再生鋁合金中含F(xiàn)e雜質的控制技術現(xiàn)狀

何學峰，劉波，張深根

（北京科技大學新材料技術研究院，北京 100083）

鋁是國民經濟和國防軍工最重要的基礎原材料之一，廣泛應用于航空航天、交通運輸、包裝等領域[1]。2019年我國鋁合金消費量4773萬噸，原生鋁產量3504萬噸，再生鋁產量725萬噸[2]。但我國鋁土礦資源匱乏，據(jù)中國海關統(tǒng)計：2019年我國進口鋁土礦10066.39 萬噸，2018 年8256.97 萬噸，同比增加21.91%，年度進口量首度破億噸水平。且電解鋁工業(yè)是電力密集型產業(yè)，對電力的消耗極大，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，具有良好的經濟、社會和環(huán)境效益，對我國鋁行業(yè)的發(fā)展和基礎建設大有裨益。

由于來源復雜、預處理難度高，廢雜鋁中不可避免會混入大量含鐵雜質。鐵雜質在鋁合金中通常以金屬間化合物的形式存在，嚴重影響高端鋁合金的品質。如何去除含鐵雜質是提高再生鋁產品品質的關鍵技術之一，已吸引了廣泛關注。目前已開發(fā)出多種除鐵技術，包括離心法、電磁法、過濾法、熔劑法、變質元素法、超聲波處理、熱處理法等。本文綜述了近年來除鐵技術的研究進展，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，中國鋁土礦產量6840 萬噸、消耗量1.68億噸，鋁土礦對外依存度高達60%。鋁土礦資源匱乏和大量廢舊鋁合金堆積等問題嚴重限制了鋁合金材料的生產和利用，對廢舊鋁合金的循環(huán)利用顯得尤為重要。研究表明全球鋁資源社會保有量達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，中國已進入鋁的報廢高峰期，再生鋁資源不斷增長，廢鋁回收潛力開始成熟，我國鋁社會保有量激增[6]。由圖1可以看出全球和中國的再生鋁產量呈逐年遞增趨勢，但我國的再生鋁占鋁產量僅為16%（2019年，圖2）與全球平均水平和發(fā)達國家有一定差距。此外，由于廢雜鋁中?；烊腓F雜質，中國再生鋁以降級利用為主。

圖1 2011—2019年全球和中國再生鋁產量情況

圖2 2019年全球主要生產地區(qū)再生鋁占鋁產量比例

再生鋁對緩解資源壓力和節(jié)能環(huán)保都有很大貢獻。與電解鋁相比，再生鋁比從礦石中生產所需能源少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，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，導致再生鋁含鐵量高；

（3）熔煉時，鋁熔體與鐵制工具接觸帶入鋁合金中。

Fe 在純Al 中的最大溶解質量分數(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為依附于異質顆粒表面形核[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]

不同類型的異質顆粒對富鐵金屬間化合物的形核能力有所差異。Khalifa等[18]認為某些夾雜物對特定富鐵金屬間化合物的形核能力強，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對初生相內的鐵金屬間化合物粒子的形核能力較差，CaO 和SiC 對鐵金屬間化合物顆粒的形核能力較強。Feng等[21]研究了不同變質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制通常包括孿晶生長機制、雙平面凹陷生長機制和三階段機制[22-24]。

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

Feng等[23]提出了一種雙平面凹陷生長機制，認為凹角的反復形成促進了晶體沿擇優(yōu)方向生長，形成了細長板。孿晶面角點的重復形成促進了晶體的擇優(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力學，提出了β-Al5FeSi 形成的三階段機制：第1 階段，金屬間化合物經過形核（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 階段附著和擴散抑制生長階段，當溶質從凝固的初生相和Al-Si共晶相中擴散時，板條逐漸增厚；第3階段，先形成氣孔，然后形成α-Al/Al2Cu共晶，最終促進富鐵金屬間化合物的逐步增厚。Puncreobutr等[25]對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行了研究，認為片狀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 含鐵雜質的危害

