楊寧源,周慧慧,張志豪

(材料先進(jìn)制備技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(北京科技大學(xué) 新材料技術(shù)研究院),北京 100083)

Fe作為微量添加元素或者雜質(zhì)元素，存在于工業(yè)鋁合金中，但是幾乎所有的工業(yè)鋁合金中，F(xiàn)e含量都會(huì)超過Fe在鋁中的固溶度0.05wt.%。Fe在鋁合金中一般以第二相形式存在，形成兩類金屬間化合物，針狀的β-Fe和漢字狀的α-Fe[1]。目前研究發(fā)現(xiàn)[2-4]，在Si含量較少或者不含Si的鋁合金中，主要形成Al-Fe二元金屬間化合物Al3Fe、Al13Fe4、Al6Fe等；在Si含量較高的鋁合金中，主要形成三元AlFeSi相，主要有針狀β-AlFeSi和漢字狀的α-AlFeSi富鐵相，除此之外還有δ-Al4FeSi2、δ-Al3FeSi、q1-AlFeSi、q2-AlFeSi、γ-Al8FeSi等。在鋁合金中合金元素Mn[5]、Mg、Cr和稀土元素等的加入都會(huì)影響富鐵相的形貌和種類。在含Mn鋁合金中會(huì)形成AlFeMnSi四元富鐵相Al15(Fe,Mn)3Si2、Al12(Fe,Mn)3Si和Al19Fe4MnSi2；在含Mg鋁合金中會(huì)形成π-Al8FeMg3Si6；稀土元素Y的加入會(huì)和Fe、Si等雜質(zhì)元素形成金屬間化合物，改變雜質(zhì)相的形態(tài)和分布，使其富鐵相球化[6]。唐奇等人[7]發(fā)現(xiàn)在低鐵含量的A356合金中，隨著Fe含量的增加，富鐵相由漢字狀π-AlSiMgFe轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧瞀?AlFeSi相，并且隨著Fe含量的增加合金的強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率逐漸下降。SWEET等人[8]發(fā)現(xiàn)在6061鋁合金中，隨著Fe含量的增加，富鐵相由針狀β-Al5FeSi轉(zhuǎn)變?yōu)闈h字狀αc-AlFeSi。林波等人[9]發(fā)現(xiàn)擠壓鑄造Al-Cu合金中隨著Fe含量的增加，針狀富鐵相增加，Al-Cu合金的常溫性能和高溫性能急劇下降。吳廣新等人[10]研究了Mn元素對(duì)熱浸鍍Al10Si2Fe合金鍍層顯微組織的影響，發(fā)現(xiàn)隨著Mn含量的增加，合金中的富鐵相形貌發(fā)生了針狀→漢字狀→星狀→多邊形的轉(zhuǎn)變。此外，周榮鋒等人[11]發(fā)現(xiàn)在過流冷卻過共晶Al-Si合金中，富鐵相形態(tài)與Mn/Fe質(zhì)量比有關(guān)。攪拌摩擦加工也會(huì)改變富鐵相的形態(tài)，使針狀、棒狀富鐵相向細(xì)小且均勻分布的球狀和短棒狀富鐵相轉(zhuǎn)變[12]。

由于鋁合金中元素較多，形成的富鐵相形貌和組成十分復(fù)雜，富鐵相隨Fe含量的變化規(guī)律以及富鐵相對(duì)合金性能的影響規(guī)律尚未形成統(tǒng)一的認(rèn)識(shí)。適量的Fe有利于提高鋁合金的耐磨性[13]、高溫性能以及疲勞性能[14]，改善鑄件的粘模特性[15]。部分研究發(fā)現(xiàn)Fe含量的增加會(huì)降低鋁合金的塑性，同時(shí)會(huì)降低抗拉強(qiáng)度，并且存在一個(gè)臨界Fe含量值，當(dāng)?shù)陀谠撝禃r(shí)，強(qiáng)度和塑性隨著鐵含量的增加降低幅度較小；當(dāng)高于該值時(shí)，強(qiáng)度和塑性隨著Fe含量的增加而降低較多；另有研究發(fā)現(xiàn)Fe含量的增加會(huì)降低鋁合金的塑性，但是會(huì)略微提高抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度[16]。如前文所述，不同成分的鋁合金中隨Fe含量增加，富鐵相形成的規(guī)律不同，所以Fe含量對(duì)不同鋁合金強(qiáng)度和塑性的影響規(guī)律不盡相同。

