文章编号:1004-0609(2015)-11-3040-11
Si含量对挤压铸造Al-5.0Cu-0.6Mn-0.7Fe合金显微组织和力学性能的影响
赵愈亮,孟凡生,张 杨,张大童,杨 超,张卫文
(华南理工大学 机械与汽车工程学院,广州 510640)
摘 要:采用拉伸性能和硬度测试、光学显微镜、扫描电镜和X射线衍射仪等手段研究不同Si含量对挤压铸造Al-5.0Cu-0.6Mn-0.7Fe合金显微组织和力学性能的影响。结果表明:当挤压压力为0时,随着Si含量的增加,凝固后期形成的富铁相阻止液相补缩,形成缩松组织,导致合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率都下降;当挤压压力为75MPa时,随着Si含量增加,缩松组织消失,虽然细小和分散的α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相和Al2Cu相数量增多,但Al6(FeMnCu)相消失,有利于晶界强化和阻止裂纹的扩展,使得合金的抗拉强度和屈服强度增加;虽然富铁相数量的增加使得合金伸长率降低,但挤压铸造工艺减缓了伸长率降低的趋势。当挤压压力为75 MPa和Si含量为1.1%(质量分数)时,合金的综合力学性能最好,其抗拉强度为232 MPa,屈服强度为118 MPa,伸长率为12.4%。
关键词:Si; Al-Cu合金;挤压铸造;显微组织;力学性能
中图分类号:TG146.2;TG214 文献标志码:A
Effect of Si content on microstructures and mechanical properties of Al-5.0Cu-0.6Mn-0.7Fe alloy prepared by squeeze casting
ZHAO Yu-liang, MENG Fan-sheng, ZHANG Yang, ZHANG Da-tong, YANG Chao, ZHANG Wei-wen
(School of Mechanical and Automotive Engineering, South China University of Technology, Guangzhou 510640, China)
Abstract: The effect of Si content on the microstructures and mechanical properties of Al-5.0Cu-0.6Mn-0.7Fe alloy prepared by squeeze casting was studied by tensile and hardness test, optical microscopy, scanning electron microscopy and X-ray diffraction. The results show that the ultimate tensile strength, yield strength and elongation of the alloy decrease with the increase of Si content when the extrusion pressure is 0 because the Fe-rich intermetallic prevents liquid feeding and forms shrinkage in the late solidification. The ultimate tensile strength and yield strength of the alloy increase with the increase of Si content when the extrusion pressure is 75 MPa because the shrinkage disappears and promotes the formation of small and scattered α-Al15(FeMn)3(SiCu)2 and Al2Cu phase, and inhibits formation of Al6(FeMnCu) phase which favors for the grain boundary strengthening and prevents the crack propagation. However, the elongation decreases with the increase of Fe-rich intermetallics amount, while the squeeze casting slows the decreasing trend. When the applied pressure is 75MPa and the Si mass fraction is 1.1%, the mechanical properties of the alloy are the best, the tensile strength is 232 MPa, the yield strength is 118 MPa and the elongation is 12.4%.