含鐵雜質通常會對鋁合金的力學性能、抗腐蝕性能、鑄造性能等造成顯著影響。

2.1 含鐵雜質對力學性能的影響

含鐵雜質對力學性能的影響主要表現(xiàn)為：促進裂紋萌生和擴展、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，通常被認為會降低力學性能，在受力狀態(tài)下，富鐵金屬間化合物周圍會產生應力集中，導致裂紋萌生（圖5），并加速裂紋擴展，降低了再生鋁合金中承載載荷的有效面積，導致其抗拉強度、屈服強度、伸長率均逐漸降低，而且其對伸長率的影響程度遠高于抗拉強度和屈服強度[27]。

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

富鐵金屬間化合物被認為是裂紋的萌生源。Bjurenstedt 等[28]研究了鑄鋁中α-Fe 和β-Fe 的形態(tài)對裂紋演變的影響。結果表明：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團簇是最強的裂紋萌生位置。佘歡[29]揭示了Fe、Si雜質對7055 鋁合金強韌性的影響機制。Fe、Si 雜質形成粗大富Fe 相與富Si 相，通過粒子激發(fā)形核再結晶弱化擠壓變形纖維織構，降低合金的強度；粗大富Fe 相與富Si 相的斷裂以及粒子激發(fā)形核再結晶促進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促進裂紋的擴展，進而惡化鋁合金的力學性能。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容易引起應力集中，從而導致富鐵相與α-Al 基體界面斷裂失效。同時針狀β-Fe 作為裂紋源，使得裂紋發(fā)生二次擴展。與針狀β-Fe 相比，漢字狀的富鐵相對性能危害性更小，這是由于裂紋將在漢字狀的α-Fe 的枝晶臂間產生偏轉，從而有效阻止裂紋的擴展。Liu 等[31]研究了富鐵金屬間化合物對Al-4Mg-2Fe 合金裂紋演變的影響。結果表明，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，導致其作為裂紋萌生源并加速了裂紋的擴展。

在高應變幅值下，由于循環(huán)應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Al-Zn-Mg-Cu 合金疲勞性能的影響。當總應變幅較小時，尺寸較小的富鐵相阻礙疲勞裂紋擴展，對合金疲勞性能有利；但當總應變幅較大時，較大尺寸富鐵相易于破碎成為疲勞裂紋源，導致疲勞裂紋易于沿著破碎的富鐵相擴展。Závodská等[34]研究了不同質量分數(shù)鐵（0.150%和0.559%）對再生AlZn10Si8Mg鑄造合金彎曲疲勞性能的影響。結果表明：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鋁合金磨損行為有較大影響。Taghiabadi等[35]研究了Fe質量分數(shù)對F332合金磨損行為，結果發(fā)現(xiàn)：在40N的外加載荷下，隨著Fe 質量分數(shù)從0.15%增加到0.7%，F(xiàn)332 合金的耐磨性提高了約10%。進一步添加Fe 質量分數(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Al-22Si-2Fe 顯微組織均勻性和耐磨性的影響。實驗結果表明：針狀富鐵相嚴重割裂鋁基體，導致表面磨損，質量損失，降低鋁合金的耐磨性。當在鋁合金中加入Mn元素時，因針狀富鐵相轉變?yōu)閴K狀結構，合金的耐磨性得到改善。

2.2 含鐵雜質對抗腐蝕性能的影響

富鐵相的存在會導致鋁合金耐蝕性顯著下降，主要原因為：①富鐵相與基體之間存在電位差；②富鐵相出現(xiàn)在鋁合金表面，會造成鈍化膜結構、成分和厚度分布不均勻，造成鈍化膜局部破裂和點蝕萌生[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鍵因素，通常認為形成針狀的富鐵相和富鐵相數(shù)量的增多會導致腐蝕的加劇。

