Si含量對擠壓鑄造Al-5.0Cu-0.6Mn-0.7Fe合金顯微組織和力學性能的影響

趙愈亮，孟凡生，張 楊，張大童，楊 超，張衛(wèi)文

(華南理工大學 機械與汽車工程學院，廣州 510640)

Al-Cu合金作為典型的高強韌鋁合金廣泛應用于建筑、電子、機械制造、航空航天和石油化工等各個工業(yè)部門。而采用先進成形技術(shù)是獲得高性能鋁合金的重要途徑，擠壓鑄造技術(shù)是一種結(jié)合了鑄造和塑性加工特點的短流程、高效、精確成形技術(shù)，是一種獲得高性能鋁合金材料及其零件的重要方法。

提高合金純凈度也是獲得高性能鋁合金的一個重要的途徑[1-2]，故需要嚴格控制雜質(zhì)元素Fe和Si的含量，因為Fe和Si是常見的對鋁合金性能危害最大的雜質(zhì)元素[3]。大多數(shù)高性能鋁合金都對Fe和Si含量有嚴格的要求，例如，我國研發(fā)的高強韌鑄造鋁合金ZL205A，F(xiàn)e和Si含量要求分別不大于0.15%和0.06%(質(zhì)量分數(shù)，下同)。在206.0合金系列中，合金中的最大Fe和Si含量要求分別不大于 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變形鋁合金中，F(xiàn)e和Si含量都不允許超過0.15%。俄羅斯研發(fā)的高強AM5鋁合金，其中Fe、Si含量都不超過0.3%。

Fe和Si在Al-Cu合金中作為主要的雜質(zhì)元素，應加以嚴格控制[3]。因為形成的化合物α-Al15(MnFe)3(SiCu)2和 Al6(FeMn)不溶于α(Al)基體中，對合金的時效強化作用很小。調(diào)整Fe和Si的含量，可以形成α-Al15(MnFe)3(SiCu)2，可消除粗大片狀的β-Al7Cu2Fe和Al6(FeMn)造成合金塑性和工藝性能降低的現(xiàn)象。Fe與合金中的Cu可以形成β-Al7Cu2Fe，降低α(Al)中Cu的濃度，使合金在室溫和高溫下的性能下降，一般雜質(zhì)應控制在0.3%以下。

在高強韌鑄造Al-Cu合金中，F(xiàn)e是重要的雜質(zhì)元素。Fe在Al-Cu合金中的固溶度很低，常以富Fe的金屬間化合物形式存在。例如，Al3Fe、Al6(FeMn)、β-Al7Cu2Fe和α-Al15(FeMn)3(SiCu)2等，特別是以針片狀的β-Al7Cu2Fe和Al3Fe相出現(xiàn)時，嚴重惡化鋁銅合金的力學性能[5]。因此，在開發(fā)高強韌Al-Cu合金的過程中，往往需要嚴格控制雜質(zhì)元素Fe的含量。

Si作為一種雜質(zhì)元素帶入到Al-Cu合金中，會給合金帶來一些有利和不利的影響。因為Si加入到Al-Cu合金中不會與Cu形成任何化合物，且在Al基體的溶解度相對較高，所以Si加入到合金中可以提高合金的強度，主要是提高鑄造性和鑄件的穩(wěn)定性，但是其室溫強度、韌性和抗疲勞性能會有所下降[6]。它還可以改變富鐵相的形貌，使Fe2SiAl8或Cu2FeAl7轉(zhuǎn)變?yōu)镕eSiAl5[7]。然而，Si加入對Al-Cu合金的熱穩(wěn)定性不利，因此合金中的加入量應嚴格控制(例如，在AA224.2合金中不超過0.02%)。在含Mg的鋁合金中Si有直接的強化作用，因為Mg和Si質(zhì)量比控制著合金的時效強化[8]。

