林 波，張衛(wèi)文，程 佩，汪先送，李元元

(華南理工大學(xué) 機(jī)械與汽車(chē)工程學(xué)院，廣州 510640)

鋁合金的強(qiáng)韌化一直是鋁合金研究中的一個(gè)重要課題，嚴(yán)格控制雜質(zhì)元素含量是實(shí)現(xiàn)鋁合金強(qiáng)韌化的一個(gè)重要途徑。在高強(qiáng)韌鑄造鋁銅合金中，F(xiàn)e是重要的雜質(zhì)元素。Fe在鋁合金中的固溶度很低，在655 ℃液態(tài)純鋁中的固溶度大約為1.8%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，在450 ℃固態(tài)純鋁中的固溶度僅為0.005 2%，而當(dāng)加入5%的Cu時(shí)，其固溶度將降低約80%[1-2]。因此，F(xiàn)e在Al-Cu合金中常以富Fe的金屬間化合物形式存在，特別是針片狀的β-Al7Cu2Fe相，既硬又脆，嚴(yán)重惡化 Al-Cu合金的力學(xué)性能。因此，在開(kāi)發(fā)高強(qiáng)韌Al-Cu合金的過(guò)程中，往往需要嚴(yán)格控制雜質(zhì)元素Fe的含量。如在206鋁合金系列中，為了確保合金的性能，合金中的最高Fe含量一般控制在0.15%(206.0合金)，或者低于0.10%(206.2合金)，如果該材料用于航空工業(yè)中的重要鑄件，其 Fe含量更是要低于0.07%(A206.2合金)[3]。我國(guó)研發(fā)的高強(qiáng)韌鑄造鋁合金 ZL205A，其 Fe含量也要求不高于 0.15%(GB/T1173—1995)。

實(shí)際上，F(xiàn)e在鋁合金中很難避免，鋁合金中的Fe主要來(lái)自于以下幾個(gè)方面：1) 原材料和中間合金；2) 熔煉和鑄造過(guò)程中使用的鐵坩堝、鐵制熔煉工具和金屬鑄型將Fe帶入Al液中；3) 回收的鋁合金。因此，為了防止制備的鋁合金中Fe含量增加，必須嚴(yán)格控制原材料來(lái)源和熔煉鑄造工藝，這些都導(dǎo)致材料成本大幅度升高和工藝控制難度增大，限制了低鐵含量高強(qiáng)韌鋁合金的應(yīng)用，特別是隨著世界范圍內(nèi)對(duì)節(jié)能環(huán)保要求的不斷提高，需要大量使用回收鋁合金。因此，通過(guò)優(yōu)化工藝、降低原材料中Fe含量，從而降低材料的成本和擴(kuò)大選材范圍，實(shí)現(xiàn)材料的高效利用，具有重要意義。

國(guó)內(nèi)外在如何控制和去除鋁合金熔體中 Fe的有害影響方面開(kāi)展了較多研究。目前，一般存在兩種方法：一種是通過(guò)改變鋁合金中富Fe相的形貌，使針片狀的Fe相轉(zhuǎn)變?yōu)槲：^小的塊狀、漢字狀Fe相，或是使針片狀的Fe相細(xì)化，主要方法有中和變質(zhì)[4-5]、熔體過(guò)熱[6-8]和改變冷卻速度[2,9-10]等；另一種是直接去除鋁合金中的Fe元素。主要方法有重力沉降、離心分離、過(guò)濾、電磁分離、硼化物除鐵等。CAO等[11-13]采用自由對(duì)流重力沉降工藝和熔體過(guò)熱研究了Al-11.5Si-0.4Mg和Al-4.5Cu-0.3Fe合金中Fe相的形核及其凝固過(guò)程。人們采用電磁分離技術(shù)[14]、加入硼化物除鐵[15]等工藝研究了Al-Si合金中Fe雜質(zhì)的分離與凈化。DONG等[16]和MAENG等[17]分別研究了擠壓鑄造過(guò)程Al-7Si-0.3Mg和B390合金中Fe相對(duì)其組織和力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明，擠壓鑄造可以細(xì)化合金中的Fe相，提高合金的力學(xué)性能?？梢?jiàn)，目前針對(duì)鑄造鋁合金中富Fe相的凝固行為研究主要集中在Al-Si系列合金，針對(duì)高強(qiáng)韌Al-Cu合金中富Fe相的研究較少。