2.2.1 晶間腐蝕

富鐵相粒子會導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合金進行比較，以進一步了解α-Al(Fe,Mn,Cu)Si 顆粒如何影響晶間腐蝕（IGC）行為。兩種合金都進行了1～120h 的加速IGC 試驗，α-Al(Fe,Mn,Cu)Si 顆粒的存在產生明顯更均勻的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]研究了時效時間對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效時間的延長而增強，晶界處富鐵相顆粒的存在導致點蝕和晶間腐蝕。

2.2.2 點腐蝕

與漢字狀富鐵相相比，針狀與短棒狀的富鐵相會增加點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簇間的這種電位差促進了點蝕的發(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，形成電化學腐蝕，鋁合金基體優(yōu)先溶解脫落，成為點蝕坑，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：隨著浸泡時間的增加，鋁合金表面的點蝕形貌由光滑的“半球形坑”轉變?yōu)椤敖Y晶坑”和“花瓣樣坑”，如圖7 所示。腐蝕坑形態(tài)的演變被認為與團簇狀富鐵金屬間化合物顆粒有關。

圖6 鋁合金點蝕形貌及面掃描結果[42]

圖7 海水中AA5005-H34鋁合金的腐蝕坑形態(tài)演變[43]

2.3 含鐵雜質對鑄造性能的影響

凝固過程中，針片狀富鐵相會阻塞枝晶間鋁熔體的流動，導致鑄錠中出現(xiàn)縮孔、疏松等缺陷。鐵質量分數(shù)較高時，β-Fe 相優(yōu)先析出，形成粗大的β-Fe相，阻礙補縮和形成鑄件氣孔[44-46]。此外，有學者認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，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（含不同質量分數(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Al2Cu 與微觀孔洞的影響，結果表明：當鐵質量分數(shù)大于0.35%時，隨著鐵的增加，由于β-Fe 形成片狀網絡結構以及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合金在添加細化劑（Ti-B）和變質劑（Sr）后的顯微組織特征。當添加變質劑時，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嚴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。結果表明：當Fe/Si質量比為1時，合金具有最佳抗熱裂性能。提高Fe/Si質量比，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縮通道而破壞了熱裂愈合，惡化了抗熱裂性能；降低Fe/Si 質量比，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 鐵雜質去除技術

目前，鐵雜質的去除技術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。該方法可以產生不同離心速度，具有分離速度快的優(yōu)點。但也存在操作不便、連續(xù)加工差等問題，尚無實際生產應用[51]。

超重力場在很大程度上加劇了重力偏析，導致富鐵雜質元素富集。孫士瞳等[52]對過共晶Al-Fe 合金熔體進行超重力分離實驗。結果表明：經超重力處理后，先析出Al3Fe 相沉積在試樣底部，且處理時間越長析出Al3Fe相富集程度越大，實現(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超重力作用下兩側的質量分數(shù)分別達到4.05%和2.80%。在超重力場方向的底部，F(xiàn)e和Si形成富鐵相并以團簇狀的形式聚集。Kim等[54]設計了一種立式離心分離機，在旋轉過程中富鐵金屬間化合物留在坩堝內，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。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。實驗結果表明：從熔體中去除5%的富鐵金屬間化合物顆粒，30°的離心機需要去除30 次，而45°的離心機需要去除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)生相對運動。與熔體相比，富鐵相的電導率很低，電磁力對它的作用很小，因此對初生富鐵相施加斥力，使其向電磁力相反的方向運動，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。結果表明：鋁硅合金經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，同時富鐵相也從針狀轉變?yōu)橐?guī)則化的形態(tài)。趙世民等[59]研究了金屬Mn和電磁場聯(lián)合去除鋁硅合金中富鐵相的效果。結果表明：鋁硅合金中加Mn后，Mn與富鐵相結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。Bao 等[60]研究了不同Mn 添加量、下落速度和電流強度對Si 和Fe 去除效率的影響。實驗結果表明：適當提高電流強度，利用較低的下落速率（5～25μm/s）和增加Mn 的質量分數(shù)，可以改善富鐵相結構，有利于富鐵相在電磁場中的遷移。當Mn/Fe比達到1.2時，除鐵效率達到90%。

