Fe 含量對Al-Mg-Si 合金微觀組織和力學(xué)性能的影響

劉 惠, 付祎磊, 陳宗強(qiáng), 王海龍, 程利強(qiáng),周志宇, 張景亮

（1.中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095；2.北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095；3.山東大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，濟(jì)南 250061）

鋁合金作為一種輕量化材料，在各行業(yè)的應(yīng)用越來越廣泛，Al-Mg-Si 系鋁合金具有比強(qiáng)度高、加工性能好、優(yōu)異的耐腐蝕性能和優(yōu)良的焊接性能等特點(diǎn)[1-2]，在航空航天、軌道交通、建筑材料等領(lǐng)域逐步代替鋼鐵材料[3]。Al-Mg-Si 合金屬于中等強(qiáng)度的合金，可以通過熱處理強(qiáng)化[4-6]，在工業(yè)領(lǐng)域有重要應(yīng)用，作為結(jié)構(gòu)件、裝飾件、連接件和增強(qiáng)件以及外部連接件等[7-8]。目前，Al-Mg-Si 合金的主要制備方式是半連續(xù)鑄造，在合金熔煉和鑄造過程中不可避免地會引入Fe 元素。一般認(rèn)為，F(xiàn)e 元素對鋁合金是有害的[9-11]。Fe 在Al-Mg-Si 合金中很容易和其他元素形成難溶的金屬間化合物，這種金屬間化合物的尺寸粗大對基體合金割裂作用強(qiáng)，所以在后續(xù)的熱加工和成形過程中都產(chǎn)生了不利影響，所以一般認(rèn)為Fe 元素是雜質(zhì)元素。Al-Mg-Si 合金中的Fe 元素，在凝固過程能夠形成多種富Fe 的金屬間化合物，富Fe 相主要有五種：Al3Fe（或Al13Fe4）、α-Al8Fe2Si（α-Al12Fe3Si2）、β-Al5FeSi、δ-Al4FeSi2和γ-Al3FeSi[12]。郭明星等[13]指出，Al-Mg-Si 合金凝固成形過程中會形成粗大的魚骨狀的β-Al5FeSi 初生相。一方面，Al-Mg-Si 合金中的富Fe 相對基體的割裂作用強(qiáng)，經(jīng)過軋制、擠壓等變形加工后轉(zhuǎn)變成帶狀組織，形成高應(yīng)力區(qū)域，變形中產(chǎn)生應(yīng)力集中，生成微裂紋，使得合金斷裂失效。形狀不規(guī)則的α-Al8Fe2Si 相是具有多種形態(tài)的化合物，彌散分布的顆粒狀球形α-Al8Fe2Si 相能夠提升合金的力學(xué)性能。另一方面，Al-Mg-Si 合金中的Fe 元素還容易和Mn 元素結(jié)合形成Al（FeMn）Si化合物，Murali 等[14]的研究表明，通過控制不同的凝固速度、不同的熱處理工藝能夠得到不同形貌和尺寸的金屬間化合物。Wen 等[15]研究表明，Al-Mg-Si 合金中富Fe 相的金屬間化合物形成還受合金成分影響，不同合金元素影響富Fe 化合物的形成和轉(zhuǎn)變。當(dāng)Fe 含量控制在一定范圍以內(nèi)的時(shí)候，通過形變組合時(shí)效的工藝手段，粗大的網(wǎng)狀A(yù)lFeSi相斷裂，削弱富Fe 相對合金加工的不利影響，富Fe 相能夠促進(jìn)再結(jié)晶形核，有利于再結(jié)晶細(xì)化晶粒。顆粒狀的AlFeSi 相在合金變形時(shí)，釘扎位錯(cuò)線，阻礙位錯(cuò)線運(yùn)動，使得合金的強(qiáng)度提升，顆粒狀的AlFeSi 相使得位錯(cuò)運(yùn)動模式轉(zhuǎn)變[16]，避免了合金在晶界處因?yàn)樽冃尾痪鶆驅(qū)е碌膽?yīng)力集中，所以在提高合金強(qiáng)度的同時(shí)也保證了塑性不降低。