KAMGA等[9]研究表明：在相對較高的冷卻速度，T4和T7熱處理條件下，當Si與Fe質(zhì)量比為1時，B206合金的綜合力學性能是最好的。Mn和Si可以促進有害的針狀β-Fe向漢字狀的α-Fe轉(zhuǎn)變，并提高抗熱裂紋性，從而提高合金的力學性能。LIU等[10-11]研究表明：無論是添加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聯(lián)合添加的效果比各自添加的效果更加明顯。β-Fe和α-Fe的形成主要取決于Fe、Mn和Si的含量和冷卻速度。在Al-4.6Cu-0.15Fe-0.3Mn合金中，Mn和Si含量為0.3%時(Si與Fe質(zhì)量比和Mn與Fe質(zhì)量比都為3.3)，合金在只存在α-Fe。CACERES等[12]發(fā)現(xiàn)，Si含量有利于Al-Cu-Si-Mg合金中漢字狀富鐵相的形成，從而提高合金的伸長率，提高高鐵含量合金的力學性能。HAN等[13]研究認為：Si可以增加Al-4.5Cu合金的流動性和抗熱裂紋性能。Si對合金的強度影響不大，但是會降低其鑄態(tài)的韌性。經(jīng)過T4熱處理的Si含量為2%的合金，其抗拉強度比鑄態(tài)的提高28%。此外，董晟全等[14]對Al-4.5Cu合金的研究結(jié)果也表明：Si可以降低熱裂傾向性，并縮小固液間距。當合金中加入2%Si時合金，再輝現(xiàn)象嚴重，導致抗拉強度降低；當合金中加入3%Si時，合金補縮能力強，斷裂應力值高。LI等[15]的研究也表明，Si可以明顯提高Al-5.0Cu合金的流動性能，降低合金的熱裂紋趨勢，其原因是Si可以降低結(jié)晶溫度范圍和結(jié)晶過程中釋放大量的結(jié)晶潛熱。LEMIEUX等[16]研究了Si對半固態(tài)鑄造206合金的影響，當Si含量高達1.2%時，對合金力學性能沒有損害，并且能降低熱裂紋。而擠壓鑄造是一種高效的近凈成形技術(shù)，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。范建磊等[17]研究了壓力對Al-Li-Cu合金組織和性能的影響，發(fā)現(xiàn)壓力降低了柱狀晶的比例，改變鑄錠的表面質(zhì)量，獲得致密無縮孔缺陷的鑄錠，合金的力學性能在50 MPa以下隨著壓力增大而增加。婁照輝等[18]認為，擠壓壓力可以明顯提高Al-5.0Cu-0.6Mn-1.0Fe-1.0Ni合金的高溫力學性能，并可以消除合金中的縮松，抑制合金中針狀Al7Cu2Fe相的形成，使富鐵相相分布更為彌散，并形成聯(lián)通的骨骼狀結(jié)構(gòu)。ZHANG等[5]研究表明，Mn可以促進Al-5.0Cu-0.5Fe合金中的β-Fe向α-Fe轉(zhuǎn)變，并且在擠壓壓力的作用下，僅需要較低含量的Mn即可實現(xiàn)該轉(zhuǎn)變。

而關(guān)于Si對Al-Cu-Mn-Fe合金組織和性能影響的研究，國內(nèi)外都鮮見報道。本文作者主要研究Si對擠壓鑄造Al-5.0Cu-0.6Mn-0.7Fe合金顯微組織和力學性能的影響，分析不同Si含量以及不同擠壓壓力作用下合金的相組成及第二相體積分數(shù)、形貌、斷口等顯微組織的演化規(guī)律，為獲得高性能、易再生的高強韌鑄造Al-Cu合金提供理論基礎(chǔ)。因此，通過優(yōu)化工藝、調(diào)節(jié)合金中Si的含量，從而降低材料的成本和擴大選材范圍，對實現(xiàn)材料的高效利用具有重要意義。