Xu 等[56]通過自行設計的電磁過濾裝置，對電磁過濾富鐵相進行了研究。實驗表明：電磁過濾可以從鋁硅合金熔體中去除初生富鐵相，并且當熔體處于連續(xù)水平流動時，初生富鐵相被分離室捕獲，電磁過濾使鑄錠中Fe 質量分數(shù)由1.20%下降到0.41%。Lee等[61]研究了電流、保溫溫度、攪拌時間以及錳鐵比對再生6061鋁合金中除鐵效率的影響。結果表明：隨著保溫溫度的降低和電磁攪拌時間的增加，富鐵金屬間化合物的數(shù)量有所下降。電磁攪拌處理4min時，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個方面發(fā)揮作用：機械篩分（攔截）、濾餅機制、深層過濾（化學吸附）、整流機制[62]。

鋁熔體與陶瓷泡沫之間的潤濕行為影響雜質的過濾效果。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。對于大于70μm 的夾雜物，過濾效率與實測黏附力相關。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。實驗結果表明：液態(tài)鋁對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陶瓷泡沫過濾器對非金屬夾雜物和雜質元素的過濾情況。結果表明：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元素配合使用，以實現(xiàn)對富鐵相的過濾。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受熱分解產生Ti2+，與雜質Fe結合產生FeTi(Fe2Ti)化合物，具有高熔點、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，從而達到除鐵目的。de Moraes等[67]通過改變化學成分、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時可以有效去除鐵，除鐵率可達82%。

3.4 熔劑去除法

硼元素與鋁熔體中Fe 反應生成高密度的Fe2B沉于爐底，因此硼化物對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)的計算相圖，揭示了其除鐵反應的熱力學途徑為式(1)、式(2)。

他們建立了Na2B4O7除鐵的擴散動力學模型，發(fā)現(xiàn)Fe 質量分數(shù)隨時間呈負指數(shù)形式降低，該模型能夠合理解釋鐵質量分數(shù)隨處理時間的變化情況，與實驗數(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中間合金和保溫時間對再生A356 鋁合金的雜質鐵的影響，發(fā)現(xiàn)：鐵質量分數(shù)隨B2O3添加量的增加和靜置時間的延長而減少；當B2O3添加量為鋁熔體的0.6%、靜置保溫時間90min 時，鐵質量分數(shù)可從1.32%降低到0.97%（除鐵率達26.5%）；隨著Al-3B 合金添加量的增加，雜質鐵質量分數(shù)降低、晶粒也得到了細化。當Al-3B 添加質量分數(shù)為3%時，鐵質量分數(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，研究了熔劑組分、添加量、反應溫度和靜置時間等參數(shù)對除鐵效率的影響規(guī)律。研究表明：NaCl-KCl-Na2B4O7-AlF3四元熔劑的熔點為596℃，當熔劑最佳加入質量分數(shù)為鋁液的7%，最佳反應溫度為785℃，對鐵質量分數(shù)為1%的Al-Fe 合金進行除鐵，熔劑效率達到26.75%。

此外，龐士鵬[72]在復合添加Mn、K2TiF6后，發(fā)現(xiàn)：在加入K2TiF6后，再加入Mn 元素，可以促進富鐵相形貌的改變，使針狀的富鐵相形貌轉變?yōu)閴K狀富鐵相。加入的K2TiF6并不與富鐵相發(fā)生反應，而是促進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]研究了電渣精煉對含P的KCl-NaCl-Na3AlF6熔劑除鐵的影響及熔體與熔渣的反應機理。采用含P 的KCl-NaCl-Na3AlF6熔劑進行電渣精煉，可使工業(yè)純鋁中鐵質量分數(shù)由0.48%降至0.30%。表1 為不同除鐵技術的除鐵率、應用階段和優(yōu)缺點對比。