擠壓鑄造是一種較為先進(jìn)的高效近凈成形技術(shù)，它將鑄造和鍛造工藝的特點(diǎn)融為一體，使液態(tài)金屬在高壓作用下凝固成形，可獲得晶粒細(xì)小、組織致密度高、材料性能好的毛坯或零件[18-19]。將擠壓鑄造成形工藝與高性能材料研究有機(jī)結(jié)合，是開(kāi)發(fā)高效回收鋁合金材料的有效途徑之一。本文作者以一種成分簡(jiǎn)單、具有較高Fe含量的Al-5.0Cu-0.6Mn合金為研究對(duì)象，研究擠壓壓力對(duì)該合金的顯微組織和力學(xué)性能的影響，為獲得高性能、易再生的高強(qiáng)韌鑄造鋁合金奠定基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所用原材料為A00鋁錠、Al-50Cu、Al-10Mn和Al-5Fe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、除氣和除渣后，于710 ℃左右進(jìn)行澆注。合金的化學(xué)成分如表1所列。

表1 合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of alloy (mass fraction, %)

在1 MN四柱液壓力機(jī)上進(jìn)行擠壓鑄造實(shí)驗(yàn)，模具預(yù)熱溫度為250 ℃，擠壓壓力分別為0、25、50和75 MPa，擠壓速度為 0.01～0.018 m/s，保壓時(shí)間為 30 s。獲得的鑄錠尺寸為d68 mm×65 mm。采用瑞士Kistler公司生產(chǎn)的溫度測(cè)量系統(tǒng)測(cè)量不同壓力下模具、模壁和熔體內(nèi)部金屬熔體在凝固過(guò)程中的冷卻曲線，測(cè)溫點(diǎn)示意圖如圖1所示。T5熱處理工藝在(538±5) ℃固溶處理12 h，室溫水淬，然后在(155±5) ℃時(shí)效8 h，空冷。

在擠壓鑄件同半徑的周邊截取d5的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，在SANS CMT5105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，每個(gè)測(cè)量點(diǎn)為3個(gè)試驗(yàn)樣的平均值。在每個(gè)擠壓鑄造鑄件上表面的相同位置截取金相試樣，拋光后采用的腐蝕劑為 0.5%HF(質(zhì)量分?jǐn)?shù))水溶液，在LEICA/DMI 5000M金相顯微鏡上進(jìn)行微觀組織觀察，并利用Leica Materials Workstation V3.6.1圖像分析軟件進(jìn)行定量金相分析，每個(gè)試樣放大 500倍下選取至少30個(gè)視場(chǎng)。拉伸斷口觀察和能譜分析在Quanta2000掃描電子顯微鏡上進(jìn)行。

圖1 測(cè)溫點(diǎn)示意圖Fig. 1 Schematic diagram of temperature measurement locations

2 結(jié)果與分析

2.1 合金的力學(xué)性能

不同擠壓壓力下鑄態(tài)和 T5熱處理態(tài)合金的拉伸力學(xué)性能如圖2所示。從圖2可以看出，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均隨著擠壓壓力的增大而增大。當(dāng)擠壓壓力從0增大到50 MPa，抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率增幅很明顯；擠壓壓力超過(guò)50 MPa后，抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率變化不是很明顯。當(dāng)擠壓壓力由0增大到75 MPa時(shí)，鑄態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度由215 MPa增大至298 MPa，增幅為38.6%，屈服強(qiáng)度由169 MPa增大至247 MPa，增幅為46.2%，伸長(zhǎng)率由6.8%增加到17.6%，增幅為158.8%；經(jīng)過(guò)T5處理后，拉強(qiáng)度由302 MPa增大至395 MPa，增幅為30.8%，屈服強(qiáng)度由259 MPa增大至337 MPa，增幅為30.1%，伸長(zhǎng)率由5.9%增加到14.2%，增幅為140.7%；與鑄態(tài)相比，T5熱處理后的合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度明顯增加，而延伸率稍有下降。

圖2 不同擠壓壓力下合金的力學(xué)性能Fig. 2 Mechanical properties of alloys at different applied pressures: (a) Strength; (b) Elongation

2.2 合金的顯微組織

不同擠壓壓力下鑄態(tài)合金的顯微組織如圖 3所示。從圖 3可見(jiàn)，鑄態(tài)合金的顯微組織主要由α(Al)基體以及分布在基體之間的各種第二相組成。隨擠壓壓力的增加，合金中α(Al)二次枝晶間距明顯減小。此外，在有擠壓壓力存在的條件下凝固時(shí)，合金中的α枝晶間出現(xiàn)一些網(wǎng)狀析出物，這是在擠壓鑄造合金中易出現(xiàn)的雙峰組織，其形成機(jī)理已有比較深入的分析[20]。

