沈喬盛 鄒國童 張恒華

(上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444)

與生產(chǎn)1 t原鋁相比，生產(chǎn)1 t再生鋁所需的能源損耗減少了約94%，水、室溫氣體和赤泥用量分別減少了約10、1.5、1.4 t。其中，赤泥具有較大的污染性，我國每年排放數(shù)百萬t的赤泥已對生產(chǎn)生活造成多方面的直接和間接影響，因此減少赤泥產(chǎn)量極為必要[1]。但回收廢鋁必須對廢鋁中的雜質(zhì)元素進行處理，尤其是鐵元素。鐵元素在循環(huán)回收利用過程中容易富集，過多的鐵元素會惡化再生鋁性能，導(dǎo)致回收廢鋁的經(jīng)濟效益大大降低[2]。

鐵是鋁合金中常見的雜質(zhì)元素[3- 7]。在室溫條件下，鋁基體中僅能溶解極少量的鐵(質(zhì)量分?jǐn)?shù)約0.05%)，因此鐵在鋁中一般以金屬間化合物的形式存在。當(dāng)鋁合金中的鐵含量緩慢增加至某一臨界值時，鐵對基體組織影響不大，一旦超過此臨界值，鋁合金中會析出硬質(zhì)針狀/片狀含鐵相，對組織的割裂程度增大，引起尖端應(yīng)力集中，導(dǎo)致鋁合金性能下降。此外，在鋁合金凝固過程中β- Fe相優(yōu)先形成，使得枝晶空隙難以被鋁液補縮，導(dǎo)致熱節(jié)處產(chǎn)生較多的縮孔而形成縮松，最終導(dǎo)致鑄造性能變差[5]。因此，富鐵相對鋁合金的力學(xué)性能、機加工性能、耐蝕性能和鑄造性能等均有影響。

錳元素是鋁合金中常見的添加元素[8- 12]。在鋁熔體均勻化過程中，錳會形成密度大、熱穩(wěn)定性好的顆粒相彌散析出，起細化晶粒作用。錳也是常用的鐵相中和元素，通過添加適量的錳與其他中和元素組成的中間合金或錳鹽，可以使富鐵相從針狀轉(zhuǎn)變?yōu)轸~骨狀，從而降低應(yīng)力集中程度，提高鋁鎂合金的力學(xué)性能。Pereira等[13]研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)鐵元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)在1.4%以上時，采用傳統(tǒng)凝固方法得到的AA6061鋁合金無法進行機械加工，而加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%的錳元素并結(jié)合噴射成型工藝，得到了均勻分布的初生含鐵金屬間化合物α- Al15(Fe,Mn)3Si2，從而改善了延展性，提高了合金的機加工性能。

目前，鋁硅合金除鐵的研究大多集中在高鐵含量(wFe≥2%)的情況，對于企業(yè)實際生產(chǎn)并不具有指導(dǎo)作用。因此，本文結(jié)合企業(yè)實際生產(chǎn)需要，主要探討了較低含量鐵(wFe=0～2%)對 A356 鋁合金組織和性能的影響，并通過引入錳元素中和富鐵相，研究了錳對A356合金富鐵相形貌和性能的影響。

1 試驗材料與方法

試驗材料包括A356鋁合金、中間合金Al- 10Mn與Al- 10Fe，精煉劑成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為30%KCl+30%NaCl+20%NaF+20%Na2SiF6。A356鋁合金的化學(xué)成分見表1。

表1 A356鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

熔煉前，將原料、凈化劑進行干燥處理，對鐵制器具進行涂層處理。按照鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%、1.0%、2.0%進行配料，將A356鋁合金錠與Al- 10Fe中間合金錠加熱至730 ℃并保溫直至完全熔化；稱量鋁液質(zhì)量2%的凈化劑用干燥鋁箔包裹后稍經(jīng)預(yù)熱，用坩堝鉗夾住投入坩堝中下部，均勻攪拌1 min后靜置20 min，用鐵勺扒渣后進行澆注，得到不同鐵含量的鋁合金鑄錠，澆注用模具截面尺寸見圖1(a)。按照鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%、錳鐵質(zhì)量比分別為0、0.2、0.4、0.6、0.8、1.0、1.2進行配料，采用上述方法熔煉得到相同鐵含量和不同錳鐵質(zhì)量比的鋁合金鑄錠。每組成分均澆注2個鑄錠，最后將鑄錠在空氣中自然冷卻12 h。