表1 不同除鐵技術的優(yōu)缺點對比

4 富鐵相的形態(tài)控制

4.1 添加變質元素

目前減輕或降低鐵有害影響主要有兩類措施：一是設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對富鐵相的影響機制主要有[79]：①促進富鐵相形核。熔體表面上富集的稀土Y 與Al2O3發(fā)生化學反應生成Y2O3·Al2O3復合氧化膜，增加了初生富鐵相形核位點，有利于初生富鐵相形核，細化富鐵相。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，當濃度一定時，基底固有臺階生長受到阻止，從而抑制了富鐵相的生長。③當稀土Y元素吸附在初生富鐵相界面上時，初生富鐵相長大不僅需要克服稀土層對其機械阻礙力，而且由于Fe、Si、Al等元素在固相中的擴散系數(shù)遠小于在液相中的擴散系數(shù)，初生富鐵相的生長速率亦會降低。

張樹玲等[75]將不同質量分數(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小的魚骨狀。這主要是稀土Y 會使β-Fe 相由原來一部分的Al5FeSi轉變?yōu)镕e15Si2Y2相，對于富鐵相具有明顯的細化作用。當添加質量分數(shù)為0.5%Y 時，合金組織中的β-Fe 相的形貌達到最細化，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相轉變?yōu)棣?AlFeSi相，形成AlSiY、AlFeSi 和AlFeSiYMg 等多種復雜化合物，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Al-Mg 合金中富鐵相的作用機理。Ce 和La 由于溶質分配系數(shù)低于1，能夠在富Fe相生成時在其兩側析出，聚集在富Fe 相一次枝晶兩側，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元素的擴散，致使富鐵相一次枝晶變得細小。此外由于電負性的差異，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。同時會抑制富Fe 相形成與長大，導致合金中富Fe 相尺寸、數(shù)量減小。

張鎮(zhèn)凱等[77]研究了富Ce 稀土變質與超聲場的協(xié)同作用對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構，對Al5FeSi 相的生長有抑制的作用，Al5FeSi 相從多邊形大塊狀轉變?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，并加入氧化鈰進行變質。在電磁攪拌下，氧化鈰變質過共晶鋁硅合金使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，這將促進針狀或棒狀形態(tài)結構的形成。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的定向生長而導致Al13Fe4相的變質。

唐鵬等[82]研究了稀有元素Er 對Al-Si-Fe-Co合金組織和性能的影響，研究表明：Er 元素可有效細化Al-Si-Fe-Co 合金的富鐵第二相，但是，Er質量分數(shù)超過0.7%會導致析出針狀Al3Er 相，對塊狀富鐵相的變質效果弱化。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量分數(shù)0.03%的Nd，并發(fā)現(xiàn)了相對獨立的較小富釹顆粒和β-AlFeSi 相。隨著Nd 添加量的增加（質量分數(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富鐵相的作用效果。

表2 不同稀土元素對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)先形成對合金性能危害較小的漢字狀α-Al(Fe,Mn)Si 相，起到變質富鐵相的目的，進而導致針片狀的β-AlFeSi 相無法形成[90-92]。