鋁合金中形成的針狀富鐵相存在于表面時(shí)，會(huì)破壞表面氧化膜的連續(xù)性，使表面缺陷增多，同時(shí)，鋁合金中形成的Al3Fe電解電位(-0.58～-0.39 V)與基體電解電位(-0.80～-0.40 V)不同，形成電位差，會(huì)在鋁合金表面形成點(diǎn)蝕[17-19]，這些將導(dǎo)致鋁合金的抗腐蝕性能降低；在鋁合金中加入Mn元素后，形成的富鐵相AlFeMn與基體的電解電位相差不大，相對(duì)而言，增強(qiáng)了鋁合金的抗腐蝕性能[20-21]。這說明不同的富鐵相與基體的電勢(shì)差不同，而Fe含量會(huì)影響鋁合金中形成的富鐵相種類。

AlMg1SiCu合金中大多數(shù)都含有約0.1%～0.7%的Fe元素，由于降低鋁合金中Fe元素難度較大，導(dǎo)致低Fe含量AlMg1SiCu合金熔煉生產(chǎn)成本較大。因此，明確Fe含量對(duì)鋁合金強(qiáng)度和耐腐蝕性能的影響規(guī)律，獲得較合理的Fe含量范圍，有利于降低熔煉成本，同時(shí)確保強(qiáng)度和耐腐蝕性要求。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)原料采用成分如表1所示的AlMg1SiCu合金和純度99.99%的顆粒狀Fe，鋁合金原料720 ℃熔化后，根據(jù)配比加入不同質(zhì)量的Fe顆粒(如未作特殊說明，本文中的Fe含量都指質(zhì)量分?jǐn)?shù))，保溫30 min后在石墨模具中澆注獲得不同F(xiàn)e含量的鑄錠。通過化學(xué)成分分析，鑄錠中實(shí)際Fe含量分別為0.27%、0.33%、0.50%、0.74%、1.21%和1.44%。

表1 原料成分表(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

從鑄錠中心切取試樣，試樣經(jīng)拋光后，分別用graff試劑腐蝕30 s和鹽酸腐蝕60 s后采用掃描電鏡(SEM)分別觀察富鐵相二維和三維形貌并利用能譜儀(EDS)分析富鐵相成分，采用透射顯微鏡(TEM)觀察富鐵相的形貌，獲得富鐵相衍射斑，并結(jié)合X射線衍射儀(XRD)物象標(biāo)定結(jié)果確定富鐵相的成分與類型。試樣經(jīng)電解拋光后采用EBSD統(tǒng)計(jì)晶粒尺寸大小。

試樣拉伸性能在電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率1 mm/min。拉伸試樣尺寸如圖1所示，不同F(xiàn)e含量試樣制備3個(gè)拉伸樣品，數(shù)據(jù)結(jié)果取平均值。

圖1 拉伸試樣(單位：mm)

采用失重法測(cè)量試樣的腐蝕速率，并且觀察腐蝕形貌，每組切取3個(gè)試樣，打磨、拋光、烘干后放入3.5wt.%NaCl溶液中浸泡48 h，在掃描電鏡下觀察腐蝕形貌。

采用CS350電化學(xué)工作站進(jìn)行電化學(xué)極化曲線測(cè)試，采用三電極系統(tǒng)，參比電極為飽和甘汞電極(SCE)，輔助電極為鉑電極。工作面積為1 cm2，極化曲線測(cè)試掃描速度為1 mV/s，掃描范圍為-1.2～-0.4 V，室溫下在3.5wt.%NaCl溶液中進(jìn)行測(cè)試。

