原标题：Fe含量对挤压铸造Al-3.5Mg-0.8Mn合金组织与性能的影响

摘要：采用拉伸和硬度测试、扫描电镜和X 射线衍射仪等手段，研究了不同Fe含量对挤压铸造Al-3.5Mg-0.8Mn合金显微组织和力学性能的影响。结果表明，Fe能改善合金的力学性能，合金中只存在Al6(FeMn)相。合金的抗拉强度和屈服强度随着Fe含量的增加而增大，伸长率随着Fe含量的增加而降低，原因是随着Fe含量增加，硬脆的Al6(FeMn)相的增多。在挤压压力为75 MPa和Fe含量为0.5 %时，合金综合力学性能最佳，其抗拉强度为252 MPa，屈服强度为128 MPa，伸长率为28 %。

随着节能减排和绿色铸造趋势的加强，交通领域安全结构件的轻量化日益得到重视，尤其是新能源汽车领域，对高强、高韧、轻质铝合金安全结构件的需求愈加强烈。Al-Mg系铝合金具有密度小、比强度高、成形性好、耐腐蚀、可焊性好等特点，是交通领域安全结构件上得到关注。然而，Al-Mg系铝合金因其较差的熔铸性能和较低的强度，限制了其作为交通领域安全结构件的使用。

Al-Mg-(Mn)合金是非热处理型铝合金，因此减少了热处理的成本和零件的变形。为了改善和提高铝镁合金的熔铸性能和力学性能，目前主要有两种途径：一是改变成形工艺，比如采用压力铸造来生产铝镁合金精密零部件。但由于气体卷入，导致性能较差。挤压铸造具有工艺简单、成本低、产品性能好、质量可靠等特点，能实现近净成形，生产高质量铸件取代锻件。广泛应用于Al-Si、Al-Cu和Al-Zn合金的成形。目前为止，针对挤压铸造Al-Mg-(Mn)合金的研究报道还较少。另外，合金化也是提升Al-Mg合金性能的主要途径之一，主要通过添加Sc、Zr、Cu等元素来实现，大幅提升了合金的成本。Ji等研究Fe含量对压铸Al-Mg-Mn合金组织和性能的影响，发现在保留较高伸长率的基础，Fe含量可以显著提升合金的强度。此外，Fe作为铝合金中常见的杂质元素，一般无法避免，在废铝回收过程中还会不断累积。前期研究结果发现，在挤压铸造高铁含量铝铜合金中，挤压铸造可以改善杂质Fe对铝铜合金的危害，有利于废铝的回收再利用。

基于此，本课题采用挤压铸造技术开发了高铁含量Al-Mg-Mn合金，主要研究Fe含量对挤压铸造非热处理型Al-3.5Mg-0.8Mn合金显微组织和力学性能的影响，为高性能、低成本、易再生的高铁含量非热处理型挤压铸造Al-Mg-Mn合金提供参考，以满足交通领域高强、高韧、轻质铝合金安全结构件的需求。

1、试验材料和方法

试验所用原料（质量分数）为：纯度为99.8％的铝锭、纯度为99.97%的纯镁、Al-10Mn、Al-14Mn、Al-5Ti-B中间合金。在井式电阻炉中进行合金熔炼，熔体经过精炼、除气、扒渣后，于720 ℃左右进行浇注，制备Al-3.5Mg-0.8Mn-XFe合金，其化学成分见表1。

表1:合金的主要的化学成分

挤压铸造试验在1000 kN四柱液压机上进行，模具材料为H13钢，采用石墨机油润滑，模预热温度约230 ℃，挤压压力分别为0 MPa（即重力铸造）和75 MPa，挤压速度为10~20 mm/s，保压时间为30 s, 获得的试验件尺寸为φ68 mm×65 mm。吴树森等对挤压铸造铝合金的研究结果发现，当挤压压力为75 MPa时合金的力学性能最佳，对摸具的损耗小。在铸件同半径的周边截取φ5 mm的标准拉伸试样，在SANS CMT5105 型微机控制万能材料试验机上进行拉伸力学性能测试，拉伸速度为1 mm/min，每个测量结果为5个试样的平均值。在HB-3000B型布氏硬度计上进行宏观硬度测试，钢球直径为D=5.0 mm, 载荷为2500 N，保压时间为30 s，每个测量结果为5个试样的平均值。