目前，對Fe 含量與Al-Mg-Si 合金的組織性能之間關(guān)系的研究還不是很多，本工作通過分析不同F(xiàn)e 含量的Al-Mg-Si 合金中富Fe 相的形貌、尺寸和分布情況，研究Fe 元素含量對Al-Mg-Si 合金微觀組織和力學(xué)性能的作用規(guī)律。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

制備合金鑄錠使用的原材料為99.70%鋁錠、99.92%純鎂、鋁硅中間合金、鋁鐵中間合金、AlTi5B 絲。使用噴涂隔離涂層的50 kg 坩堝進(jìn)行熔煉，用六氯乙烷精煉，通過半連續(xù)鑄造的方式制備4 種不同F(xiàn)e 含量的Al-Mg-Si 鋁合金鑄棒。鑄棒的實(shí)測成分見表1。

表1 實(shí)驗(yàn)用合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical composition of the studied alloy（mass fraction/%）

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

將原材料一次性加入50 kg 電阻爐中進(jìn)行加熱，待不銹鋼坩堝中的原料完全熔化，經(jīng)攪拌、扒渣、精煉、抽真空處理后，在720 ℃保溫一段時(shí)間，用半連續(xù)鑄造方式獲得直徑70mm 的合金鑄錠。將鑄棒進(jìn)行T6 熱處理，切取尺寸為?70 mm×100 mm 試樣，分別在480、500、520 ℃和540 ℃固溶5 h，然后在水中淬火，之后在175 ℃時(shí)效12 h后空冷至室溫，熱處理工藝參數(shù)如表2 所示。從鑄棒上切取如圖1 所示尺寸的試樣進(jìn)行力學(xué)性能測試。從鑄棒上切取20 mm×20 mm×20 mm 的試樣，經(jīng)磨樣、拋光處理后，用Keller 試劑（1 mLHF、1.5 mLHCl、2.5 mLHNO3、95 mLH2O）浸蝕后，用Leica DMI 500 光學(xué)顯微鏡進(jìn)行金相觀察，并通過截線法測定平均晶粒尺寸，采用配備EDAX 型號能譜測試儀的EM-7001H 場發(fā)射掃描電子顯微鏡進(jìn)行形貌觀察和元素分布觀察。線切割切取厚度為2 mm 的透射電鏡試樣，磨到50 μm 左右，然后使用電解雙噴儀減薄，用JEM 2010 型透射電鏡（TEM）進(jìn)行微觀組織觀察。

圖1 拉伸試樣形狀尺寸圖Fig. 1 Dimension of specimen used for tensile test

表2 熱處理工藝Table 2 Heat treatment process

2 結(jié)果與分析

2.1 Fe 含量對力學(xué)性能影響

圖2 為不同F(xiàn)e 含量合金經(jīng)固溶時(shí)效處理后的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長率曲線。固溶溫度480 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度低、伸長率高，這是由于固溶溫度低，鑄態(tài)初生組織不能完全回溶到Al 基體中，時(shí)效析出的強(qiáng)化作用相對較弱。隨著Fe 含量增加，鑄態(tài)初生相數(shù)量增加，合金的強(qiáng)度呈現(xiàn)下降趨勢，斷后伸長率變化不大。固溶溫度在500 ℃以上時(shí)，隨著Fe 含量增加，強(qiáng)度和伸長率變化趨勢均為先高后低。Fe 含量0.14%時(shí)，具有最好的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率，隨著固溶溫度升高，合金的強(qiáng)度不斷提高，固溶溫度520 ℃以上時(shí)合金強(qiáng)度趨于高點(diǎn)，抗拉強(qiáng)度280 MPa，屈服強(qiáng)度259 MPa，斷后伸長率13.40%。當(dāng)Fe 含量極低時(shí)，合金的強(qiáng)度稍有降低，斷后伸長率卻呈現(xiàn)大幅度降低，且隨著固溶溫度的升高，斷后伸長率呈現(xiàn)下降趨勢，最小值僅有3.00%。當(dāng)Fe 含量高于0.14%，隨著Fe 含量增加，合金抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長率不斷降低。