2 結(jié)果與討論

2.1 鐵含量對(duì)鑄態(tài)試樣富鐵相和組織的影響

圖2為不同F(xiàn)e含量鑄態(tài)試樣X射線衍射圖，由圖可知，試樣中析出相主要為富鐵相和少量的Mg2Si相，隨著Fe含量的增加試樣中的相的種類發(fā)生變化。通過PDF卡片比對(duì)，F(xiàn)e含量為0.27%樣品中析出相主要為針狀富鐵相β-Al9Fe2Si2；Fe含量為0.33%、0.5%、0.74%和1.21%樣品中析出相主要為漢字狀富鐵相α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2；Fe含量為1.44%樣品中析出相主要為短棒狀富鐵相Fe2Al3Si3。在Fe含量為0.33%～1.21%范圍內(nèi)，隨著Fe含量的增加，樣品中漢字狀富鐵相α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2數(shù)量增加，所以其衍射峰也隨之增強(qiáng)。另外在Fe含量0.27%和0.33%樣品中檢測(cè)出Mg2Si相，而在其他樣品中則未發(fā)現(xiàn)該相，這是由于隨著Fe含量增加Mg2Si的數(shù)量減少，直至XRD檢測(cè)不到該相。

圖2 不同F(xiàn)e含量鑄態(tài)試樣的X射線衍射圖

圖3為試樣鑄態(tài)組織SEM照片(圖中↘指向的為富鐵相，↙指向的為Mg2Si相)，可以看出，富鐵相主要分布在晶界處，且隨著Fe含量的增加，富鐵相的種類與形貌發(fā)生了明顯的變化。Fe含量0.27%的試樣中，主要是針狀富鐵相β-Al9Fe2Si2，含有極少數(shù)量且尺寸較小的漢字狀富鐵相α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2，如圖3(a)所示；Fe含量增加到0.33%時(shí)，主要還是針狀富鐵相β-Al9Fe2Si2，漢字狀富鐵相α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2略有增加，如圖3(b)所示；Fe含量為0.5%、0.74%和1.21%樣品中，幾乎全部都是漢字狀富鐵相α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2，且隨著Fe含量的增加漢字狀富鐵相的數(shù)量增加且尺寸增大，如圖3(c)～3(e)所示；Fe含量為1.44%時(shí)，樣品中的主要富鐵相轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻頕e2Al3Si3，同時(shí)含有少量的漢字狀富鐵相α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2，如圖3(f)所示。隨著試樣中Fe含量的增加，富鐵相的形貌從針狀轉(zhuǎn)變?yōu)闈h字狀最終轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻?，而Mg2Si相的數(shù)量減少。

圖3 不同F(xiàn)e含量下材料鑄態(tài)組織SEM照片：(a)0.27%；(b)0.33%；(c)0.5%；(d)0.74%；(e)1.21%；(f)1.44%

圖4為針狀(圖4(a))、漢字狀(圖4(b))和短棒狀(圖4(c))富鐵相TEM形貌和衍射斑，通過衍射斑標(biāo)定與標(biāo)準(zhǔn)的PDF卡片比對(duì)，與XRD譜圖的標(biāo)定結(jié)果一致，針狀富鐵相為β-Al9Fe2Si2(單斜結(jié)構(gòu)a=0.616 76 nm，b=0.616 61 nm，c=2.080 93 nm，β=91°)[22]；漢字狀富鐵相為α-Al17(Fe3.2Mn0.8)Si2(立方a=1.256 nm)[23]；短棒狀富鐵相為Al3Fe2Si3(單斜a=0.717 9 nm，b=0.835 40 nm，c=1.445 50 nm，β=93.80°)[24]。