在拉伸试样夹头部位末端的相同位置截取金相试样。在Lecia/DMI 5000M金相显微镜上进行微观组织观察，并利用Image-Pro Plus 6.0图像分析软件进行第二相含量定量分析。采用A_A＝V_V，即第二相的面积分数（A_A）等于体积分数（V_V），将软件计算出的面积分数转化为体积分数，在放大500倍下选取至少15个视场。使用X射线衍射和Quanta200扫描电镜对样品微观结构进行表征和相鉴定。

2、试验结果与分析

2.1合金的微观组织

图1为不同Fe 含量和不同挤压压力下合金的显微组织。表2为合金中富铁相的能谱。从表2能谱分析可知合金组织中的富铁相均为Al6(FeMn)相，与文献结果一致。

可以看出，随着铁含量增加，重力铸造合金晶界处的富铁相的形貌、数量和尺寸发生了变化；当铁含量为0.1%时，合金中的Al6(FeMn)相为汉字状，数量较少，见图1a；当合金中铁含量为0.5%时，合金中大部分为汉字状Al6(FeMn)相，仅有少量板条状Al6(FeMn)相，见图1c；当铁含量增加到0.8%时，合金中棒状和汉字状Al6(FeMn)相数量增多,见图1e。挤压压力为75MPa时，可以看出，当铁含量为0.1%时，合金中存在尺寸非常细小汉字状的Al6(FeMn)相，见图1b；当铁含量为0.5%时，合金中主要为汉字状的Al6(FeMn)相，并未发现板条状Al6(FeMn)相，见图1d；当铁含量增加到0.8%时，合金中存在少量板条状Al6(FeMn)相，连续汉字状的Al6(FeMn)相变为分散细小的骨骼状，见图1f。从图1可知当挤压压力为75  MPa时合金中的缩孔缩松基本消失。

图1:在不同Fe 含量和挤压压力下合金的背散射SEM微观组织
(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:富铁相的能谱分析结果 wb/%

不同压力和不同Fe 含量下的Al6(FeMn)相体积分数和尺寸的变化见图2。由图2a，图2b可知，汉字状和板条状Al6(FeMn)相的体积分数随着铁含量的增加而增加，当挤压压力为75 MPa时，合金中的汉字状和板条状Al6(FeMn)相的体积分数减少。由图2c可知，汉字状Al6(FeMn)相的尺寸随着Fe含量的增加而增大。当挤压压力为0时，随着Fe含量从0.1%增加到0.8%，汉字状Al6(FeMn)相的尺寸由6.6 μm增大到12.8 μm。然而75 MPa的挤压压力明显降低了汉字状Al6(FeMn)相的尺寸，降低了约50%。由图2d可知，板条状Al6(FeMn)相的长度和宽度随着Fe含量的增加而急剧增大。当挤压压力为0时，随着Fe含量从0.1%增加到0.8%，棒状Al6(FeMn)相的平均长度增大到24.4μm，平均宽度增大到4.5μm。然而75 MPa的挤压压力显著减小板条状Al6(FeMn)相的长度和宽度，随着Fe含量从0.1%增加到0.8%，板条状Al6(FeMn)相的平均长度增大到15.4 μm，平均宽度增大到3 μm。

图2:合金微观组织中Al6(FeMn)相的定量分析：（a）汉字状Al6(FeMn)相的体积分数；（b）板条状Al6(FeMn)相的体积分数；（c）汉字Al6(FeMn)相的尺寸；（d）板条状Al6(FeMn)相的尺寸

