

图6为al-7si-0.8fe-0.5ni合金经复合处理后的铸态组织光学显微组织。复合处理后，组织中初生α-al相、共晶si相变得细小圆整，片状的fe相也变成短棒状。合金的热导率为159w/m·k，布氏硬度为64.1hb，抗拉强度为193.4mpa，延伸率为11.7％，腐蚀速率为0.1127mg/cm²·day。与对比例4未复合处理的al-7si-0.8fe-0.5ni合金相比，热导率提高了14.6％，抗拉强度提高了4.7％，延伸率提高了8.3％，腐蚀速率减小了9.3％。

可见经复合处理不仅可以改善合金的耐腐蚀性能，还可以同时提高铸造铝合金的导热性和力学性能。

为更方便对比本发明的有益效果，将对比例和实施例中合金的导热率、力学能、腐蚀速率汇总与表1。

表1对比例和实施例中各合金的性能

本发明的实施方式并不受所述实施例的限制，其他的任何未背离本发明的精神实质与原理下所作的改变、修饰、替代、组合、简化，均应为等效的置换方式，都包含在本发明的保护范围之内。