原標(biāo)題：Fe含量對(duì)擠壓鑄造Al-3.5Mg-0.8Mn合金組織與性能的影響

摘要：采用拉伸和硬度測(cè)試、掃描電鏡和X 射線衍射儀等手段，研究了不同F(xiàn)e含量對(duì)擠壓鑄造Al-3.5Mg-0.8Mn合金顯微組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，F(xiàn)e能改善合金的力學(xué)性能，合金中只存在Al6(FeMn)相。合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨著Fe含量的增加而增大，伸長(zhǎng)率隨著Fe含量的增加而降低，原因是隨著Fe含量增加，硬脆的Al6(FeMn)相的增多。在擠壓壓力為75 MPa和Fe含量為0.5 %時(shí)，合金綜合力學(xué)性能最佳，其抗拉強(qiáng)度為252 MPa，屈服強(qiáng)度為128 MPa，伸長(zhǎng)率為28 %。

隨著節(jié)能減排和綠色鑄造趨勢(shì)的加強(qiáng)，交通領(lǐng)域安全結(jié)構(gòu)件的輕量化日益得到重視，尤其是新能源汽車領(lǐng)域，對(duì)高強(qiáng)、高韌、輕質(zhì)鋁合金安全結(jié)構(gòu)件的需求愈加強(qiáng)烈。Al-Mg系鋁合金具有密度小、比強(qiáng)度高、成形性好、耐腐蝕、可焊性好等特點(diǎn)，是交通領(lǐng)域安全結(jié)構(gòu)件上得到關(guān)注。然而，Al-Mg系鋁合金因其較差的熔鑄性能和較低的強(qiáng)度，限制了其作為交通領(lǐng)域安全結(jié)構(gòu)件的使用。

Al-Mg-(Mn)合金是非熱處理型鋁合金，因此減少了熱處理的成本和零件的變形。為了改善和提高鋁鎂合金的熔鑄性能和力學(xué)性能，目前主要有兩種途徑：一是改變成形工藝，比如采用壓力鑄造來(lái)生產(chǎn)鋁鎂合金精密零部件。但由于氣體卷入，導(dǎo)致性能較差。擠壓鑄造具有工藝簡(jiǎn)單、成本低、產(chǎn)品性能好、質(zhì)量可靠等特點(diǎn)，能實(shí)現(xiàn)近凈成形，生產(chǎn)高質(zhì)量鑄件取代鍛件。廣泛應(yīng)用于Al-Si、Al-Cu和Al-Zn合金的成形。目前為止，針對(duì)擠壓鑄造Al-Mg-(Mn)合金的研究報(bào)道還較少。另外，合金化也是提升Al-Mg合金性能的主要途徑之一，主要通過(guò)添加Sc、Zr、Cu等元素來(lái)實(shí)現(xiàn)，大幅提升了合金的成本。Ji等研究Fe含量對(duì)壓鑄Al-Mg-Mn合金組織和性能的影響，發(fā)現(xiàn)在保留較高伸長(zhǎng)率的基礎(chǔ)，F(xiàn)e含量可以顯著提升合金的強(qiáng)度。此外，F(xiàn)e作為鋁合金中常見的雜質(zhì)元素，一般無(wú)法避免，在廢鋁回收過(guò)程中還會(huì)不斷累積。前期研究結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在擠壓鑄造高鐵含量鋁銅合金中，擠壓鑄造可以改善雜質(zhì)Fe對(duì)鋁銅合金的危害，有利于廢鋁的回收再利用。

基于此，本課題采用擠壓鑄造技術(shù)開發(fā)了高鐵含量Al-Mg-Mn合金，主要研究Fe含量對(duì)擠壓鑄造非熱處理型Al-3.5Mg-0.8Mn合金顯微組織和力學(xué)性能的影響，為高性能、低成本、易再生的高鐵含量非熱處理型擠壓鑄造Al-Mg-Mn合金提供參考，以滿足交通領(lǐng)域高強(qiáng)、高韌、輕質(zhì)鋁合金安全結(jié)構(gòu)件的需求。