Key words: Si; aluminum alloy; squeeze casting; microstructure; mechanical property
Al-Cu合金作为典型的高强韧铝合金广泛应用于建筑、电子、机械制造、航空航天和石油化工等各个工业部门。而采用先进成形技术是获得高性能铝合金的重要途径,挤压铸造技术是一种结合了铸造和塑性加工特点的短流程、高效、精确成形技术,是一种获得高性能铝合金材料及其零件的重要方法。
提高合金纯净度也是获得高性能铝合金的一个重要的途径[1-2],故需要严格控制杂质元素Fe和Si的含量,因为Fe和Si是常见的对铝合金性能危害最大的杂质元素[3]。大多数高性能铝合金都对Fe和Si含量有严格的要求,例如,我国研发的高强韧铸造铝合金ZL205A,Fe和Si含量要求分别不大于0.15%和0.06%(质量分数,下同)。在206.0合金系列中,合金中的最大Fe和Si含量要求分别不大于0.15%和0.10%(206.0合金),或者少于0.10%和0.05%(A206.2合金)[4]。在航空用7050、7055和7475变形铝合金中,Fe和Si含量都不允许超过0.15%。俄罗斯研发的高强AM5铝合金,其中Fe、Si含量都不超过0.3%。
Fe和Si在Al-Cu合金中作为主要的杂质元素,应加以严格控制[3]。因为形成的化合物α-Al15(MnFe)3(SiCu)2 和Al6(FeMn)不溶于α(Al)基体中,对合金的时效强化作用很小。调整Fe和Si的含量,可以形成α-Al15(MnFe)3(SiCu)2,可消除粗大片状的β-Al7Cu2Fe和Al6(FeMn)造成合金塑性和工艺性能降低的现象。Fe与合金中的Cu可以形成β-Al7Cu2Fe,降低α(Al)中Cu的浓度,使合金在室温和高温下的性能下降,一般杂质应控制在0.3%以下。
在高强韧铸造Al-Cu合金中,Fe是重要的杂质元素。Fe在Al-Cu合金中的固溶度很低,常以富Fe的金属间化合物形式存在。例如,Al3Fe、Al6(FeMn)、β-Al7Cu2Fe和α-Al15(FeMn)3(SiCu)2等,特别是以针片状的β-Al7Cu2Fe和Al3Fe相出现时,严重恶化铝铜合金的力学性能[5]。因此,在开发高强韧Al-Cu合金的过程中,往往需要严格控制杂质元素Fe的含量。
Si作为一种杂质元素带入到Al-Cu合金中,会给合金带来一些有利和不利的影响。因为Si加入到Al-Cu合金中不会与Cu形成任何化合物,且在Al基体的溶解度相对较高,所以Si加入到合金中可以提高合金的强度,主要是提高铸造性和铸件的稳定性,但是其室温强度、韧性和抗疲劳性能会有所下降[6]。它还可以改变富铁相的形貌,使Fe2SiAl8或Cu2FeAl7转变为FeSiAl5[7]。然而,Si加入对Al-Cu合金的热稳定性不利,因此合金中的加入量应严格控制(例如,在AA224.2合金中不超过0.02%)。在含Mg的铝合金中Si有直接的强化作用,因为Mg和Si质量比控制着合金的时效强化[8]。
KAMGA等[9]研究表明:在相对较高的冷却速度,T4和T7热处理条件下,当Si与Fe质量比为1时,B206合金的综合力学性能是最好的。Mn和Si可以促进有害的针状β-Fe向汉字状的α-Fe转变,并提高抗热裂纹性,从而提高合金的力学性能。LIU等[10-11]研究表明:无论是添加Mn或者Si,都有利于α-Fe的形成而抑制β-Fe的形成,且Mn和Si联合添加的效果比各自添加的效果更加明显。β-Fe和α-Fe的形成主要取决于Fe、Mn和Si的含量和冷却速度。在Al-4.6Cu-0.15Fe-0.3Mn合金中,Mn和Si含量为0.3%时(Si与Fe质量比和Mn与Fe质量比都为3.3),合金在只存在α-Fe。CACERES等[12]发现,Si含量有利于Al-Cu-Si-Mg合金中汉字状富铁相的形成,从而提高合金的伸长率,提高高铁含量合金的力学性能。HAN等[13]研究认为:Si可以增加Al-4.5Cu合金的流动性和抗热裂纹性能。Si对合金的强度影响不大,但是会降低其铸态的韧性。经过T4热处理的Si含量为2%的合金,其抗拉强度比铸态的提高28%。此外,董晟全等[14]对Al-4.5Cu合金的研究结果也表明:Si可以降低热裂倾向性,并缩小固液间距。当合金中加入2% Si时合金,再辉现象严重,导致抗拉强度降低;当合金中加入3% Si时,合金补缩能力强,断裂应力值高。LI等[15]的研究也表明,Si可以明显提高Al-5.0Cu合金的流动性能,降低合金的热裂纹趋势,其原因是Si可以降低结晶温度范围和结晶过程中释放大量的结晶潜热。