图3:为当挤压压力为0 MPa 时不同Fe 含量合金XRD 谱图。可以看出合金中相的组成为α(Al)+ Al6(FeMn)，随着Fe含量增加，Al6(FeMn)相的衍射峰也逐渐增加。XRD结果进一步证明，合金中存在的富铁相为Al6(FeMn)，与能谱分析结果一致。

图3:压力为0时不同Fe含量合金的XRD谱

2.2 合金的力学性能

不同Fe含量和不同压力作用下合金的力学性能见图4。可以看出，挤压压力为0和75 MPa时，合金的强度随着Fe增加而增加，伸长率随着Fe含量的增加而减小。在挤压压力为0时，当Fe含量由0.1%增到0.8%，合金的抗拉强度由238 MPa增加到266 MPa，增幅为11.8%；合金的屈服强度由116 MPa增加到138 MPa，增幅为19.0%；合金的伸长率由25%下降到10%，降幅为60%；挤压压力为75 MPa时，当Fe含量由0 .1%增到0.8%；合金的抗拉强度由244 MPa增加到289 MPa，增幅为18.4%；合金的屈服强度由122 MPa增加到146 MPa，增幅为19.7%；合金的伸长率由34%下降到12%，降幅为65%。可以看出，Fe含量显著提升了合金的强度，而降低了合金的伸长率。与重力铸造合金相比，挤压铸造改善了合金的力学性能，有利于发挥高铁含量挤压铸造Al-Mg-Mn合金高强高韧的优势。由图4d可知，合金的宏观硬度随着Fe含量增加而增大；当挤压压力0时，宏观硬度(HB)从62.8增加到71，增幅为13.1%；当挤压压力75 MPa时，宏观硬度(HB)从64增加到76.8，增幅为20%。挤压压力从0增大到75 MPa时，合金的宏观硬度也随之增大。

图5对比了现有Al-Mg-Mn合金在不同工艺条件下的力学性能。本课题中铁含量为0.5%的铸态合金在75 MPa压力下，铸态合金的抗拉强度达到252 MPa，屈服强度为128 MPa，伸长率为28%。与有关研究相比，所制备的高铁含量挤压铸造Al-Mg-Mn具有强度和韧性方面的优势，尤其是合金的韧性。与金属型重力铸造Al-5.0Mg-0.6Mn合金相比，抗拉强度相当，而伸长率提高了2倍以上。与挤压铸造Al-3.0Mg-0.5Mn合金相比，抗拉强度提高了20%，伸长率提高了93%。由此可见，所制备的挤压铸造Al-3.5Mg-0.8Mn-0.5Fe合金具有非常优异的综合力学性能，达到了高铁含量挤压铸造Al-Mg-Mn合金高强、高韧的力学性能目的。

图4:不同Fe含量合金和不同压力下合金的力学性能

图5:对比现有Al-Mg-Mn合金在不同工艺条件下的力学性能

2.3 合金的断口形貌

不同压力和不同 Fe含量下铸态合金的断口形貌见图6。由图6可知，当合金中的Fe含量增加到0.8%时，拉伸断口中的韧窝数量和深度显著减少。这说明相同压力条件下，Fe含量降低了合金的韧性。与重力铸造合金相比，当合金在挤压压力为75 MPa时，拉伸断口韧窝的数量和深度都增大，这说明挤压铸造工艺显著改善了合金的韧性。

图6:不同压力和Fe含量下的合金拉伸断口形貌
(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、分析与讨论

从以上结果可知，Fe含量显著提升了Al-Mg-Mn合金的强度，而降低了合金的伸长率。与重力铸造合金相比，挤压铸造改善了合金的力学性能，有利于发挥高铁含量挤压铸造Al-Mg-Mn合金高强高韧的优势。这主要是归因于Fe含量和挤压压力导致的显微组织变化。