1、試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)所用原料（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為：純度為99.8％的鋁錠、純度為99.97%的純鎂、Al-10Mn、Al-14Mn、Al-5Ti-B中間合金。在井式電阻爐中進(jìn)行合金熔煉，熔體經(jīng)過(guò)精煉、除氣、扒渣后，于720 ℃左右進(jìn)行澆注，制備Al-3.5Mg-0.8Mn-XFe合金，其化學(xué)成分見表1。

表1:合金的主要的化學(xué)成分

擠壓鑄造試驗(yàn)在1000 kN四柱液壓機(jī)上進(jìn)行，模具材料為H13鋼，采用石墨機(jī)油潤(rùn)滑，模預(yù)熱溫度約230 ℃，擠壓壓力分別為0 MPa（即重力鑄造）和75 MPa，擠壓速度為10~20 mm/s，保壓時(shí)間為30 s, 獲得的試驗(yàn)件尺寸為φ68 mm×65 mm。吳樹森等對(duì)擠壓鑄造鋁合金的研究結(jié)果發(fā)現(xiàn)，當(dāng)擠壓壓力為75 MPa時(shí)合金的力學(xué)性能最佳，對(duì)摸具的損耗小。在鑄件同半徑的周邊截取φ5 mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，在SANS CMT5105 型微機(jī)控制萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸力學(xué)性能測(cè)試，拉伸速度為1 mm/min，每個(gè)測(cè)量結(jié)果為5個(gè)試樣的平均值。在HB-3000B型布氏硬度計(jì)上進(jìn)行宏觀硬度測(cè)試，鋼球直徑為D=5.0 mm, 載荷為2500 N，保壓時(shí)間為30 s，每個(gè)測(cè)量結(jié)果為5個(gè)試樣的平均值。

在拉伸試樣夾頭部位末端的相同位置截取金相試樣。在Lecia/DMI 5000M金相顯微鏡上進(jìn)行微觀組織觀察，并利用Image-Pro Plus 6.0圖像分析軟件進(jìn)行第二相含量定量分析。采用A_A＝V_V，即第二相的面積分?jǐn)?shù)（A_A）等于體積分?jǐn)?shù)（V_V），將軟件計(jì)算出的面積分?jǐn)?shù)轉(zhuǎn)化為體積分?jǐn)?shù)，在放大500倍下選取至少15個(gè)視場(chǎng)。使用X射線衍射和Quanta200掃描電鏡對(duì)樣品微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征和相鑒定。

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1合金的微觀組織

圖1為不同F(xiàn)e 含量和不同擠壓壓力下合金的顯微組織。表2為合金中富鐵相的能譜。從表2能譜分析可知合金組織中的富鐵相均為Al6(FeMn)相，與文獻(xiàn)結(jié)果一致。

可以看出，隨著鐵含量增加，重力鑄造合金晶界處的富鐵相的形貌、數(shù)量和尺寸發(fā)生了變化；當(dāng)鐵含量為0.1%時(shí)，合金中的Al6(FeMn)相為漢字狀，數(shù)量較少，見圖1a；當(dāng)合金中鐵含量為0.5%時(shí)，合金中大部分為漢字狀A(yù)l6(FeMn)相，僅有少量板條狀A(yù)l6(FeMn)相，見圖1c；當(dāng)鐵含量增加到0.8%時(shí)，合金中棒狀和漢字狀A(yù)l6(FeMn)相數(shù)量增多,見圖1e。擠壓壓力為75MPa時(shí)，可以看出，當(dāng)鐵含量為0.1%時(shí)，合金中存在尺寸非常細(xì)小漢字狀的Al6(FeMn)相，見圖1b；當(dāng)鐵含量為0.5%時(shí)，合金中主要為漢字狀的Al6(FeMn)相，并未發(fā)現(xiàn)板條狀A(yù)l6(FeMn)相，見圖1d；當(dāng)鐵含量增加到0.8%時(shí)，合金中存在少量板條狀A(yù)l6(FeMn)相，連續(xù)漢字狀的Al6(FeMn)相變?yōu)榉稚⒓?xì)小的骨骼狀，見圖1f。從圖1可知當(dāng)擠壓壓力為75  MPa時(shí)合金中的縮孔縮松基本消失。