在距鑄錠底部50 mm處截取厚度為15 mm的金相試樣，經(jīng)粗磨、細磨和拋光后，用體積分?jǐn)?shù)為4%的HF溶液腐蝕后吹干，采用EPIPHOT 300型金相顯微鏡觀察顯微組織，采用Image- Pro Plus軟件計算富鐵相的圓整度(形狀因子)和尺寸，形狀因子越接近1說明富鐵相越圓整。用線切割從鑄錠上截取拉伸試樣，尺寸如圖1(b)所示。在CMT5305型萬能拉伸機上進行室溫拉伸試驗，應(yīng)變速率為2 mm/min。采用DLMAX- 2550 X型X射線衍射儀(XRD，X- ray diffractometer)分析鑄錠的物相組成，采用銅靶Kα射線，電壓為50 kV，掃描角度范圍2θ為20°～100°。采用Zeiss Supra40型掃描電子顯微鏡(SEM，scanning electron microscope)對合金特征組織進行面掃描。

圖1 澆注用模具(a)和拉伸試樣(b)尺寸示意

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 錳、鐵元素在富鐵相中的分布

圖2為不同鐵、錳含量A356合金的XRD圖譜。可見鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%的合金主要由α- Al基體和硅相組成；當(dāng)鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加至1.0%時，合金中除了α- Al基體和硅相外，還出現(xiàn)了少量α- Al8Fe2Si與β- Al5FeSi相，且二者XRD峰值接近；當(dāng)鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)繼續(xù)增加至2.0%時，合金主要由α- Al基體、硅相和β- Al5FeSi相組成，沒有出現(xiàn)α- Al8Fe2Si相。鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%、錳鐵質(zhì)量比為1.0的合金的XRD圖譜中未出現(xiàn)β- Al5FeSi相的衍射峰，鐵、錳主要以AlSiFeMn相的形式存在。

圖2 不同鐵、錳含量合金的XRD圖譜

圖3和圖4分別為鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%和錳鐵質(zhì)量比為0.2的合金中α- Fe和β- Fe特征區(qū)域及其對應(yīng)的元素面分布。可以看出，鋁基體中鐵含量較低，主要存在于α- Fe與β- Fe相中。α- Fe相中錳含量略高于基體，β- Fe相中錳含量與基體相差不大，錳的加入抑制了β- Fe相的析出，少量錳即可使針狀β- Fe相轉(zhuǎn)變?yōu)樾〕叽绲摩? Fe相，后者對基體的割裂作用較小。

圖3 鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%和錳鐵質(zhì)量比為0.2的合金中漢字狀富鐵相及其元素面分布

圖4 鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%和錳鐵質(zhì)量比為0.2的合金中針狀富鐵相及其元素面分布

2.2 鐵含量對合金組織與性能的影響

圖 5為不同鐵含量A356合金中富鐵相的形貌。當(dāng)鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%時，基體中α- Fe相較少且尺寸較小，呈骨骼狀；鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%時，基體中同時存在骨骼狀α- Fe相和針狀β- Fe相；鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.0%時，基體中僅存在針狀β- Fe相，且長度為鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%合金的7～8倍。

圖5 不同鐵含量A356合金中富鐵相的形貌

表2為采用Image- Pro Plus軟件計算得到的富鐵相的形狀因子與尺寸。隨著鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0.2%增加至2.0%，富鐵相形貌從骨骼狀轉(zhuǎn)變?yōu)楣趋罓钆c針狀共存，最終全部轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧睿瑘A整度降低，且富鐵相的尺寸從9.9 μm增大至133.1 μm。

表2 不同鐵含量A356合金中富鐵相的形狀因子與尺寸

圖6為鑄態(tài)A356合金的力學(xué)性能與鐵含量之間的關(guān)系曲線。 可以看出： 隨著鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0.2%增加至1.6%， 合金的抗拉強度從164.5 MPa下降至143.8 MPa，降低幅度為12.6%，斷后伸長率從2.1%下降至1.4%。當(dāng)鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0.8%增加至1.2%時，抗拉強度下降幅度最大，這是富鐵相從骨骼狀α- Fe相轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧瞀? Fe相所致。鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%時，富鐵相尺寸較小，能起到沉淀強化的作用[9]，而隨著鐵含量的增加，富鐵相尺寸增大，對基體的不利影響增大，導(dǎo)致斷后伸長率降低。

圖6 鑄態(tài)A356合金的抗拉強度和斷后伸長率與鐵含量之間的關(guān)系

富鐵相為硬質(zhì)脆相，而鋁合金基體的硬度較低，因此可將富鐵相看作鋁基體中的裂紋，其割裂基體的行為近似看作裂紋擴展導(dǎo)致基體彈性斷裂的過程，裂紋失穩(wěn)拓展時基體臨界應(yīng)力σc可用來反映材料的力學(xué)性能。設(shè)富鐵相為無限大平面內(nèi)的橢圓片裂紋，遠端受到均勻拉伸作用[14],則富鐵相邊緣一點的斷裂韌度KI的計算公式為：