圖4 不同F(xiàn)e含量下材料中富鐵相TEM 形貌和衍射斑: (a),(d)0.27%;(b),(e)0.74%;(c),(f)1.44%

進(jìn)一步利用SEM觀察富鐵相的二維和三維形貌，圖5為富鐵相二維掃描形貌，β-Al9Fe2Si2(圖5(a)和(d)) 呈針狀，周圍還存在微小孔洞；α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2(圖5(b)和(e)) 呈漢字狀或魚骨狀；Fe2Al3Si3(圖5(c)和(f))呈短棒狀，三種富鐵相的主干呈白色，邊部呈灰色，α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2和Fe2Al3Si3灰色過渡帶更加明顯。這是在金屬液凝固的過程中發(fā)生包晶反應(yīng)，在先形成的富鐵相周圍包圍著包晶反應(yīng)生成的富鐵相，所以在掃描顯微鏡下觀察到顏色不同，在富鐵相的周圍存在一個(gè)灰色的過渡帶[8,25]，這一現(xiàn)象在前文的TEM中并未觀察到。

圖5 不同F(xiàn)e含量下材料中富鐵相的二維形貌: (a),(d)0.27%;(b),(e)0.74%;(c),(f)1.44%

圖6為富鐵相的三維形貌，β-Al9Fe2Si2三維形貌呈片狀，鑲嵌在基體中(圖6(a))；α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2三維形貌呈魚骨狀，在晶界處連接成完整的網(wǎng)絡(luò)，包圍著基體(圖6(b)和(c))；Fe2Al3Si3三維形貌呈棒狀，多條棒狀Fe2Al3Si3聚集在一起，呈簇狀(圖6(d))。表2為能譜點(diǎn)掃描富鐵相成分分析結(jié)果，結(jié)果顯示3種富鐵相的主要成分是Al、Fe和Si，與基體成分相差較大(點(diǎn)3)，另外在富鐵相的能譜掃描結(jié)果顯示有較少量的Cu元素和Mg元素，這是因?yàn)樵谀踢^程中，形成偏析，部分合金元素偏聚在晶界。

圖6 不同F(xiàn)e含量下材料中富鐵相的三維形貌：(a)0.27%;(b)0.5%;(c)1.21%;(d)1.44%

表2 富鐵相中元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

綜合上述分析可知，樣品中形成的富鐵相形貌和種類與Fe含量有關(guān)，隨著試樣中Fe含量的增加，富鐵相從針狀β-Al9Fe2Si2轉(zhuǎn)變?yōu)闈h字狀α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2最終轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻頕e2Al3Si3。

此外，不同F(xiàn)e含量對(duì)合金晶粒大小也有影響，采用EBSD統(tǒng)計(jì)晶粒尺寸，結(jié)果如圖7所示。隨著試樣中Fe含量的增加，平均晶粒尺寸先減小后略微增大：當(dāng)Fe含量從0.27%增加到1.21%時(shí)，平均晶粒尺寸由173 μm減小到122 μm；當(dāng)Fe含量進(jìn)一步增加到1.44%，平均晶粒尺寸又增大到141 μm。

圖7 不同F(xiàn)e含量的合金平均晶粒尺寸

圖7的結(jié)果表明Fe元素具有細(xì)化晶粒的作用，因?yàn)榻饘僖涸谀踢^程中，富鐵相優(yōu)先形核，且富鐵相存在于晶界處，當(dāng)富鐵相凝固時(shí)，會(huì)阻礙金屬液的流動(dòng)，進(jìn)而阻礙晶粒的長(zhǎng)大。當(dāng)試樣中Fe含量增加時(shí)，形成的富鐵相的數(shù)量也增多，因此晶粒的尺寸會(huì)減小。但是，當(dāng)Fe含量由1.21%增加到1.44%時(shí)，試樣中主要富鐵相由漢字狀轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻?，從三維形貌來看，漢字狀富鐵對(duì)金屬液流動(dòng)和晶粒長(zhǎng)大的阻礙作用更大，所以晶粒尺寸又會(huì)略有增大。