程炳超[84]研究了Mn、B聯(lián)合除鐵對A356合金的影響規(guī)律，結果表明：在Mn/Fe=1.2時富鐵相形貌較好，此時β-Fe幾乎全部轉化為α-Al(FeMn)Si相，同時轉化之后的富鐵相還未來得及進一步長大。Kuchariková 等[93]發(fā)現(xiàn)在再生A226 鑄造鋁合金中由于Mn的存在，較高質量分數(shù)的Fe并沒有導致較多富Fe相的形成。觀察到的富Fe相為針狀Al5FeSi和骨架狀Al15(FeMn)3Si2。Xu 等[94]研究了Mn/Fe 質量比對6061 板材組織和力學性能的影響。發(fā)現(xiàn)：隨著Mn/Fe質量比的增大，6061板材邊緣富鐵相逐漸由針狀β-Al5FeSi相轉變?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Al6(Fe,Mn)相，最后聚集成不規(guī)則的網狀和花瓣狀α-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。在熔體中加入質量分數(shù)0～2%的Mn 和Cr 進行等溫沉淀，最佳除鐵工藝為：熔體中添加質量分數(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Mn/Fe質量比為0.5和1.0時，基體中的鐵質量分數(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，對富鐵相有良好的變質作用。Faisal 等[87]向再生鋁合金（Fe質量分數(shù)>2%）中加入了1.0%Ni作為鐵的中和劑。結果表明：加入1.0%Ni 可以抑制星形α 相（Al8Fe2Si）的包晶轉變，導致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。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質量分數(shù)的增加，針狀β富鐵相逐漸轉變成小塊狀的α-Al15(Fe,Co)3Si2相，在Co/Fe 物質的量比為1.5 時，針狀富Fe 相基本消失，富Fe相平均長度達到最小值（15.4μm），細化效果最好。Lin等[88]研究了V 對A356鋁合金（含質量分數(shù)1.5%Fe）中鐵金屬間化合物形成的影響，結果表明：由于V 取代了富鐵金屬間化合物中的Fe，導致漢字狀或塊狀α-Fe 的形成、針狀β-Fe（Al5FeSi）的細化以及孔隙率的降低。Santos等[89]研究了添加Sr 對Al-7Si-0.3Mg 合金中富鐵相成的影響。結果表明：在Al-Si 合金共晶反應開始前急冷，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相轉變，Sr加入量為0.3%時，β-Fe相幾乎消失。同時，Sr對針狀β-Fe相有溶解碎裂的作用。

圖13 不含Ni及含質量分數(shù)1.0%Ni的鑄態(tài)再生合金的光學顯微照片[87]

除添加中和元素外，晶粒細化劑也可以細化富鐵相。唐鵬[97]為了模擬富鐵再生鋁體系，以ADC12為基礎制備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，有效細化Al-Si-Cu-Fe合金中的富鐵相。質量分數(shù)達到0.6%時富Fe 相細化效果達到最佳。向Al-12Si-Cu-Mg 中添加Al-5Ti-1B 晶粒細化劑[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。聲泡和聲流可以誘導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）誘導的細化機制[100]

Kotadia 等[101]研究了超聲對再生鋁合金Al-2Si-2Mg-1.2Fe-xMn（x為質量分數(shù)0.5%和1.0%）凝固組織的影響。發(fā)現(xiàn)：超聲作用可促進形核和生長穩(wěn)定，從而產生細小的多邊形α-Al15(Fe,Mn)3Si2顆粒，如圖15所示。Zhong等[102]在液相線溫度附近對合金施加約2min 的直接超聲振動，制備Al-20Si-2Fe-2Cu-0.4Mg-1.0Ni-0.5Mn 鋁合金半固態(tài)漿料。結果表明：直接超聲振動處理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Al-12Si-2Fe 合金中的針狀富鐵相進行變質。結果表明：在720℃時用超聲波進行處理，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金屬間化合物未經超聲作用和超聲作用下形成的形態(tài)及相應的局部放大圖[101]

夏峰等[104]對Al-Si 合金熔體進行超聲處理，發(fā)現(xiàn)：超聲處理可以細化Al-Si 合金中的富鐵相，細化后的富鐵相呈塊狀或花瓣狀形態(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變，針片狀的富鐵相細化。Lin 等[106]研究了超聲處理對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相得到了明顯細化，平均晶粒尺寸26～37μm。Zhang 等[107]研究了超聲處理對Fe 金屬間化合物形貌和成分的影響。研究結果表明：超聲處理能夠促進亞穩(wěn)態(tài)α 相的形成；隨著超聲處理時間的增加，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 原子的擴散過程密切相關，在足夠時間內，因溶質再分配促使局部Fe 元素富集，產生偏析和成分過冷，導致粗大富鐵金屬間化合物的形成。提高冷卻速度會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，導致長大的時間縮短[108-109]。