圖1:在不同F(xiàn)e 含量和擠壓壓力下合金的背散射SEM微觀組織
(a)0.1%Fe, 0 MPa；(b) 0.1%Fe,75 MPa；(c) 0.5% Fe, 0 MPa； (d) 0.5% Fe，75 MPa；
 (e) 0.8% Fe, 0 MPa；(f) 0.8% Fe, 75 MPa；

表2:富鐵相的能譜分析結(jié)果 wb/%

不同壓力和不同F(xiàn)e 含量下的Al6(FeMn)相體積分?jǐn)?shù)和尺寸的變化見圖2。由圖2a，圖2b可知，漢字狀和板條狀A(yù)l6(FeMn)相的體積分?jǐn)?shù)隨著鐵含量的增加而增加，當(dāng)擠壓壓力為75 MPa時(shí)，合金中的漢字狀和板條狀A(yù)l6(FeMn)相的體積分?jǐn)?shù)減少。由圖2c可知，漢字狀A(yù)l6(FeMn)相的尺寸隨著Fe含量的增加而增大。當(dāng)擠壓壓力為0時(shí)，隨著Fe含量從0.1%增加到0.8%，漢字狀A(yù)l6(FeMn)相的尺寸由6.6 μm增大到12.8 μm。然而75 MPa的擠壓壓力明顯降低了漢字狀A(yù)l6(FeMn)相的尺寸，降低了約50%。由圖2d可知，板條狀A(yù)l6(FeMn)相的長(zhǎng)度和寬度隨著Fe含量的增加而急劇增大。當(dāng)擠壓壓力為0時(shí)，隨著Fe含量從0.1%增加到0.8%，棒狀A(yù)l6(FeMn)相的平均長(zhǎng)度增大到24.4μm，平均寬度增大到4.5μm。然而75 MPa的擠壓壓力顯著減小板條狀A(yù)l6(FeMn)相的長(zhǎng)度和寬度，隨著Fe含量從0.1%增加到0.8%，板條狀A(yù)l6(FeMn)相的平均長(zhǎng)度增大到15.4 μm，平均寬度增大到3 μm。

圖2:合金微觀組織中Al6(FeMn)相的定量分析：（a）漢字狀A(yù)l6(FeMn)相的體積分?jǐn)?shù)；（b）板條狀A(yù)l6(FeMn)相的體積分?jǐn)?shù)；（c）漢字Al6(FeMn)相的尺寸；（d）板條狀A(yù)l6(FeMn)相的尺寸

圖3:為當(dāng)擠壓壓力為0 MPa 時(shí)不同F(xiàn)e 含量合金XRD 譜圖。可以看出合金中相的組成為α(Al)+ Al6(FeMn)，隨著Fe含量增加，Al6(FeMn)相的衍射峰也逐漸增加。XRD結(jié)果進(jìn)一步證明，合金中存在的富鐵相為Al6(FeMn)，與能譜分析結(jié)果一致。

圖3:壓力為0時(shí)不同F(xiàn)e含量合金的XRD譜

2.2 合金的力學(xué)性能

不同F(xiàn)e含量和不同壓力作用下合金的力學(xué)性能見圖4。可以看出，擠壓壓力為0和75 MPa時(shí)，合金的強(qiáng)度隨著Fe增加而增加，伸長(zhǎng)率隨著Fe含量的增加而減小。在擠壓壓力為0時(shí)，當(dāng)Fe含量由0.1%增到0.8%，合金的抗拉強(qiáng)度由238 MPa增加到266 MPa，增幅為11.8%；合金的屈服強(qiáng)度由116 MPa增加到138 MPa，增幅為19.0%；合金的伸長(zhǎng)率由25%下降到10%，降幅為60%；擠壓壓力為75 MPa時(shí)，當(dāng)Fe含量由0 .1%增到0.8%；合金的抗拉強(qiáng)度由244 MPa增加到289 MPa，增幅為18.4%；合金的屈服強(qiáng)度由122 MPa增加到146 MPa，增幅為19.7%；合金的伸長(zhǎng)率由34%下降到12%，降幅為65%?？梢钥闯?，F(xiàn)e含量顯著提升了合金的強(qiáng)度，而降低了合金的伸長(zhǎng)率。與重力鑄造合金相比，擠壓鑄造改善了合金的力學(xué)性能，有利于發(fā)揮高鐵含量擠壓鑄造Al-Mg-Mn合金高強(qiáng)高韌的優(yōu)勢(shì)。由圖4d可知，合金的宏觀硬度隨著Fe含量增加而增大；當(dāng)擠壓壓力0時(shí)，宏觀硬度(HB)從62.8增加到71，增幅為13.1%；當(dāng)擠壓壓力75 MPa時(shí)，宏觀硬度(HB)從64增加到76.8，增幅為20%。擠壓壓力從0增大到75 MPa時(shí)，合金的宏觀硬度也隨之增大。