LEMIEUX等[16]研究了Si对半固态铸造206合金的影响,当Si含量高达1.2%时,对合金力学性能没有损害,并且能降低热裂纹。而挤压铸造是一种高效的近净成形技术,使液态金属在高压作用下凝固成形,可使粗大相破碎,获得致密均匀的组织。范建磊等[17]研究了压力对Al-Li-Cu合金组织和性能的影响,发现压力降低了柱状晶的比例,改变铸锭的表面质量,获得致密无缩孔缺陷的铸锭,合金的力学性能在50 MPa以下随着压力增大而增加。娄照辉等[18]认为,挤压压力可以明显提高Al-5.0Cu-0.6Mn-1.0Fe-1.0Ni合金的高温力学性能,并可以消除合金中的缩松,抑制合金中针状Al7Cu2Fe相的形成,使富铁相相分布更为弥散,并形成联通的骨骼状结构。ZHANG等[5]研究表明,Mn可以促进Al-5.0Cu-0.5Fe合金中的β-Fe向α-Fe转变,并且在挤压压力的作用下,仅需要较低含量的Mn即可实现该转变。
而关于Si对Al-Cu-Mn-Fe合金组织和性能影响的研究,国内外都鲜见报道。本文作者主要研究Si对挤压铸造Al-5.0Cu-0.6Mn-0.7Fe合金显微组织和力学性能的影响,分析不同Si含量以及不同挤压压力作用下合金的相组成及第二相体积分数、形貌、断口等显微组织的演化规律,为获得高性能、易再生的高强韧铸造Al-Cu合金提供理论基础。因此,通过优化工艺、调节合金中Si的含量,从而降低材料的成本和扩大选材范围,对实现材料的高效利用具有重要意义。
1 实验
试验所用原材料如下:纯度为99.8%的铝锭、Al-50Cu、Al-10Mn、Al-5Fe和Al-20Si(质量分数,%)中间合金。在坩埚电阻炉中进行合金熔炼,采用商业固体精炼剂精炼,除气和除渣后,于710 ℃左右进行浇注。合金光谱分析后的主要化学成分如表1所示。
表1 合金的主要化学成分
Table 1 Chemical composition of alloy
挤压铸造试验在1000 kN四柱液压机上进行直接挤压,模具材料为H13钢,采用石墨机油润滑,模具预热温度约250 °C,挤压力分别为0、25、50和75 MPa,挤压速度为10~18 mm/s,保压时间为30 s, 获得的铸锭尺寸为d68 mm×65 mm。在铸件同半径的周边截取d5 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3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,抛光后采用的腐蚀剂为0.5% HF(质量分数)水溶液,在Quanta SEM 2000型环境扫描电子显微镜上进行显微组织观察。在LEICA/DMI 5000M型金相显微镜上进行显微组织观察,并利用Leica Materials Workstation V3.6.1图像分析软件进行定量金相分析,每个试样放大500倍下选取至少30个视场。宏观硬度测试在HB-3000B型布氏硬度计上进行,钢球直径为D=5.0 mm, 载荷为2452 N,保压时间为30 s,每个测量结果为4个试样的平均值。深腐蚀样品观察和拉伸断口分析在Quanta SEM 2000型环境扫描电子显微镜上进行。由于合金中富铁相数量比较少,为了提高富铁相在合金中的比例,以达到XRD分析的精度,采用碘甲醇溶液将α(Al)基体腐蚀掉一部分。具体过程如下:先用车床在铸锭的相同位置处钻取大约10 g的铝屑,再将铝屑研磨成细小的粉末状。采用10%(质量分数)的NaOH溶液先腐蚀一段时间,最后将粉末放入碘甲醇溶液中。为了加快反应速度,将烧杯放置于超声波中,经过大约2 h之后,将粉末用酒精清洗3次,烘干后采用Bruker D8 ADVANCE型X射线衍射仪对合金进行了相分析, X射线衍射仪参数为:Cu靶,加速电压为40 kV,角度为20°~60°。
2 结果与分析
2.1 合金的力学性能