2.2 鐵含量對(duì)鑄態(tài)試樣力學(xué)性能的影響

圖8為不同F(xiàn)e含量試樣拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線，圖9為強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率隨Fe含量變化趨勢(shì)圖，從圖中可以看出，F(xiàn)e含量從0.27%增加到0.5%時(shí)，試樣的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率分別從132 MPa和3.8%提高到153 MPa和7.1%，分別提高了16%和87%，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率大幅度提高；當(dāng)Fe含量從0.5%增加到1.21%時(shí)，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率分別提高到166 MP和8.0%，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)提高幅度變小；Fe含量進(jìn)一步增加到1.44%時(shí)，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率略有下降，分別下降到164 MPa和7.6%。隨著樣品中Fe含量的增加，屈服強(qiáng)度在80～86 MPa范圍變化，變化較小。

圖8 不同F(xiàn)e含量下材料拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖9 材料強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率隨Fe含量變化趨勢(shì)

圖10為試樣拉伸斷口SEM形貌，F(xiàn)e含量為0.27%的拉伸試樣主要為沿晶斷裂(圖10(a)和(d))；當(dāng)Fe含量提高到0.50%時(shí)，拉伸試樣主要為穿晶斷裂，只在極少地方存在沿晶斷裂(圖10(b)和(e))；當(dāng)Fe含量進(jìn)一步增加到0.74%、1.21%和1.44%時(shí)，拉伸樣品為韌性斷裂，存在大量的韌窩(圖10(c)和(f))。這與材料抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率的變化趨勢(shì)一致。

圖10 不同F(xiàn)e含量下材料的拉伸斷口形貌:(a),(d)0.27%;(b),(e)0.5%;(c),(f)1.44%

圖11為試樣拉伸斷口處裂紋，從圖中可以看出，F(xiàn)e含量為0.27%時(shí)，試樣斷口處的針狀富鐵相β-Al9Fe2Si2存在裂紋，裂紋起源于富鐵相，且斷口邊緣存在大量的針狀富鐵相，說明斷裂沿著針狀富鐵相邊緣進(jìn)行，斷口平齊(如圖11(a)和(d))；Fe含量為0.74%和1.44%時(shí)，拉伸斷口處都存在大量的漢字狀富鐵相α-Al17(Fe3.2Mn0.8)Si2和短棒狀富鐵相Al3Fe2Si3，富鐵相中存在大量的裂紋，說明斷裂時(shí)裂紋起源于富鐵相，斷口粗糙，呈撕裂狀，如圖11(b)和(e)及11(c)和(f)所示。

圖11 不同F(xiàn)e含量材料拉伸斷口裂紋:(a),(d)0.27%;(b),(e)0.74%;(c),(f)1.44%

富鐵相為硬脆相，與基體相比變形能力差，在拉伸實(shí)驗(yàn)過程中，富鐵相首先出現(xiàn)裂紋，隨后擴(kuò)展匯聚發(fā)生斷裂。針狀富鐵相(三維呈片狀)產(chǎn)生裂紋時(shí)，整個(gè)片狀富鐵相都會(huì)產(chǎn)生貫穿的裂紋，所以會(huì)立即斷裂，呈脆性斷裂，并且由于片狀富鐵相與基體的結(jié)合力弱，試樣沿著片狀的富鐵相斷裂，斷口平齊，產(chǎn)生沿晶斷裂。漢字狀富鐵相和短棒狀富鐵相斷裂時(shí)裂紋首先起源于富鐵相某處，但不會(huì)立即貫穿整個(gè)三維狀態(tài)下呈魚骨狀和簇狀的富鐵相，隨后裂紋擴(kuò)展，當(dāng)裂紋匯聚為一條大的裂紋時(shí)，試樣才會(huì)發(fā)生斷裂，故表現(xiàn)為韌性斷裂，斷口粗糙，呈撕裂狀。綜上可見，隨著試樣中Fe含量的增加，富鐵相的種類(β-Al9Fe2Si2→α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2→ Fe2Al3Si3)和三維形貌(片狀→魚骨狀→棒狀)發(fā)生變化，導(dǎo)致試樣拉伸時(shí)，雖然裂紋都起源于富鐵相，但是擴(kuò)展情況不同，斷裂狀態(tài)也不同。表現(xiàn)在宏觀性能上時(shí)，即為隨著Fe含量從0.27%增加到0.5%，試樣中的針狀富鐵相轉(zhuǎn)變?yōu)闈h字狀富鐵相，試樣的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率大幅度提高；當(dāng)Fe含量進(jìn)一步增加時(shí)，僅漢字狀富鐵相數(shù)量增加，所以抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率提高幅度不大；當(dāng)Fe含量為1.44%時(shí)，富鐵相主要為短棒狀，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率有略微下降。