圖5對(duì)比了現(xiàn)有Al-Mg-Mn合金在不同工藝條件下的力學(xué)性能。本課題中鐵含量為0.5%的鑄態(tài)合金在75 MPa壓力下，鑄態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到252 MPa，屈服強(qiáng)度為128 MPa，伸長(zhǎng)率為28%。與有關(guān)研究相比，所制備的高鐵含量擠壓鑄造Al-Mg-Mn具有強(qiáng)度和韌性方面的優(yōu)勢(shì)，尤其是合金的韌性。與金屬型重力鑄造Al-5.0Mg-0.6Mn合金相比，抗拉強(qiáng)度相當(dāng)，而伸長(zhǎng)率提高了2倍以上。與擠壓鑄造Al-3.0Mg-0.5Mn合金相比，抗拉強(qiáng)度提高了20%，伸長(zhǎng)率提高了93%。由此可見，所制備的擠壓鑄造Al-3.5Mg-0.8Mn-0.5Fe合金具有非常優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，達(dá)到了高鐵含量擠壓鑄造Al-Mg-Mn合金高強(qiáng)、高韌的力學(xué)性能目的。

圖4:不同F(xiàn)e含量合金和不同壓力下合金的力學(xué)性能

圖5:對(duì)比現(xiàn)有Al-Mg-Mn合金在不同工藝條件下的力學(xué)性能

2.3 合金的斷口形貌

不同壓力和不同 Fe含量下鑄態(tài)合金的斷口形貌見圖6。由圖6可知，當(dāng)合金中的Fe含量增加到0.8%時(shí)，拉伸斷口中的韌窩數(shù)量和深度顯著減少。這說(shuō)明相同壓力條件下，F(xiàn)e含量降低了合金的韌性。與重力鑄造合金相比，當(dāng)合金在擠壓壓力為75 MPa時(shí)，拉伸斷口韌窩的數(shù)量和深度都增大，這說(shuō)明擠壓鑄造工藝顯著改善了合金的韌性。

圖6:不同壓力和Fe含量下的合金拉伸斷口形貌
(a) 0 MPa, 0.1%Fe； (b) 75 MPa, 0.1%Fe； (c) 0 MPa, 0.8%Fe； (d) 75 MPa, 0.8%Fe。

3、分析與討論

從以上結(jié)果可知，F(xiàn)e含量顯著提升了Al-Mg-Mn合金的強(qiáng)度，而降低了合金的伸長(zhǎng)率。與重力鑄造合金相比，擠壓鑄造改善了合金的力學(xué)性能，有利于發(fā)揮高鐵含量擠壓鑄造Al-Mg-Mn合金高強(qiáng)高韌的優(yōu)勢(shì)。這主要是歸因于Fe含量和擠壓壓力導(dǎo)致的顯微組織變化。

Fe含量顯著提升Al-Mg-Mn合金的強(qiáng)度，但是降低了合金的伸長(zhǎng)率，這主要是由于Al-Mg-Mn合金中Fe含量的增加導(dǎo)致合金中Al6(FeMn)富鐵相增多。從圖2中富鐵相的定量分析結(jié)果可知，隨著Fe 含量從0.1%增加到0.8%，漢字狀和棒狀富鐵相數(shù)量增加。與基體相比富鐵相硬而脆，因此富鐵相阻礙了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，產(chǎn)生第二相強(qiáng)化，從而提高合金的強(qiáng)度和硬度。合金在凝固過(guò)程中，富鐵相阻礙液相的補(bǔ)充形成縮孔縮松，脆性的富鐵相在拉伸的過(guò)程中造成應(yīng)力集中，容易形成裂紋源，所以合金的伸長(zhǎng)率降低。