不同Si含量和不同压力作用下合金的力学性能如图1所示。由图1(a)~(c)可知,当挤压压力为0 MPa 时,合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率均随着Si含量的增加而逐渐降低。而当挤压压力分别是25、50和75 MPa时,合金的抗拉强度和屈服强度随着Si含量的增加逐渐增加;伸长率却缓慢降低,但降低的趋势比挤压压力为0时的低。在挤压压力为0时,合金的抗拉强度由215.5 MPa下降为202.5 MPa,降幅为6.0%;在挤压压力为75 MPa时,合金的的抗拉强度由217.8 MPa增加到232.3 MPa,增幅为6.3%。在挤压压力为0时,合金的屈服强度由108.0 MPa下降到103.5 MPa,降幅为4.2%;在挤压压力为75 MPa时,合金的屈服强度由111.1 MPa增加到117.8 MPa,增幅为6.0%。在挤压压力为0时,合金的伸长率由8.7%下降到3.5%,降幅为59.7%;在挤压压力为75 MPa时,合金的伸长率由14.1%下降到12.4%,降幅为12.0%。由图1(d)可知,在挤压压力为0和75 MPa时,随着Si含量的增加,合金的宏观硬度都随之增加;随着压力的增加,合金的宏观硬度逐渐增加。在挤压压力为0时,合金的宏观硬度由55.5 HB增加到70.0 HB,增幅为26.1%;在挤压压力为75 MPa时,合金的宏观硬度由60.2 HB增加到74.5 HB,增幅为23.8%。
2.2 合金的显微组织
不同Si含量和不同挤压压力下合金的显微组织如图2所示。从图2可以看出第二相的形貌,这些第二相包括网状共晶相、块状和汉字状的富铁相等。图2(a)和(b)所示为Si含量(质量分数)为0时,合金中的3种第二相形貌(见箭头A0、B0和C0以及A1,B1和C1);图2(c)~(e)和(g)所示为不同Si含量时,合金中的3种第二相形貌(如箭头A2、C2和D2,A3、C3和D3,A4、C4和D4,A6、C6和D6);图2(f)和(h)所示为不同Si含量时,合金中的2种第二相形貌(如箭头C5和D5,C7和D7)。这些第二相的能谱分析结果如表2所示。其所对应的相分别是块状富铁相为Al6(FeMnCu)、汉字状富铁相为α-Al15(FeMn)3Cu2、白色花纹相为θ(Al2Cu)和含Si汉字状富铁相为α-Al15(FeMn)3(SiCu)2,与文献[5]中的结果一致。由于Si的加入,富铁相由汉字状富铁相变为白色花纹相,因为Si可以与Cu互溶,形成α-Al15(FeMn)3(SiCu)2。
图1 不同Si含量合金和不同压力下合金的力学性能
Fig. 1 Mechanical properties of alloys with different Si contents under different extrusion pressures
由图2(a),(c),(e)和(g)可知,随着Si含量的增加,铸态合金晶界处的α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相逐渐由连续的汉字状转变为分散的细小骨骼状[9],且数量增多;而Al6(FeMnCu)相的数量逐渐减少,θ(Al2Cu)相也逐渐由细小的网状变成块状,且数量增多。由图2(b)、(d)、(f)和(h)可知,当挤压压力为75 MPa时,随着Si含量的增加,α-Al15(FeMn)3(SiCu)2、Al6(FeMnCu)相和θ(Al2Cu)相的变化趋势和挤压压力为0 MPa时的相似,但是Al6(FeMnCu)相消失。这是由于随着压力增加,压力的作用消除了铸件与模具之间的气隙,合金的冷却速度提高,分布于晶界处的第二相变得更加细小和分散。
图3所示为α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相的显微组织和元素面扫描分布。由图3可以看出该相的元素分布,结合XRD和SEM-EDS分析结果表明,该相就是富铁相α-Al15(FeMn)3(SiCu)2。
图4所示为不同压力和不同Si含量下的第二相体积分数。由图4(a)~(d)可知,随着Si含量增加,总的第二相体积分数逐渐增加,α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相和Al2Cu相体积分数逐渐增多,而Al6(FeMnCu)相的体积分数逐渐减少;此外,当挤压压力从0 MPa增加到75 MPa时,合金中总的第二相体积分数和每个第二相的体积分数都降低。
图5(a)和(b)所示为Si含量为1.1%,挤压压力分别为0 MPa和75 MPa时合金的显微组织。由图5(a)可知,当挤压压力为0时,合金中缩孔较多且第二相较粗大。由图5(b)可知,当挤压压力为75 MPa时,合金中的缩松基本消除,二次枝晶间距细化,第二相明显细化。
