重力鑄造與擠壓鑄造Al-5.0Cu-0.6Mn-1.0Fe-1.0Ni合金的高溫力學(xué)性能對(duì)比

婁照輝，鄭成坤，林 波，范建磊，張衛(wèi)文

（華南理工大學(xué)機(jī)械與汽車工程學(xué)院，廣州 510640）

0 引 言

鐵在鋁合金中常以針狀β-Fe的形式出現(xiàn)，既硬又脆，嚴(yán)重影響合金的力學(xué)性能［1］。因此在高強(qiáng)韌鋁合金中，往往需要嚴(yán)格控制雜質(zhì)元素鐵的含量，例如ZL208合金（相當(dāng)于國外RR350合金）要求雜質(zhì)鐵元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于0.5%［2］。又如鑄造鋁硅銅錳鎳系活塞合金中鐵元素被作為雜質(zhì)元素控制［3］。另外，鐵原子的升華能（393kJ·mol－1）比鋁原子升華能（230.2kJ·mol－1）高，其在α固溶體中的擴(kuò)散速率很小，能提高鋁合金的再結(jié)晶溫度，當(dāng)α固溶體分解時(shí)形成復(fù)雜的耐熱相，有利于提高合金的耐熱性［4］。廢鋁中鐵含量較高，直接用于熔煉高強(qiáng)韌鋁合金不太合適，因此，利用高鐵含量廢鋁開發(fā)鑄造耐熱鋁合金是提高廢鋁合金利用效率的一個(gè)有效途徑。

鑄造耐熱鋁合金具有導(dǎo)熱性好和密度低等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空及軍工發(fā)動(dòng)機(jī)零件、汽車耐熱零部件［5－6］，在鑄造耐熱鋁合金中添加鎳、錸、鈷、鋯等稀貴金屬可提高其耐熱性能，但也會(huì)導(dǎo)致該合金成分復(fù)雜，成本高昂，不利于合金的使用。利用高鐵含量廢鋁開發(fā)鑄造耐熱鋁合金可降低這類合金的成本。國內(nèi)外學(xué)者對(duì)添加鐵元素提高鑄造鋁合金耐熱性能方面已展開了大量研究。Asghar［7］等研究了同時(shí)加入鐵與鎳對(duì)鑄造鋁硅合金高溫強(qiáng)度的影響。Wang［8］等研究了富鐵相對(duì)鋁硅銅鐵鎳合金高溫力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)α-Fe相的形成有利于合金耐熱性能的提高。武玉英［9］等研究了富鐵相形貌對(duì)鋁硅鐵銅鎂鎳合金高溫強(qiáng)度的影響，結(jié)果表明針片狀富鐵相會(huì)降低合金高溫強(qiáng)度，而塊狀或骨骼狀富鐵相可以顯著提高合金的高溫強(qiáng)度。然而大部分研究主要集中于重力鑄造鋁硅合金，而對(duì)于富鐵鑄造鋁銅合金耐熱性的研究還很少，特別是通過特殊鑄造工藝改變第二相形貌及分布來提高鑄造鋁銅合金高溫力學(xué)性能的研究還未見報(bào)道。

擠壓鑄造是一種較為先進(jìn)的高效近凈成形工藝，它將鑄造和鍛造工藝的特點(diǎn)融為一體，使液態(tài)金屬在高壓作用下凝固成形，可使粗大相破碎，獲得致密均勻的組織［10］。作者以一種成分簡(jiǎn)單、具有較高鐵含量的 Al-5.0Cu-0.6Mn-1.0Fe-1.0Ni合金為研究對(duì)象，對(duì)比分析了擠壓鑄造合金與重力鑄造合金的高溫力學(xué)性能，為進(jìn)一步開發(fā)高鐵含量的擠壓鑄造鋁銅耐熱合金奠定基礎(chǔ)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)所用原材料為純度99.8%的鋁錠和Al－50Cu、Al-10Mn、Al-10Ni、Al-8.2Fe中間合金。在井式電阻爐中進(jìn)行合金熔煉，熔體采用C2Cl6商業(yè)固體精煉劑精煉，并在除氣和除渣后，于710℃左右進(jìn)行澆注。合金的主要化學(xué)成分如表1所示。

表1 合金的主要化學(xué)成分（原子分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of the alloy（mass） %