1 實驗

試驗所用原材料如下：純度為99.8%的鋁錠、Al-50Cu、Al-10Mn、Al-5Fe和Al-20Si(質(zhì)量分數(shù)，%)中間合金。在坩堝電阻爐中進行合金熔煉，采用商業(yè)固體精煉劑精煉，除氣和除渣后，于710℃左右進行澆注。合金光譜分析后的主要化學成分如表1所示。

表1 合金的主要化學成分Table 1 Chemical composition of alloy

擠壓鑄造試驗在1000 kN四柱液壓機上進行直接擠壓，模具材料為H13鋼，采用石墨機油潤滑，模具預熱溫度約250 °C，擠壓力分別為0、25、50和75 MPa，擠壓速度為10～18 mm/s，保壓時間為30 s,獲得的鑄錠尺寸為d68 mm×65 mm。在鑄件同半徑的周邊截取d5 mm的標準拉伸試樣，在SANS CMT5105型微機控制萬能材料試驗機上進行拉伸力學性能測試，拉伸速度為1 mm/min，每個測量結(jié)果為3個試樣的平均值。在拉伸試樣夾頭部位末端的相同位置截取金相試樣，拋光后采用的腐蝕劑為0.5%HF(質(zhì)量分數(shù))水溶液，在Quanta SEM 2000型環(huán)境掃描電子顯微鏡上進行顯微組織觀察。在LEICA/DMI 5000M型金相顯微鏡上進行顯微組織觀察，并利用Leica Materials Workstation V3.6.1圖像分析軟件進行定量金相分析，每個試樣放大500倍下選取至少30個視場。宏觀硬度測試在HB-3000B型布氏硬度計上進行，鋼球直徑為D=5.0 mm,載荷為2452 N，保壓時間為30 s，每個測量結(jié)果為4個試樣的平均值。深腐蝕樣品觀察和拉伸斷口分析在Quanta SEM 2000型環(huán)境掃描電子顯微鏡上進行。由于合金中富鐵相數(shù)量比較少，為了提高富鐵相在合金中的比例，以達到XRD分析的精度，采用碘甲醇溶液將α(Al)基體腐蝕掉一部分。具體過程如下：先用車床在鑄錠的相同位置處鉆取大約10 g的鋁屑，再將鋁屑研磨成細小的粉末狀。采用10%(質(zhì)量分數(shù))的NaOH溶液先腐蝕一段時間，最后將粉末放入碘甲醇溶液中。為了加快反應速度，將燒杯放置于超聲波中，經(jīng)過大約2 h之后，將粉末用酒精清洗3次，烘干后采用Bruker D8 ADVANCE型X射線衍射儀對合金進行了相分析,X射線衍射儀參數(shù)為：Cu靶，加速電壓為 40 kV，角度為 20°～60°。

2 結(jié)果與分析

2.1 合金的力學性能

不同Si含量和不同壓力作用下合金的力學性能如圖1所示。由圖1(a)～(c)可知，當擠壓壓力為0 MPa時，合金的抗拉強度、屈服強度和伸長率均隨著Si含量的增加而逐漸降低。而當擠壓壓力分別是25、50和75 MPa時，合金的抗拉強度和屈服強度隨著Si含量的增加逐漸增加；伸長率卻緩慢降低，但降低的趨勢比擠壓壓力為0時的低。在擠壓壓力為0時，合金的抗拉強度由215.5 MPa下降為202.5 MPa，降幅為6.0%；在擠壓壓力為75 MPa時，合金的的抗拉強度由217.8 MPa增加到232.3 MPa，增幅為6.3%。在擠壓壓力為0時，合金的屈服強度由108.0 MPa下降到103.5 MPa，降幅為4.2%；在擠壓壓力為75 MPa時，合金的屈服強度由111.1 MPa增加到117.8 MPa，增幅為6.0%。在擠壓壓力為0時，合金的伸長率由8.7%下降到3.5%，降幅為59.7%；在擠壓壓力為75 MPa時，合金的伸長率由14.1%下降到12.4%，降幅為12.0%。由圖1(d)可知，在擠壓壓力為0和75 MPa時，隨著Si含量的增加，合金的宏觀硬度都隨之增加；隨著壓力的增加，合金的宏觀硬度逐漸增加。在擠壓壓力為0時，合金的宏觀硬度由55.5 HB增加到70.0 HB，增幅為26.1%；在擠壓壓力為75 MPa時，合金的宏觀硬度由60.2 HB增加到74.5 HB，增幅為23.8%。