图6所示为挤压压力为0 MPa时不同Si含量合金XRD谱。结合显微组织可知,随着Si含量的增加,Al6(FeMnCu) 相逐渐减少,α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相逐渐增多。由于样品经过NaOH水溶液腐蚀再经过碘甲醇溶液萃取后,Al2Cu相易被腐蚀,所以在衍射峰中未出现Al2Cu相的峰值。由图2可知,挤压压力为0 MPa时,在Si含量为0时,相组成为α(Al)+Al2Cu+ Al6(FeMnCu)+α-Al15(FeMn)3(SiCu)2;而在Si含量为1.1%时,相组成为α(Al)+Al2Cu+Al6(FeMnCu)+ α-Al15(FeMn)3(SiCu)2+Si。当Si含量为1.1%时,合金中存在单质Si,这与ELGALLAD等[19]的研究结果是一致的。因为样品中Si含量较少,所以在显微组织中难以发现单质Si的存在。
图2 在不同Si含量和挤压压力下合金的显微组织
Fig. 2 Microstructures of alloys with different Si contents under different extrusion pressures
图3 α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相的显微组织和元素面扫描分布
Fig. 3 Microstructures (a) and element map distributions of Al (b), Si (c), Mn (d), Fe (e) and Cu (f) for α-Al15(FeMn)3(SiCu)2 phase
表2 图2中第二相的能谱分析结果
Table 2 Average composition of second phases shown in Fig. 2
2.3 合金的断口形貌
不同挤压压力下铸态和不同Si含量合金的断口形貌如图7所示。由图7(a)和(c)可知,当合金在挤压压力0 MPa时,合金断口上有很多枝晶状缩松组织;由图7(b)和(d)可知,当合金在挤压压力为75 MPa时,显微缩松基本消失,合金发生了很大的塑性变形,出现大量的韧窝,韧性断裂特征更加明显,这与林波等[20]的研究结果一致。随着Si含量的增加,拉伸断口中的韧窝数量和深度显著减少。图8所示为不同挤压压力和Si含量下的合金纵向断口形貌。由图8(a)和(c)
图4 不同挤压压力和Si含量时合金中各相的体积分数
Fig. 4 Volume fraction of each phase in alloys at different extrusion pressures and Si contents
图5 Si含量为1.1%时不同挤压压力时合金的显微组织
Fig. 5 Microstructures of alloys with Si content of 1.1% at different extrusion pressures
可知,裂纹主要起源于α(Al)枝晶间的第二相和疏松处,而且倾向于沿富铁相和缩松处进行扩展。由图8(b)和(d)可知,当压力增大到75 MPa时,虽然α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相依然可能成为裂纹扩展的起源,但由于富铁相变得细小和分散,使得裂纹扩展的难度增大。此外,当Si含量从0增加到1.1%时,在α(Al)枝晶间存在的第二相增多,导致第二相中的裂纹源增加,裂纹更容易沿第二相扩展。
3 讨论
3.1 Si含量和挤压压力对合金显微组织的影响
在挤压铸造条件下,合金中的显微组织发生显著变化。当挤压压力为0 MPa和Si含量为0时,相组成为α(Al)+Al2Cu+Al6(FeMnCu)+α-Al15(FeMn)3Cu2;而当Si含量为1.1%时,合金中Si除了形成α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相,还以单质Si的形式存在,相组成为α(Al)+Al2Cu+Al6(FeMnCu)+α-Al15(FeMn)3(SiCu)2+ Si。由图4可知,当挤压压力为0 MPa时,Si含量由0增加为1.1%时,总的第二相、α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相和Al2Cu相体积分数增多,而Al6(FeMnCu)相的体积分数减少,且α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相由汉字状变成骨骼状,而Al6(FeMnCu)相体积分数减少,Al2Cu相由网状变成小块状。
图6 挤压压力为0 MPa时不同Si含量合金的XRD谱