重力鑄造試驗(yàn)用模具的材料為H13鋼，采用石墨機(jī)油潤(rùn)滑，澆注前模具預(yù)熱至250℃。擠壓鑄造試驗(yàn)在1000KN四柱液壓機(jī)上進(jìn)行，采用直接擠壓鑄造，模具與重力鑄造相同，擠壓力為75MPa，擠壓速度為0.01～0.018m·s－1，保壓時(shí)間30s。兩種工藝獲得的鑄錠尺寸均為φ68mm×65mm，然后對(duì)鑄錠進(jìn)行T7熱處理。T7熱處理工藝為（530±5）℃固溶5h，升溫至（540±5）℃固溶7h，90℃水淬，然后在（215±5）℃時(shí)效16h，空冷。在鑄錠相同半徑的位置截取φ5mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，在SANS CMT5105型微機(jī)控制萬能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，高溫拉伸試驗(yàn)參照GB/T 4338－2006，拉伸速度均為1mm·min－1，測(cè)量結(jié)果為3個(gè)試樣的平均值。在每個(gè)鑄錠上表面的相同位置截取金相試樣，拋光后采用0.5%HF（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）水溶液腐蝕，在LEICA/DMI 5000M型光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行組織觀察。拉伸斷口觀察和能譜分析在Nova Nano SEM430型掃描電子顯微鏡及附帶能譜儀上進(jìn)行。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 力學(xué)性能

從表2可以看出，室溫下擠壓鑄造合金的抗拉強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度，伸長(zhǎng)率，分別比重力鑄造合金提高了12.4%，10.6%和158.8%；200 ℃時(shí)，合金抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率分別提升了3.8%，10.8%和118.5%。并且合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度都隨溫度的升高而降低，伸長(zhǎng)率隨溫度升高而增大。相比于重力鑄造合金，擠壓鑄造合金在室溫及200℃下的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率都有所提升，其中伸長(zhǎng)率提升最為顯著。

表2 重力鑄造與擠壓鑄造合金在室溫及200℃的力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of alloy prepared by gravity die casting and squeeze casting at room temperature and 200 ℃

2.2 顯微組織

從圖1中可以看到，鑄態(tài)合金的顯微組織主要由α（Al）基體及分布在基體之間的第二相組成。這些第二相包括花紋狀相（圖中A所指）、針狀富鐵相（圖中B所指）和呈塊狀分布相（圖中C所指）。表3為A、B、C相的能譜分析結(jié)果，結(jié)合相關(guān)文獻(xiàn)可知，A 相 為 Al2Cu，B 相 為 Al7Cu2Fe［11］，C 相 為Al9FeNi［12］。

從圖2可以看到，經(jīng)T7熱處理后，重力鑄造合金中的第二相主要呈塊狀和針狀，且富鐵相的尺寸較為粗大；擠壓鑄造合金中，針狀A(yù)l7Cu2Fe相尺寸減小，或呈短桿狀分布，塊狀的Al9FeNi相更為細(xì)小彌散，第二相沿晶界形成封閉的網(wǎng)狀。比較圖1和圖2可以看出，經(jīng)T7熱處理后，花紋狀的Al2Cu消失，富鐵相和富鎳相的邊緣變得有些圓鈍。

圖1 兩種工藝制備合金的鑄態(tài)顯微組織Fig.1 Microstructure of cast alloy prepared by gravity die casting（a）and squeeze casting（b）

表3 鑄態(tài)合金中第二相EDS能譜結(jié)果（原子分?jǐn)?shù)）Tab.3 EDS results of the second phases in cast alloy（atom） %

2.3 斷口形貌

從圖3可見，重力鑄造合金拉伸斷口上都可見大量明顯縮松且呈針狀的富鐵相，但在200℃拉伸斷口上出現(xiàn)少量撕裂棱及韌窩，合金顯示出一定的韌性斷裂特征；擠壓鑄造合金拉伸斷口上出現(xiàn)較多撕裂棱及韌窩，且韌窩尺寸比重力鑄造合金的有所減小，拉伸斷口中的針狀富鐵相和孔洞也減少，而塊狀或粒狀的富鐵相增多；隨著試驗(yàn)溫度升高，拉伸斷口韌窩數(shù)量顯著增多，且韌窩變得細(xì)小均勻，韌性斷裂特征越加明顯。