不同擠壓壓力下鑄態(tài)和 T5熱處理態(tài)合金的顯微組織如圖4所示。在高倍下可以比較清楚地看出第二相的形貌，這些第二相包括網(wǎng)狀共晶相、針狀富 Fe相和漢字狀的富Fe相等。圖4(a)中所示為未施加擠壓壓力時(shí)合金中的3種第二相形貌(如箭頭所指點(diǎn)A，B，C)。這3種第二相的能譜分析結(jié)果如表2所列。其所對(duì)應(yīng)的相分別是漢字狀富 Fe鐵相(A)為Al15(FeMn)3(CuSi)2(α-Fe)、針狀富鐵相(B)為 Al7Cu2Fe(β-Fe)和白色花紋狀相(C)為θ(Al2Cu)，與文獻(xiàn)[1-3]中結(jié)果一致。

從圖4(a)和(b)可見(jiàn)，隨著擠壓壓力的增大，鑄態(tài)合金晶界處的α-Fe相逐漸由連續(xù)的漢字狀變?yōu)榉稚⒌募?xì)小骨骼狀，θ(Al2Cu)相也逐漸變得細(xì)小和分散，而黑色針狀β-Fe相已經(jīng)消失。從圖4(c)和(d)可見(jiàn)，經(jīng)T5熱處理后，合金的顯微組織相對(duì)鑄態(tài)時(shí)出現(xiàn)了明顯的變化，晶界還殘留著部分黑色物質(zhì)。而當(dāng)擠壓壓力為0時(shí)，針狀相并沒(méi)有消失，經(jīng)能譜分析結(jié)果表明，殘留物為少量β-Fe和α-Fe相；當(dāng)擠壓壓力為75 MPa時(shí)，殘留的漢字狀α-Fe相隨著擠壓壓力的增大逐漸變得分散、細(xì)小，可見(jiàn)，擠壓壓力增大加速β-Fe相消失。與鑄態(tài)相比，合金經(jīng)T5熱處理后，θ(Al2Cu)相固溶時(shí)效后彌散析出，但α-Fe相的形貌變化很小(圖4(d))。

鑄態(tài)合金各相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)隨擠壓壓力變化如圖5所示。從圖5(a)可見(jiàn)，當(dāng)擠壓壓力由0增大到75 MPa時(shí)，α(Al)二次枝晶間距從 82.8 μm 減小到 25.5 μm，減小了69%。漢字狀α-Fe相的平均長(zhǎng)度由15.56 μm減小到2.29 μm，平均寬度由9.88 μm 減小到1.05 μm，θ相的最大寬度也由12.7 μm減小到3.87 μm。從圖5(b)可見(jiàn)，隨著擠壓壓力的增大，富Fe相和θ相的體積分?jǐn)?shù)逐漸降低，當(dāng)擠壓壓力由0增大到75 MPa時(shí)，富Fe相體積分?jǐn)?shù)由2.47%減小到1.09%，θ相的體積分?jǐn)?shù)由 3.53%減小到 1.63%。可見(jiàn)，隨著擠壓壓力的增大，合金中各相尺寸變小，相同面積下合金中的第二相體積分?jǐn)?shù)減小。

圖3 不同擠壓壓力下鑄態(tài)合金的顯微組織Fig. 3 Microstructures of as-cast alloys at different applied pressures: (a) 0 MPa; (b) 25 MPa; (c) 50 MPa; (d) 75 MPa

圖4 不同擠壓壓力下鑄態(tài)和T5熱處理態(tài)合金的顯微組織Fig. 4 Microstructures of as-cast and T5-treated alloys at different applied pressures: (a) As-cast, 0 MPa; (b) As-cast, 75 MPa; (c)T5, 0 MPa; (d) T5, 75 MPa

表2 圖4(a)中各點(diǎn)的EDS能譜分析結(jié)果Table 2 EDS analysis results of locations in Fig. 4(a)

2.3 合金的斷口形貌

不同擠壓壓力下鑄態(tài)和 T5熱處理態(tài)合金的斷口形貌如圖6所示。從圖6可見(jiàn)，不同擠壓壓力下，合金顯著差別如下：0 MPa壓力下，合金斷口上出現(xiàn)很多枝晶狀縮松組織；而75 MPa壓力下，顯微縮松基本消失，合金發(fā)生了很大的塑性變形，出現(xiàn)大量的韌窩。此外，相對(duì)于鑄態(tài)合金，T5熱處理態(tài)合金的韌窩中存在許多細(xì)小的第二相質(zhì)點(diǎn)。

圖5 不同擠壓壓力下鑄態(tài)合金各相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)Fig. 5 Sizes (a) and volume fractions (b) of phases in as-cast alloys at different applied pressures

圖6 不同擠壓壓力下鑄態(tài)和T5熱處理態(tài)合金的拉伸斷口形貌Fig. 6 Tensile fracture morphologies of as-cast and T5-treated alloys at different applied pressures: (a) As-cast, 0 MPa; (b) As-cast,75 MPa; (c) T5, 0 MPa; (d) T5, 75 MPa