Fig. 6 XRD patterns of alloys with different Si contents under extrusion pressures of 0 MPa
当挤压压力为75 MPa和Si含量为0时,相组成为α(Al)+Al2Cu+Al6(FeMnCu)+α-Al15(FeMn)3Cu2;而在Si含量增加到1.1%时,合金中的Al6(FeMnCu)相消失,相组成物为α(Al)+Al2Cu+α-Al15(FeMn)3 (SiCu)2+Si。总的第二相、α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相和Al2Cu相体积分数增多,而Al6(FeMnCu)相体积分数逐渐减少直至消失。这是由于Si含量的增加促进了α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相的形成,而抑制了Al6(FeMnCu)相的形成。
挤压压力导致合金显微组织差异的主要原因如下: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[21]。冷却速度越快,合金越接近非平衡凝固,Fe原子越来不及扩散析出。在较高的冷却速度下,Fe原子越不容易聚集,因此,增大冷却速度可以抑制Al6(FeMnCu)相的形成,促进危害作用更少的汉字状α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相的形成。且随着挤压压力由0 MPa增大到75 MPa,α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相由连续的汉字状变成分散和细小的骨骼状。结合OM、SEM、XRD和定量金相分析结果表明,施加压力不仅改变了合金的相组成,而且对第二相的形貌和分布有着显著的影响。压力促进了α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相的形成,从而抑制了Al6(FeMnCu)相的形成;并且α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相逐渐由连续的汉字状变为分散的细小骨骼状[9],θ(Al2Cu)相也逐渐从细小的网状变成块状。
图7 不同挤压压力和Si含量下的合金拉伸断口形貌
Fig. 7 Fracture morphologies of alloys with different Si contents under different extrusion pressures and
图8 不同挤压压力和Si含量下的合金拉伸断口纵向面金相
Fig. 8 Longtitude fracture morphologies of alloys with different Si contents under different extrusion pressures
3.2 Si含量和挤压压力对合金力学性能的影响
综合以上实验结果表明,Si含量和挤压压力对合金中的力学性能有显著影响。结合LIU等[22]的研究结果表明:α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相对力学性能的有害作用比Al6(FeMnCu)相的小。因为α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相是在凝固后期析出,在一次枝晶轴形成不同方向上发达的二次枝晶,使α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相与基体交互在一起。且汉字状的α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相有较小的尺寸和紧密的结构[23],当α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相断裂时,裂纹将在汉字状树枝和枝晶之间产生偏转,且周围的α(Al)基体会变形,形成细小的韧窝。所以沿着α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相和基体方向裂纹难以扩展,裂纹切过第二相需要消耗更多的能量,从而提高合金的强度。而Al6(FeMnCu)相有较大的尺寸和较强的分枝能力,在凝固的过程形成全树突结构和颗粒状,当Al6(FeMnCu)相断裂时,并且Al6(FeMnCu)相和α(Al)基体的界面容易剥离[24]。因为Si能促进对力学性能危害作用较少的α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相的形成,但Al6(FeMnCu)相逐渐减少直至消失,Al2Cu相逐渐增多,特别是α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相由汉字状转变为细小和分散的骨骼状,使得第二相的晶界强化效果进一步增强,所以Si的加入能增加合金的抗拉强度和屈服强度。但是由于硬脆的富铁相对合金的伸长率产生不利影响,而挤压铸造可以显著改善合金的伸长率,所以合金伸长率降低的趋势较小。