2.4 討 論

圖2 兩種工藝制備合金T7熱處理態(tài)的顯微組織Fig.2 Microstructure of T7-treated alloy prepared by gravity die casting（a）and squeeze casting（b）

試驗(yàn)結(jié)果說明，相比于重力鑄造合金，擠壓鑄造Al-5.0Cu-0.6Mn-1.0Fe-1.0Ni合金的室溫力學(xué)性能和高溫力學(xué)性能都得到了顯著的提升。從圖3可以清晰地看出，擠壓可以明顯減少組織中孔洞、縮松等鑄造缺陷，大幅提高合金的強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率；同時(shí)，擠壓可以顯著減少針狀A(yù)l7Cu2Fe的析出，抑制富鐵相的長(zhǎng)大，使Al9FeNi相變成細(xì)小的塊狀，從而極大地提升了合金的拉伸性能。Dong等［13］和Maeng等［14］分別研究了擠壓鑄造 Al-7Si-0.3Mg和B390合金中富鐵相對(duì)組織和力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明擠壓壓力可以增大合金凝固過程中的冷卻速率，抑制或減少針狀富鐵相的形成，使富鐵相大部分轉(zhuǎn)變成細(xì)小的漢字狀結(jié)構(gòu)。Kamguo［15］等也研究發(fā)現(xiàn)，增大冷卻速率可以抑制針狀A(yù)l7Cu2Fe相的形成。

圖3 不同工藝制備合金的拉伸斷口形貌Fig.3 Fracture morphology of alloy prepared in different processes：（a）room temperature，gravity die casting（b）room temperature，squeeze casting（c）200℃，gravity die casting（d）200℃，squeeze casting

鋁合金的高溫力學(xué)性能取決于α（Al）基體中第二相的固溶和沉淀強(qiáng)化，以及晶界的第二相強(qiáng)化。然而在高溫下，原子熱振動(dòng)振幅增大，原子間結(jié)合力下降，導(dǎo)致溶質(zhì)原子、晶界、相界、位錯(cuò)交互作用等這些室溫下的位錯(cuò)阻礙作用大大減輕，位錯(cuò)不僅易于滑移而且容易發(fā)生攀移，使得基體的力學(xué)性能下降，因此固溶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化在高溫下作用減弱，第二相強(qiáng)化成為鋁合金在高溫下最有效的強(qiáng)化機(jī)制［16－18］。第二相強(qiáng)化作用不僅與第二相的成分有關(guān)，而且與第二相的形狀、大小及分布有很大的關(guān)系［19－20］。形狀復(fù)雜和熱穩(wěn)定性好的化合物分布于晶界上形成封閉的網(wǎng)狀或骨骼狀時(shí)，合金耐熱性能最好。Al7Cu2Fe相［21］和 Al9FeNi相22－23］熱穩(wěn)定性非常好，但當(dāng)Al7Cu2Fe相呈粗大針狀時(shí)，嚴(yán)重割裂基體從而降低合金高溫力學(xué)性能。如果Al7Cu2Fe相和Al9FeNi相沿晶界彌散分布，特別是當(dāng)其形成封閉的網(wǎng)狀時(shí)，能阻滯α（Al）固溶體在高溫下的塑性變形，從而提高合金的高溫力學(xué)性能。這種特征在鋁硅合金中也得到了反映［9］?？梢?，擠壓鑄造工藝不僅能提高合金的室溫力學(xué)性能，而且能提高合金的高溫力學(xué)性能。

3 結(jié) 論

（1）擠壓鑄造可以使 Al-5.0Cu-0.6Mn-1.0Fe-1.0Ni合金中的孔洞和針狀A(yù)l7Cu2Fe相減少，塊狀A(yù)l9FeNi相變得細(xì)小彌散，有利于提高合金室溫力學(xué)性能和高溫力學(xué)性能。

（2）與重力鑄造合金相比，擠壓鑄造 Al-5.0Cu-0.6Mn-1.0Fe-1.0Ni合金的室溫力學(xué)性能和高溫力學(xué)性能都顯著提高，其中伸長(zhǎng)率提高最為顯著；擠壓鑄造合金在200℃下的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率分別比重力鑄造合金的分別提高了3.8%，10.8%和118.5%。

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