3 討論

對(duì)于擠壓鑄造的Al-5.0Cu-0.6Mn-0.5Fe合金，合金鑄態(tài)組織中分布于晶界處的α-Fe相隨著擠壓壓力的增大逐漸由連續(xù)的漢字狀變得分散和細(xì)小，針狀β-Fe相完全消失，合金的力學(xué)性能得到很大的提高。這與擠壓壓力下引起的組織變化密切相關(guān)，主要表現(xiàn)是導(dǎo)致第二相細(xì)化，α(Al)二次枝晶間距尺寸減小，孔洞和縮松減少。上述組織變化主要受擠壓鑄造工藝影響。圖7所示為擠壓鑄造過(guò)程中鑄件和模具不同部位的冷卻曲線。從圖7可以看出，當(dāng)擠壓壓力從0增大到75 MPa時(shí)，鑄件中心點(diǎn)的凝固時(shí)間由42.5 s減少到23.9 s；模具內(nèi)表面峰值溫度由354.4 ℃升高到423.1℃，這是由于合金在壓力下凝固，鑄件與模具之間的氣隙減小，導(dǎo)致界面?zhèn)鳠嵯禂?shù)增大，使得鑄件冷卻速度加大，凝固速度加快[21-22]。KAMGUO-KAMGA等[2]研究發(fā)現(xiàn)，大多數(shù)晶間第二相的形成與長(zhǎng)大與其晶體結(jié)構(gòu)有關(guān)，漢字狀的富Mn鐵相為立方晶格，與針狀β-Fe相的四方晶格相比，漢字狀的富Mn鐵相形核和長(zhǎng)大更容易，也更快。而當(dāng)冷卻速度很快時(shí)，F(xiàn)e原子更容易被其他具有更大形核動(dòng)力學(xué)的晶間相捕獲，從而更容易形成漢字狀的富Mn鐵相。且冷卻速度越快，合金越接近非平衡凝固，F(xiàn)e原子越來(lái)不及擴(kuò)散析出，而針片狀β-Fe具有小平面擇優(yōu)生長(zhǎng)趨勢(shì)(在單一方向有特殊的生長(zhǎng)優(yōu)勢(shì))，在較高的冷卻速度下，F(xiàn)e原子越不容易聚集，因此，增大冷卻速度可以抑制針狀β-Fe相的形成。在擠壓鑄造過(guò)程中，增大擠壓壓力，可使合金的冷卻速度加快，從而抑制針狀β-Fe相的形成，使 Fe相全部變?yōu)闈h字狀，同時(shí)抑制漢字狀Fe相的長(zhǎng)大，減小Fe對(duì)合金的有害作用，提高合金的力學(xué)性能。此外，擠壓壓力能使合金的相變點(diǎn)提高，導(dǎo)致相析出時(shí)的過(guò)冷度增大[23]，形核數(shù)目增多，從而使Fe相變得細(xì)小，分布越均勻?？梢?jiàn)，擠壓壓力可以改善合金中金屬間化合物的形態(tài)和分布，降低Fe相的有害影響，降低材料含F(xiàn)e量的要求。

圖7 不同擠壓壓力下鑄件和模具不同部位的冷卻曲線Fig. 7 Cooling curves for different parts of castings and die at different applied pressures

合金經(jīng) T5熱處理后，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度明顯增加，而伸長(zhǎng)率稍有下降。這主要是因?yàn)楹辖鹬械摩?Al2Cu)相在固溶時(shí)效后彌散析出，而富Fe相形貌基本上不發(fā)生變化，從而導(dǎo)致強(qiáng)度增高，伸長(zhǎng)率稍有下降。

4 結(jié)論

1) 擠壓鑄造Al-5.0Cu-0.6Mn-0.5Fe合金具有合金元素少、Fe含量較高的特點(diǎn)。鑄態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度為298 MPa，伸長(zhǎng)率為17.6%；經(jīng)T5熱處理后，其抗拉強(qiáng)度為395 MPa，伸長(zhǎng)率為14.2%。

2) 當(dāng)擠壓壓力從0增大到75 MPa，合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率顯著升高，α(Al)二次枝晶間距尺寸減小了69%，針狀的β-Fe相消失，同時(shí)晶界處漢字狀α-Fe相由連續(xù)的漢字狀變成分散、細(xì)小的骨骼狀。

3) 當(dāng)壓力從0增大到75 MPa時(shí)，合金的冷卻速度顯著增加，鑄件與模具壁的界面?zhèn)鳠嵩鰪?qiáng)。合金的力學(xué)性能隨著擠壓壓力的增大而提高，與第二相細(xì)化、α(Al)二次枝晶間距尺寸減小、孔洞和縮松減少有關(guān)。擠壓鑄造能夠改善合金中金屬間化合物的形態(tài)和分布，減小Fe相的有害影響，提高合金的力學(xué)性能，降低材料含F(xiàn)e量的要求。

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