2.2 合金的顯微組織

不同Si含量和不同擠壓壓力下合金的顯微組織如圖2所示。從圖2可以看出第二相的形貌，這些第二相包括網(wǎng)狀共晶相、塊狀和漢字狀的富鐵相等。圖2(a)和(b)所示為Si含量(質(zhì)量分數(shù))為0時，合金中的3種第二相形貌(見箭頭 A0、B0和 C0以及 A1，B1和 C1)；圖2(c)～(e)和(g)所示為不同Si含量時，合金中的3種第二相形貌(如箭頭 A2、C2和 D2，A3、C3和 D3，A4、C4和 D4，A6、C6和 D6)；圖 2(f)和(h)所示為不同 Si含量時，合金中的2種第二相形貌(如箭頭C5和D5，C7和D7)。這些第二相的能譜分析結(jié)果如表2所示。其所對應的相分別是塊狀富鐵相為Al6(FeMnCu)、漢字狀富鐵相為α-Al15(FeMn)3Cu2、白色花紋相為θ(Al2Cu)和含 Si漢字狀富鐵相為α-Al15(FeMn)3(SiCu)2，與文獻[5]中的結(jié)果一致。由于Si的加入，富鐵相由漢字狀富鐵相變?yōu)榘咨y相，因為Si可以與Cu互溶，形成α-Al15(FeMn)3(SiCu)2。

由圖2(a)，(c)，(e)和(g)可知，隨著Si含量的增加，鑄態(tài)合金晶界處的α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相逐漸由連續(xù)的漢字狀轉(zhuǎn)變?yōu)榉稚⒌募毿」趋罓頪9]，且數(shù)量增多；而Al6(FeMnCu)相的數(shù)量逐漸減少，θ(Al2Cu)相也逐漸由細小的網(wǎng)狀變成塊狀，且數(shù)量增多。由圖2(b)、(d)、(f)和(h)可知，當擠壓壓力為75 MPa時，隨著Si含量的增加，α-Al15(FeMn)3(SiCu)2、Al6(FeMnCu)相和θ(Al2Cu)相的變化趨勢和擠壓壓力為0 MPa時的相似，但是Al6(FeMnCu)相消失。這是由于隨著壓力增加，壓力的作用消除了鑄件與模具之間的氣隙，合金的冷卻速度提高，分布于晶界處的第二相變得更加細小和分散。

圖3所示為α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相的顯微組織和元素面掃描分布。由圖3可以看出該相的元素分布，結(jié)合XRD和SEM-EDS分析結(jié)果表明，該相就是富鐵相α-Al15(FeMn)3(SiCu)2。

圖4所示為不同壓力和不同Si含量下的第二相體積分數(shù)。由圖4(a)～(d)可知，隨著Si含量增加，總的第二相體積分數(shù)逐漸增加，α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相和Al2Cu相體積分數(shù)逐漸增多，而Al6(FeMnCu)相的體積分數(shù)逐漸減少；此外，當擠壓壓力從0 MPa增加到75 MPa時，合金中總的第二相體積分數(shù)和每個第二相的體積分數(shù)都降低。

圖5(a)和(b)所示為Si含量為1.1%，擠壓壓力分別為0 MPa和75 MPa時合金的顯微組織。由圖5(a)可知，當擠壓壓力為0時，合金中縮孔較多且第二相較粗大。由圖5(b)可知，當擠壓壓力為75 MPa時，合金中的縮松基本消除，二次枝晶間距細化，第二相明顯細化。