2.3 鐵含量對(duì)腐蝕性能的影響

表3為不同F(xiàn)e含量試樣在3.5%NaCl溶液中浸泡48 h腐蝕后的質(zhì)量變化及腐蝕速率。可見，富鐵相為β-Al9Fe2Si2和Fe2Al3Si3時(shí)(Fe含量0.27%和1.44%)，材料的腐蝕速率較大，表明其耐腐蝕性能較差；富鐵相為α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2時(shí)(Fe含量0.33%～1.21%)，材料的腐蝕速率隨Fe含量增加而增大，在Fe含量為0.33%時(shí)具有最小值，表明其具有較好的耐腐蝕性。圖12、圖13分別為腐蝕后試樣的SEM形貌圖和典型富鐵相的腐蝕形貌圖。從圖12中可以看出，在鋁合金表面發(fā)生了局部腐蝕，腐蝕主要集中在富鐵相周圍；從圖13可以觀察到富鐵相周圍的Al基體發(fā)生了溶解，并且Al基體溶解后產(chǎn)生的裂紋向Al基體內(nèi)部擴(kuò)展。

圖12 不同F(xiàn)e含量試樣腐蝕形貌圖：(a)0.27%;(b)0.33%;(c)0.5%;(d)0.74%;(e)1.21%;(f)1.44%

圖13 典型富鐵相腐蝕形貌圖:(a) β-Al9Fe2Si2; (b)α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2;(c)Fe2Al3Si3

表3 不同F(xiàn)e含量試樣腐蝕前后的質(zhì)量及腐蝕速率

圖14為不同F(xiàn)e含量試樣在3.5%NaCl溶液中的極化曲線，根據(jù)極化曲線Tafel區(qū)擬合計(jì)算得到不同F(xiàn)e含量試樣的自腐蝕電位和腐蝕電流(表4)。由圖14可知，不同F(xiàn)e含量的極化曲線趨勢(shì)相同，說明試樣的腐蝕過程相同。Fe含量為0.33%～1.21%時(shí)，試樣的自腐蝕電位基本為-0.69 V；Fe含量為0.27%和1.44%時(shí)試樣的自腐蝕電位分別為-0.74 V和-0.91 V，高于前者。表明Fe含量為0.33%～1.21%的試樣不易發(fā)生腐蝕，F(xiàn)e含量為0.27%和1.44%的試樣易發(fā)生腐蝕。腐蝕電流隨著Fe含量的增加從1.81×10-6A/cm2逐漸增大到3.68×10-6A/cm2，這說明隨著Fe含量的增加試樣的腐蝕速率增加，基本與失重法測(cè)量的變化規(guī)律一致。綜合腐蝕電流和自腐蝕電位結(jié)果，F(xiàn)e含量為0.33%、0.50%時(shí)的耐腐蝕性能較好。