当挤压压力为0 MPa时,随着Si含量从0增加到1.1%,虽然Si促进汉字状的α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相的形成,有一定的晶界强化作用,但由于总的富铁相数量增多和尺寸变大,特别是凝固收缩时由于富铁相阻止液相的填充而形成较多的缩松,在拉伸试验时形成应力集中,容易形成裂纹源,从断口上也发现韧窝数量变少和深度变浅,所以合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率都是下降的。当挤压压力为75 MPa时,合金中的显微缩松基本消失,合金的二次枝晶间距减少,第二相分布更均匀。从合金的断口形貌可以看出,韧窝的数量变得多且尺寸更深,具有塑性变形的特征。这是因为在压力作用下,合金中的第二相增多,且α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相变得细小和分散,裂纹切过该相要消耗更多的能量,使得扩展的难度增大,所以随着挤压压力的增加,合金的抗拉强度和屈服强度逐渐增加。
在本研究中,但Fe和Si含量分别高达0.7%和1.1%时,75 MPa挤压压力下铸态合金的抗拉强度达到232 MPa,屈服强度达到118 MPa,伸长率达到12.4%。与Fe和Si含量分别为0.06%和0.1%时的重力铸造B206合金相比,其中抗拉强度相当,而伸长率提高2倍以上[9]。与Fe和Si含量分别为0.15%和0.06%时的砂型铸造ZL205A合金相比,其抗拉强度高约9% [25]。可见,采用挤压铸造技术制备高Fe、Si杂质含量的高性能铝合金为废旧铝合金的回收利用提供了更广阔的空间。
4 结论
1) 对于挤压铸造Al-5.0Cu-0.6Mn-0.7Fe合金,当挤压压力为0 MPa时,随着Si含量的增加,在凝固后期形成的α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相阻止液相补缩而形成较多的缩松组织,使合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率都下降;当挤压压力为75 MPa时,随着Si含量的增加,促进汉字状富铁相α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相和Al2Cu相增多,使Al6(FeMnCu)相逐渐减少直至消失,细小和分散的α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相形成晶界强化,使合金的抗拉强度和屈服强度增加,而富铁相增多使伸长率降低,但挤压铸造工艺使伸长率降低的趋势减缓。
2) 随着Si含量增加,总的第二相体积分数逐渐增加,α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相和Al2Cu相体积分数逐渐增加,而Al6(FeMnCu)相的体积分数逐渐减少;随着挤压压力增加,合金中总的第二相体积分数和每个第二相的体积分数都减少。
3) 在挤压压力为75MPa和Si含量为1.1%时,此时合金的综合力学性能最好,其抗拉强度为232 MPa、屈服强度为118 MPa、伸长率为12%。
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(编辑 龙怀中)
基金项目:GD-NSFC联合基金资助项目(U1034001);国家自然科学基金资助项目(51374110);教育部博士点基金资助项目(20120172110045);广东省自然科学基金研究团队项目(015A030312003)
收稿日期:2015-04-09;修订日期:2015-08-03
通信作者:张卫文,教授,博士;电话:13642315239;E-mail:mewzhang@scut.edu.cn