2.2 Fe 含量對鑄態(tài)組織影響

圖3 為不同F(xiàn)e 含量的Al-Mg-Si 合金鑄態(tài)組織金相和SEM 圖。從晶粒尺寸來看，Al-Mg-Si 合金中添加Fe 元素有利于晶粒細(xì)化，原因是在合金凝固過程中形成的富Fe 組織為合金凝固提供了非均勻形核基底，F(xiàn)e 含量越高，凝固先形成的富Fe 相越多，提供的非均勻形核的基底越多，能夠進(jìn)一步細(xì)化晶粒，所以Fe 含量從0.01%增加到0.32%，晶粒尺寸越來越小，F(xiàn)e 含量0.32%的合金鑄態(tài)組織有很多的細(xì)小晶粒。Fe 含量為0.01%時(shí)，鑄態(tài)組織中初生的較大含鐵相極少并且分布比較分散，F(xiàn)e 含量為0.14%時(shí)，鑄態(tài)組織中初生的較大含鐵相相對較少，第二相在晶界處大量析出。Fe 含量達(dá)到0.22%時(shí)，鑄態(tài)組織在晶界處有大塊的形狀規(guī)則的初生相形成，晶界處的初生相數(shù)量增加，尺寸進(jìn)一步增大，粗大的初生相沿著晶界連續(xù)分布。Fe 含量達(dá)到0.32%時(shí)，析出相更加粗大，在晶界處分布析出相呈魚骨狀。

2.3 Fe 含量對T6 態(tài)組織的影響

2.3.1 Fe 含量對晶粒形貌的影響

圖4 為不同F(xiàn)e 含量的Al-Mg-Si 鋁合金的T6態(tài)微觀組織和平均晶粒尺寸。Fe 含量為0.01%的合金在480 ℃固溶，沒有發(fā)現(xiàn)粗晶，晶粒尺寸在40 μm 左右，如圖4（a）所示。當(dāng)500 ℃以上溫度固溶，晶粒發(fā)生明顯長大，晶粒尺寸均在500 μm 以上，隨著固溶溫度的升高，晶粒尺寸不斷增加，在540 ℃固溶時(shí)，晶粒尺寸達(dá)到1 mm 以上。鑄態(tài)組織在晶界處生成的尺寸較大Fe 化合物（初生相）極少，對晶界的釘扎阻礙作用弱，固溶處理中晶粒長大粗化，隨著固溶溫度升高，晶粒尺寸不斷增大，如圖4（b）和（c）所示，晶粒粗化使得合金的強(qiáng)度稍有降低，而斷后伸長率大幅度降低。

圖4 不同F(xiàn)e 含量合金在不同T6 熱處理工藝處理后金相圖和平均晶粒尺寸 （a）0.01%，480 ℃；（b）0.01%，500 ℃；（c）0.01%，540 ℃；（d）0.14%，540℃；（e）0.32%，540 ℃；（f）平均晶粒尺寸Fig. 4 Metallographic diagrams and average grain sizes of alloys with different Fe contents treated by different T6 heat treatment processes （a）0.01% ， 480℃；（b）0.01% ， 500℃；（c）0.01% ， 540℃；（d）0.14% ， 540℃；（e）0.32% ， 540℃；（f）average grain size