與重力鑄造合金相比，擠壓鑄造改善了合金的力學(xué)性能，有利于發(fā)揮高鐵含量擠壓鑄造Al-Mg-Mn合金高強(qiáng)高韌的優(yōu)勢(shì)，這主要是由于壓力作用下導(dǎo)致顯微組織的變化。一方面，由于壓力凝固過(guò)程中的強(qiáng)制補(bǔ)縮作用，擠壓鑄造將顯著降低合金中的縮孔縮松鑄造缺陷，從而大幅提升合金的力學(xué)性能（見圖1）；另外一方面，根據(jù)克拉伯龍方程，擠壓壓力可以顯著提升合金的過(guò)冷度，從而使晶粒細(xì)化，同時(shí)在擠壓鑄造過(guò)程中，壓力的作用消除了鑄件與模具之間的氣隙，導(dǎo)致界面?zhèn)鳠嵯禂?shù)提高，使合金的冷卻速度加快。在擠壓壓力下，冷卻速度較高，F(xiàn)e原子不容易聚集，且形核數(shù)目增多，從而當(dāng)擠壓壓力由0增大到75 MPa時(shí)，棒狀和漢字狀的Al6(FeMn)相相尺寸都減少，連續(xù)漢字狀的Al6(FeMn)相變?yōu)榉稚⒓?xì)小的骨骼狀。前期研究工作發(fā)現(xiàn)擠壓壓力改善了Al6(FeMn)相的形態(tài)，降低Al6(FeMn)相的有害影響。因此高鐵含量擠壓鑄造Al-Mg-Mn合金高強(qiáng)、高韌力學(xué)性能獲得的主要原因是壓力凝固導(dǎo)致的組織細(xì)化、鑄造缺陷減少以及富鐵相形態(tài)的改變。

4、結(jié)論

（1）Fe含量和擠壓壓力沒有改變高鐵含量Al-Mg-Mn合金中富鐵相的類型。不同F(xiàn)e含量的Al-3.5Mg-0.8Mn合金中只存在Al6(FeMn)相。Fe含量和擠壓壓力顯著改變了富鐵相的形態(tài)，在重力鑄造條件下，當(dāng)Fe含量低于0.5%時(shí)，合金中主要為漢字狀的Al6(FeMn)相，存在少量板條狀A(yù)l6(FeMn)相；當(dāng)Fe含量增加到0.8%時(shí)，合金中主要為漢字狀和板條狀A(yù)l6(FeMn)相。擠壓壓力可以使合金中板條狀A(yù)l6(FeMn)相轉(zhuǎn)變?yōu)闈h字狀的Al6(FeMn)相，同時(shí)細(xì)化富鐵相的尺寸，并使其變得分布均勻。

（2）隨著Fe含量增加，Al-Mg-Mn合金的強(qiáng)度和硬度顯著提高，而伸長(zhǎng)率顯著下降，這主要是由于硬而脆的Al6(FeMn)相的增多，產(chǎn)生第二相強(qiáng)化，同時(shí)Al6(FeMn)富鐵相在凝固過(guò)程中導(dǎo)致鑄造缺陷，在拉伸過(guò)程中容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，形成裂紋源。擠壓鑄造可以顯著提升合金的力學(xué)性能，這主要是由于壓力作用下組織細(xì)化，鑄造缺陷減少，以及富鐵相形態(tài)改變導(dǎo)致的結(jié)果。當(dāng)擠壓壓力增大到75 MPa，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度顯著升高。

（3）在擠壓壓力為75 MPa和Fe含量為0.5%時(shí)，Al-Mg-Mn合金具有非常優(yōu)異的高強(qiáng)、高韌綜合力學(xué)性能，其抗拉強(qiáng)度為252 MPa，屈服強(qiáng)度為128 MPa，伸長(zhǎng)率為28%，超過(guò)絕大多數(shù)重力鑄造、壓鑄和擠壓鑄造Al-Mg-Mn合金，有潛力應(yīng)用于交通領(lǐng)域重要安全結(jié)構(gòu)件。

作者：

唐月 王勇 羅宗強(qiáng) 張衛(wèi)文
華南理工大學(xué)機(jī)械與汽車工程學(xué)院
林波
貴州大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院

本文來(lái)自：《特種鑄造及有色合金》雜志2021年第41卷第02期