Fe含量显著提升Al-Mg-Mn合金的强度，但是降低了合金的伸长率，这主要是由于Al-Mg-Mn合金中Fe含量的增加导致合金中Al6(FeMn)富铁相增多。从图2中富铁相的定量分析结果可知，随着Fe 含量从0.1%增加到0.8%，汉字状和棒状富铁相数量增加。与基体相比富铁相硬而脆，因此富铁相阻碍了位错的运动，产生第二相强化，从而提高合金的强度和硬度。合金在凝固过程中，富铁相阻碍液相的补充形成缩孔缩松，脆性的富铁相在拉伸的过程中造成应力集中，容易形成裂纹源，所以合金的伸长率降低。

与重力铸造合金相比，挤压铸造改善了合金的力学性能，有利于发挥高铁含量挤压铸造Al-Mg-Mn合金高强高韧的优势，这主要是由于压力作用下导致显微组织的变化。一方面，由于压力凝固过程中的强制补缩作用，挤压铸造将显著降低合金中的缩孔缩松铸造缺陷，从而大幅提升合金的力学性能（见图1）；另外一方面，根据克拉伯龙方程，挤压压力可以显著提升合金的过冷度，从而使晶粒细化，同时在挤压铸造过程中，压力的作用消除了铸件与模具之间的气隙，导致界面传热系数提高，使合金的冷却速度加快。在挤压压力下，冷却速度较高，Fe原子不容易聚集，且形核数目增多，从而当挤压压力由0增大到75 MPa时，棒状和汉字状的Al6(FeMn)相相尺寸都减少，连续汉字状的Al6(FeMn)相变为分散细小的骨骼状。前期研究工作发现挤压压力改善了Al6(FeMn)相的形态，降低Al6(FeMn)相的有害影响。因此高铁含量挤压铸造Al-Mg-Mn合金高强、高韧力学性能获得的主要原因是压力凝固导致的组织细化、铸造缺陷减少以及富铁相形态的改变。

4、结论

（1）Fe含量和挤压压力没有改变高铁含量Al-Mg-Mn合金中富铁相的类型。不同Fe含量的Al-3.5Mg-0.8Mn合金中只存在Al6(FeMn)相。Fe含量和挤压压力显著改变了富铁相的形态，在重力铸造条件下，当Fe含量低于0.5%时，合金中主要为汉字状的Al6(FeMn)相，存在少量板条状Al6(FeMn)相；当Fe含量增加到0.8%时，合金中主要为汉字状和板条状Al6(FeMn)相。挤压压力可以使合金中板条状Al6(FeMn)相转变为汉字状的Al6(FeMn)相，同时细化富铁相的尺寸，并使其变得分布均匀。

（2）随着Fe含量增加，Al-Mg-Mn合金的强度和硬度显著提高，而伸长率显著下降，这主要是由于硬而脆的Al6(FeMn)相的增多，产生第二相强化，同时Al6(FeMn)富铁相在凝固过程中导致铸造缺陷，在拉伸过程中容易产生应力集中，形成裂纹源。挤压铸造可以显著提升合金的力学性能，这主要是由于压力作用下组织细化，铸造缺陷减少，以及富铁相形态改变导致的结果。当挤压压力增大到75 MPa，合金的抗拉强度和屈服强度显著升高。

（3）在挤压压力为75 MPa和Fe含量为0.5%时，Al-Mg-Mn合金具有非常优异的高强、高韧综合力学性能，其抗拉强度为252 MPa，屈服强度为128 MPa，伸长率为28%，超过绝大多数重力铸造、压铸和挤压铸造Al-Mg-Mn合金，有潜力应用于交通领域重要安全结构件。

作者：

唐月 王勇 罗宗强 张卫文
华南理工大学机械与汽车工程学院
林波
贵州大学机械工程学院

本文来自：《特种铸造及有色合金》杂志2021年第41卷第02期