隨著Fe 含量增加，晶粒變得細(xì)小，F(xiàn)e 含量增加細(xì)化晶粒作用明顯，當(dāng)Fe 含量為0.14% ～ 0.32%時(shí)，合金晶粒尺寸相差不大，晶粒尺寸大約30～40 μm。隨著Fe 含量增加，晶界處未回溶的富Fe 塊狀組織增多，如圖4（d）和（e）所示。Fe 含量為0.14% ～ 0.32%時(shí)，晶界處的富Fe 塊狀組織起到了釘扎晶界的作用，細(xì)化晶粒效果明顯，但隨著Fe 含量增加，晶界處富Fe 塊狀組織不斷增多，使得合金的強(qiáng)度和斷后伸長率不斷降低。Fe 含量為0.14%時(shí)，合金具有最好的強(qiáng)度和斷后伸長率。

2.3.2 Fe 含量對晶界富Fe 相的影響

表3 是在透射電鏡下使用能譜儀對富Fe 相成分進(jìn)行分析結(jié)果，結(jié)合相關(guān)文獻(xiàn)的研究結(jié)果[17-18]，可以確定富Fe 相主要有兩種，在Fe 含量為0.01%、0.14%合金中富Fe 相主要是α-Al8Fe2Si，F(xiàn)e 含量為0.22%、0.32%合金中富Fe 相主要是β-Al5FeSi。

表3 富Fe 相的EDS 能譜分析Table 3 EDS analysis of precipitated phase

圖5 為不同F(xiàn)e 含量的Al-Mg-Si 合金T6 處理后的TEM 圖。從不同F(xiàn)e 含量T6 態(tài)透射電鏡的明場像來看，富Fe 相主要有兩種，F(xiàn)e 含量比較低的Al-Mg-Si 合金中，富Fe 相為顆粒狀，如圖5（a）和（b）所示，F(xiàn)e 含量比較高試樣的富Fe 相是長條狀，如圖5（c）和（d）所示。當(dāng)Fe 含量低于0.14%時(shí)，富Fe 相為顆粒狀六方晶系的α-Al8Fe2Si[19-21]a=b=1.2406 nm，c=2.6236 nm。含F(xiàn)e 量高于0.14%的試樣其富Fe 相是長條狀單斜晶的β-Al5FeSi。

圖5 不同F(xiàn)e 含量的Al-Mg-Si 合金T6 處理后的TEM 圖 （a）Fe 含量0.01%明場像；（a-1）位置Ⅰ的選區(qū)衍射；（a-2）位置Ⅱ的選區(qū)衍射；（b）Fe 含量0.14%明場像；（b-1）位置Ⅲ的選區(qū)衍射；（b-2）位置Ⅳ的選區(qū)衍射；（c）Fe 含量0.22%明場像；（c-1）位置Ⅴ的選區(qū)衍射；（c-2）位置Ⅵ的選區(qū)衍射；（d）Fe 含量0.32%明場像；（d-1）位置Ⅶ的選區(qū)衍射；（d-2）位置Ⅷ的選區(qū)衍射Fig. 5 TEM photos of Al-Mg-Si alloy with different Fe contents after T6 treatment （a）BF photograph of 0.01% Fe;（a-1）corresponding SADP of region Ⅰ;（a-2）corresponding SADP of region Ⅱ;（b）BF photograph of 0.14% Fe;（b-1）corresponding SADP of region Ⅲ;（b-2）corresponding SADP of region Ⅳ;（c）BF photograph of 0.22% Fe;（c-1）corresponding SADP of region Ⅴ;（c-2）corresponding SADP of region Ⅵ;（d）BF photograph of 0.32% Fe;（d-1）corresponding SADP of regionⅦ;（d-2）corresponding SADP of region Ⅷ

Fe 含量0.01%時(shí)，在500 ℃以上固溶處理時(shí)出現(xiàn)晶粒明顯長大現(xiàn)象，強(qiáng)度稍有降低，伸長率大幅度降低。Fe 含量0.14%時(shí)，在晶界處形成少量彌散分布的顆粒狀α-Al8Fe2Si，對晶界起到明顯的釘扎作用，可以有效阻礙晶粒的長大。但是，當(dāng)Fe 含量繼續(xù)增加時(shí)，在晶界處形成的β-Al5FeSi 形狀多為長條狀且尺寸和數(shù)量明顯增多，對晶粒界面結(jié)合起到了割裂作用，合金的塑性和強(qiáng)度同時(shí)降低。