表4 不同F(xiàn)e含量試樣腐蝕電流和自腐蝕電位

圖14 不同F(xiàn)e含量試樣在3.5%NaCl溶液中的極化曲線

分析認(rèn)為，不同F(xiàn)e含量時(shí)材料耐腐蝕性能的變化主要是由于材料中主要富鐵相的種類和數(shù)量造成的。當(dāng)試樣中的富鐵相暴露在合金表面時(shí)，破環(huán)了試樣表面氧化膜的連續(xù)性，材料的電化學(xué)腐蝕是由于材料中β-Al9Fe2Si2、α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2和Fe2Al3Si3富鐵相與Al基體的腐蝕電位不同，存在電位差，所以會(huì)在NaCl溶液中形成富鐵相為陰極，周圍的Al基體為陽極的微小原電池，導(dǎo)致基體發(fā)生溶解，并優(yōu)先在富鐵相周圍產(chǎn)生點(diǎn)蝕[26]。這些點(diǎn)蝕會(huì)成為腐蝕進(jìn)行的起點(diǎn)，在富鐵相周圍形成腐蝕通道，周圍基體全部被腐蝕。富鐵相呈網(wǎng)狀存在于晶界處，所以這種局部腐蝕存在于晶界處，進(jìn)一步的腐蝕會(huì)沿著晶界進(jìn)行，同時(shí)向Al基體內(nèi)部延伸[27]。

Fe含量為0.50%、0.74%和1.21%的樣品中主要的富鐵相都為漢字狀α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2，而Fe含量0.33%的樣品中已經(jīng)含有少量的漢字狀α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2，這些樣品中的主要富鐵相相同，所以自腐蝕電位基本相同，并且隨著Fe含量增加，漢字狀α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2數(shù)量增加，所以暴露出來的金屬基體面積相應(yīng)減小，單位面積產(chǎn)生的電流增大，所以腐蝕電流逐漸增大[28]。而Fe含量為0.27%和1.44%的樣品中主要富鐵相種類發(fā)生變化，所以自腐蝕電位和腐蝕電流與其它樣品相差較大，腐蝕速率較大，耐腐蝕性能較差。

含有Mn的富鐵相與鋁基體腐蝕電位相差較小[20]，F(xiàn)e含量為0.33%～1.21%的試樣中主要含有含Mn元素的富鐵相α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2與基體的腐蝕電位相差小，所以腐蝕速率小，而在Fe含量為0.33%～1.21%范圍內(nèi)，隨著Fe含量的增加，富鐵相的數(shù)量增加，所以腐蝕速率增大。

綜合來看，與漢字狀富鐵相相比，針狀的富鐵相β-Al9Fe2Si2與短棒狀富鐵相Fe2Al3Si3增加了腐蝕傾向與腐蝕速率，降低了試樣的耐腐蝕性能。與前文試樣的力學(xué)性能綜合考慮，漢字狀α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2富鐵相有利于合金的強(qiáng)度和塑性，且腐蝕速率較小，所以應(yīng)通過成分和工藝控制合金中的富鐵相為漢字狀，在本文研究的合金成分下，將Fe含量控制在0.5%有利于提高合金的綜合性能。

3 結(jié) 論

1)Fe含量會(huì)影響合金中形成的富鐵相形貌和種類，隨著試樣中Fe含量的增加，富鐵相的形貌和種類從針狀β-Al9Fe2Si2轉(zhuǎn)變?yōu)闈h字狀α-Al17Fe3.2Mn0.8Si2，并最終轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻頕e2Al3Si3。

2)Fe含量會(huì)影響合金晶粒大小，隨著Fe含量從0.27%增加到1.21%時(shí)，合金平均晶粒尺寸由173 μm減小到122 μm；當(dāng)Fe含量增加到1.44%時(shí)，平均晶粒尺寸又增大到141 μm。

3)本文選取的Fe含量范圍內(nèi)，試樣的屈服強(qiáng)度基本不變，但抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率隨著Fe含量的增加而顯著增加，最高達(dá)到166 MP、8.0%，當(dāng)Fe含量超過1.21%時(shí)略有下降。

4)試樣的腐蝕速率與試樣中的主要富鐵相種類和數(shù)量有關(guān)，富鐵相周圍易發(fā)生局部腐蝕，F(xiàn)e含量為0.33%和0.50%試樣腐蝕速率較??；綜合考慮力學(xué)性能和腐蝕性能因素，本文鋁合金合適的Fe含量約為0.5%。