(1)

(2)

式中：Φ為第二類橢圓積分；σ為工作應(yīng)力；a為富鐵相長度的一半；a和c分別為橢圓的短軸、長軸。

由此可知，裂紋失穩(wěn)拓展時基體臨界應(yīng)力σc的表達式為：

(3)

式中：KIc為臨界或失穩(wěn)狀態(tài)下的KI；ac為臨界或失穩(wěn)狀態(tài)下的富鐵相長度。

基體臨界應(yīng)力取決于Φ與裂紋(富鐵相)長度的一半(ac/2)。臨界應(yīng)力與Φ成正比，α- Fe相Φ的取值范圍為1.00～2.46，分別對應(yīng)橢圓短軸與長軸比值a/c→0與a/c=1。當(dāng)鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0.2%增加至1.6%時，骨骼狀富鐵相尺寸增大，且在鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%時部分轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧罡昏F相，a/c從小于1不斷減小至無限接近0，基體斷裂韌度不斷減小，力學(xué)性能惡化；σc與ac成反比，即富鐵相的長度越大，基體臨界應(yīng)力越小，越容易發(fā)生斷裂。一般β- Fe相的長度大于α- Fe相，形狀也不如α- Fe相圓整(Φβ- Fe<Φα- Fe)，因此隨著鐵含量的增加，合金中β- Fe相含量增加，基體的力學(xué)性能降低。

2.3 錳鐵質(zhì)量比對合金組織與性能的影響

鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%、不同錳鐵質(zhì)量比的A356合金的顯微組織如圖7所示。當(dāng)錳鐵質(zhì)量比為0.2時，富鐵相形貌包括針狀和條紋/漢字狀，且條紋/漢字狀富鐵相類似枝晶；當(dāng)錳鐵質(zhì)量比為0.5時，針狀富鐵相減少，漢字狀/條紋狀富鐵相增多且枝晶結(jié)構(gòu)更為復(fù)雜；當(dāng)錳鐵質(zhì)量比為1.0時，條紋狀組織減少，出現(xiàn)了尺寸較小的塊狀富鐵相；當(dāng)錳鐵質(zhì)量比為1.2時，塊狀富鐵相增多且尺寸急劇增大。

圖7 鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%、不同錳鐵質(zhì)量比的A356合金的顯微組織

圖8為鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%的鑄態(tài)A356合金的力學(xué)性能與錳鐵質(zhì)量比之間的關(guān)系曲線。當(dāng)錳鐵質(zhì)量比在0.2～1.0范圍時，合金的抗拉強度和斷后伸長率隨錳鐵質(zhì)量比的增大而升高，質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%的錳使合金的抗拉強度從150 MPa增加至170 MPa，增加幅度為13%，但對斷后伸長率影響不大。當(dāng)錳鐵質(zhì)量比從1.0增加至1.2時，抗拉強度與斷后伸長率均呈降低趨勢。其原因可能為：錳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)從1%增加至1.2%時，塊狀富鐵相的a/c變化不大，因此Φ變化不大，但富鐵相尺寸明顯增加，即ac增大，因此合金的力學(xué)性能降低。由此可知，對于鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%左右的鋁硅回收料，使用錳元素對富鐵相進行中和時，若對產(chǎn)品的力學(xué)性能要求不高但對產(chǎn)品成本有一定限制，應(yīng)控制錳鐵質(zhì)量比為0.2左右；若對產(chǎn)品的力學(xué)性能要求較高，則控制錳鐵質(zhì)量比為1.0左右。

圖8 鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%的鑄態(tài)A356合金的抗拉強度和斷后伸長率與錳鐵質(zhì)量比之間的關(guān)系

3 結(jié)論

(1) 隨著鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0.2%增加至2.0%，A356鋁合金中骨骼狀α- Fe相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧瞀? Fe相，且β- Fe相的尺寸增大，合金的抗拉強度降低。

(2) 對于鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%的A356鋁合金，當(dāng)錳鐵質(zhì)量比小于1時，隨著錳鐵質(zhì)量比的增大，合金的抗拉強度升高，但當(dāng)錳鐵質(zhì)量比大于1時，塊狀A(yù)lSiFeMn相的尺寸急劇增大，導(dǎo)致力學(xué)性能降低；因此在鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%時，為保證合金具有良好的力學(xué)性能，錳鐵質(zhì)量比應(yīng)控制在0.8～1.0，即錳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.8%～1.0%。

(3) 鐵元素在亞共晶鋁硅合金中主要以金屬間化合物的形式存在。α- Fe相中錳含量略高于基體，β- Fe相中錳含量與基體相差不大；錳的加入抑制了β- Fe相的析出。