2.3.3 Fe 含量對晶內(nèi)析出相的影響

Al-Mg-Si 是熱處理強(qiáng)化型合金，在時(shí)效過程中，析出相的脫溶慣序?yàn)椋哼^飽和固溶體—GP 區(qū)—β?相—β′相—β 相[22-24]，β?相的強(qiáng)化作用最好[25-26]。時(shí)效中，首先從過飽和固溶體中產(chǎn)生盤狀的GP 區(qū)，GP 區(qū)產(chǎn)生使得Al 基體產(chǎn)生應(yīng)變，導(dǎo)致基體晶格畸變，提升合金的強(qiáng)度。Fe 含量為0.14 %時(shí)，合金的強(qiáng)度和斷后伸長率最大，抗拉強(qiáng)度達(dá)到280 MPa，斷后伸長率達(dá)到13.40%，當(dāng)Fe 含量超過0.14%時(shí)合金的強(qiáng)度和斷后伸長率都逐步下降。

圖6 不同F(xiàn)e 含量合金540 ℃固溶175 ℃時(shí)效12 h 在[100]Al方向上TEM 圖。圖6（a）為Fe 含量0.01%試樣的明場像，析出相有少量球形的GP 區(qū)和針狀的β?相。合金中的球形顆粒狀GP 區(qū)析出相的尺寸大約是1～5 nm，β?相的等效長度大約10～20 nm，通過Image Pro Plus 統(tǒng)計(jì)TEM照片明場像中析出相所占的面積分?jǐn)?shù)，得到析出相總的體積分?jǐn)?shù)約為23.56%。圖6（b）為Fe 含量0.14%試樣，球形顆粒的GP 區(qū)幾乎全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相，析出相主要為針狀的β?相，并且析出相的分布也比較密集，析出相的尺寸比較小，等效長度約為15～30 nm，析出相的體積分?jǐn)?shù)約為30.22%。圖6（c）為Fe 含量0.22%試樣，與Fe 含量0.14%試樣相比，針狀β?相變少，析出相之間的間距增大，析出相進(jìn)一步長大，針狀的等效長度約為15～35 nm，體積分?jǐn)?shù)大約為23.67%。圖6（d）為Fe 含量0.32%試樣，針狀析出相的尺寸增大，等效長度約為30～50 nm，分布也變得稀疏，體積分?jǐn)?shù)約為15.61%。Al-Mg-Si 合金的主要強(qiáng)化相是針狀的β?相，F(xiàn)e 含量為0.14%的試樣，β?相析出的尺寸小、數(shù)量多、分布密集，高密度β?相對位錯(cuò)運(yùn)動的阻礙作用增強(qiáng)，所以具有較高強(qiáng)度。

圖6 不同F(xiàn)e 含量合金540 ℃固溶175 ℃時(shí)效12 h 在[100]Al 方向上TEM 圖 （a）0.01%；（b）0.14%；（c）0.22%；（d）0.32%Fig. 6 TEM photos of alloys with different Fe contents in the [100]Al direction after solution at 540 ℃ and aging at 175 ℃ for 12 hours （a）0.01%；（b）0.14%；（c）0.22%；（d）0.32%

2.4 討論分析

Al-Mg-Si 合金為典型的時(shí)效強(qiáng)化型合金，在時(shí)效的過程中析出的第二相對合金起主要強(qiáng)化作用，變形的時(shí)候，細(xì)小彌散分布的析出相和位錯(cuò)相互作用，使合金的強(qiáng)度提升。為了計(jì)算Fe 含量不同對Al-Mg-Si 合金屈服強(qiáng)度的影響，可以建立如式（1）所示的屈服強(qiáng)度關(guān)系，以不同F(xiàn)e 含量的Al-Mg-Si 合金在540 ℃固溶處理后時(shí)效為例，計(jì)算其屈服強(qiáng)度σy。