提高冷卻速度可有效細化金屬間化合物，降低鐵金屬間化合物的危害。Cinkilic等[110]研究了Fe/Mn比對Al-Si-Mg（含質量分數(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作用與冷卻速率的關系。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AA5083中富Fe金屬間化合物形成的影響。結果表明：冷卻速度從兩個方面影響富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化；另一方面，快速冷卻使富Fe 金屬間化合物相由Al6(Fe,Mn)轉變?yōu)锳l15(Fe,Mn)3Si，呈現(xiàn)出細小的魚骨狀或漢字狀結構。Farina等[112]研究了冷卻速度對Al-5Si-3Cu（含質量分數(shù)1.0%Fe）中α-Al15(Mn,Fe)3Si2和β-Fe5AlSi 相形成的影響。結果表明：在10～103K/s的冷卻速度范圍內，可以減少和消除針狀β-Al5FeSi 相的形成，有利于漢字結構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Al-5.5Mg-2.5Si-0.6Mn-0.2Fe 進行T6 處理，即在500℃固溶處理2h，然后水冷，接著在180℃時效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)榧毿〉那蛐晤w粒。Wu等[114]研究了Mg 的質量分數(shù)（0.3%～0.6%）和熱處理工藝對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 質量分數(shù)決定了Mg-Si 相和π-Fe金屬間化合物的轉變。在Mg質量分數(shù)（0.3%～0.45%）較低的合金中，Mg 元素從π-Fe相向α-Al基體中擴散，促使形成更多的Mg2Si強化相，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 相和納米級的富V 相。當保溫溫度升高到620～640℃時，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，Si 相和Al12(Fe,V)3Si 相演化為條狀Al4.5FeSi 和富V 相。Song 等[116]研究了保溫溫度對Al-7.0Si-1.0Fe-1.2Mn-0.25Mg 合金中富鐵相的形貌演變規(guī)律。結果表明：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變?yōu)槎噙呅?，其?shù)量逐漸減少并在615°C時基本消失，形成細小、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應用階段及優(yōu)缺點對比。

表3 不同富鐵相控制技術優(yōu)缺點對比

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AA6061 合金（含質量分數(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 顆粒以細小片狀凝固。Lin 等[119]研究壓力和超聲波對流變擠壓成型Al-14Si-2Fe 合金富鐵相的影響。結果顯示：當擠壓力為0MPa 時，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細化，然后在壓力下凝固使其尺寸進一步減小。

5 結語

隨著新基建、高端制造業(yè)的快速發(fā)展，高檔鋁合金產品的市場需求量激增。如何控制再生鋁合金中的含鐵雜質，對提高再生鋁產品品質、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的去除、富鐵相的控制等技術研究進展并展望如下。

（1）含鐵雜質主要以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，導致再生鋁合金性能的惡化；α-Fe和β-Fe易作為裂紋源促進鋁合金中裂紋萌生和擴展，導致鋁合金力學性能惡化；富鐵金屬間化合物會破壞鈍化膜的連續(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狀結構，導致氣孔形核位置增加、阻礙補縮，嚴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，具有分離速度快的優(yōu)點。但該工藝對設備要求較高，目前尚處于實驗室研究階段；電磁法的除鐵率可達90%以上，具有無污染、穩(wěn)定性高、除鐵效果好等優(yōu)點，但存在能耗高、生產規(guī)模小等缺點，限制了該方法的工業(yè)應用，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，但對于尺寸較小雜質的過濾效果不佳，目前已得到工業(yè)化應用；熔劑法的除鐵率為20%～30%，具有工藝簡單、價格低廉的優(yōu)點，目前已工業(yè)化應用。

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

（4）未來應著重對于富鐵相的形核和長大機理進行深入的研究，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、凝固理論基礎上引入集成計算方法，探索鋁合金中鐵元素的的傳質、擴散、富集、偏析、遷移規(guī)律，對富鐵相控制有很強的指導意義。改進除鐵設備的規(guī)模、效率、簡化工藝流程，增強工業(yè)應用性：提高電磁強度和穿透能力、超聲波功率、廢雜鋁處理量是未來的研發(fā)重點；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 雜質的能力、與Fe 雜質反應的動力學進程、與鋁熔體反應的均勻性和穩(wěn)定性。