式中：σ0為純鋁基體的屈服強(qiáng)度，為10 MPa；σs為固溶強(qiáng)化的作用；σp為析出強(qiáng)化的作用。析出強(qiáng)化可以表示為[27-28]：

式中：M為泰勒系數(shù)，3.06；b為伯格斯矢量，0.286 nm；L為析出相的平均間距；為析出相阻礙位錯(cuò)運(yùn)動的平均強(qiáng)度。

當(dāng)位錯(cuò)遇到析出相可以切過，σp可以表示為[28]：

式中：k為常數(shù)，可以表示為r為析出相粒子的臨界晶核半徑，Al-Mg-Si 合金的析出相β?的臨界晶核半徑為2.5 nm；G為剪切模量，室溫下Al 基體取值為26.9 GPa。

當(dāng)位錯(cuò)遇到析出相發(fā)生繞過時(shí)，σp可以表示為[28]：

選取通過image Pro Plus 軟件統(tǒng)計(jì)的析出相體積分?jǐn)?shù)以及計(jì)算所需要的相關(guān)參數(shù)，如表4 所示，將其分別帶入模型中計(jì)算，得到理論計(jì)算的析出強(qiáng)化對合金的屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值。分析計(jì)算的結(jié)果，析出強(qiáng)化對屈服強(qiáng)度有主要貢獻(xiàn)，F(xiàn)e 含量為0.01%合金析出強(qiáng)化貢獻(xiàn)61.7%，F(xiàn)e 含量為0.14%貢獻(xiàn)為67.8%，F(xiàn)e 含量為0.22%貢獻(xiàn)為53.3%，F(xiàn)e 含量為0.32%貢獻(xiàn)為42.0%。

表4 屈服強(qiáng)度理論計(jì)算中運(yùn)用的參數(shù)Table 4 Parameters used in the yield strength theoretical calculation

3 結(jié)論

（1）適量的Fe 對Al-Mg-Si 合金是有益的，F(xiàn)e 含量0.14%時(shí)，具有最好的強(qiáng)度和斷后伸長率。隨著固溶溫度升高，合金強(qiáng)度不斷提高，固溶溫度520 ℃以上時(shí)合金強(qiáng)度趨于高點(diǎn)，抗拉強(qiáng)度280 MPa，屈服強(qiáng)度259 MPa，斷后伸長率13.40%。

（2）隨著Fe 含量增加，晶界處難溶相長大，從顆粒狀球形變成了長條狀，對合金的強(qiáng)度產(chǎn)生不利影響。Fe 含量0.14%的Al-Mg-Si 合金，晶界處富含F(xiàn)e 相是球形的α-Al8Fe2Si，對合金基體的割裂作用弱，彌散分布在晶界處的球形難溶相起到了釘扎晶界作用。當(dāng)Fe 含量低于0.14%時(shí)，隨著Fe 含量降低，晶界處球形的α-Al8Fe2Si 不斷減少，當(dāng)Fe 含量極低時(shí)，時(shí)效處理后晶界處球形的α-Al8Fe2Si 極少，釘扎晶界弱，在500 ℃以上固溶時(shí)，晶粒明顯長大，斷后伸長率大幅度降低。當(dāng)Fe 含量高于0.14%時(shí)，富Fe 相多為長條狀的β-Al5FeSi，對界面割裂作用強(qiáng)，隨著Fe 含量增加，合金強(qiáng)度和斷后伸長率不斷降低。

（3）不同的Fe 含量影響Al-Mg-Si 合金時(shí)效過程中強(qiáng)化相的形狀、數(shù)量、尺寸和分布，F(xiàn)e 含量為0.14%合金，在時(shí)效過程中析出的β?相的尺寸小、數(shù)量多、分布密集，高密度β?相對位錯(cuò)運(yùn)動阻礙作用最強(qiáng)，析出相的強(qiáng)化作用最高。