圖1 不同Si含量合金和不同壓力下合金的力學性能Fig.1 Mechanical properties of alloys with different Si contents under different extrusion pressures:(a)Ultimate tensile strength;(b)Yield strength;(c)Elongation;(d)Macrohardness

圖2 在不同Si含量和擠壓壓力下合金的顯微組織Fig.2 Microstructures of alloys with different Si contents under different extrusion pressures:(a)Without Si,0 MPa;(b)Without Si,75 MPa;(c)0.15%Si,0 MPa;(d)0.15%Si,75 MPa;(e)0.55%Si,0 MPa;(f)0.55%Si,75 MPa;(g)1.1%Si,0 MPa;(h)1.1%Si,75 MPa

圖6所示為擠壓壓力為0 MPa時不同Si含量合金XRD譜。結(jié)合顯微組織可知，隨著Si含量的增加，Al6(FeMnCu)相逐漸減少，α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相逐漸增多。由于樣品經(jīng)過NaOH水溶液腐蝕再經(jīng)過碘甲醇溶液萃取后，Al2Cu相易被腐蝕，所以在衍射峰中未出現(xiàn)Al2Cu相的峰值。由圖2可知，擠壓壓力為0 MPa時，在Si含量為0時，相組成為α(Al)+Al2Cu+Al6(FeMnCu)+α-Al15(FeMn)3(SiCu)2；而在 Si含量為1.1%時，相組成為α(Al)+Al2Cu+Al6(FeMnCu)+α-Al15(FeMn)3(SiCu)2+Si。當Si含量為1.1%時，合金中存在單質(zhì)Si，這與ELGALLAD等[19]的研究結(jié)果是一致的。因為樣品中Si含量較少，所以在顯微組織中難以發(fā)現(xiàn)單質(zhì)Si的存在。

圖3 α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相的顯微組織和元素面掃描分布Fig.3 Microstructures(a)and element map distributions ofAl(b),Si(c),Mn(d),Fe(e)and Cu(f)for α-Al15(FeMn)3(SiCu)2phase

表2 圖2中第二相的能譜分析結(jié)果Table 2 Average composition of second phases shown in Fig.2

2.3 合金的斷口形貌

不同擠壓壓力下鑄態(tài)和不同Si含量合金的斷口形貌如圖7所示。由圖7(a)和(c)可知，當合金在擠壓壓力0 MPa時，合金斷口上有很多枝晶狀縮松組織；由圖7(b)和(d)可知，當合金在擠壓壓力為75 MPa時，顯微縮松基本消失，合金發(fā)生了很大的塑性變形，出現(xiàn)大量的韌窩，韌性斷裂特征更加明顯，這與林波等[20]的研究結(jié)果一致。隨著Si含量的增加，拉伸斷口中的韌窩數(shù)量和深度顯著減少。圖8所示為不同擠壓壓力和Si含量下的合金縱向斷口形貌。由圖8(a)和(c)可知，裂紋主要起源于α(Al)枝晶間的第二相和疏松處，而且傾向于沿富鐵相和縮松處進行擴展。由圖8(b)和(d)可知，當壓力增大到75 MPa時，雖然α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相依然可能成為裂紋擴展的起源，但由于富鐵相變得細小和分散，使得裂紋擴展的難度增大。此外，當Si含量從0增加到1.1%時，在α(Al)枝晶間存在的第二相增多，導致第二相中的裂紋源增加，裂紋更容易沿第二相擴展。

圖4 不同擠壓壓力和Si含量時合金中各相的體積分數(shù)Fig.4 Volume fraction of each phase in alloys at different extrusion pressures and Si contents:(a)Total second intermetallics;(b)α-Al15(FeMn)3(SiCu)2phase;(c)Al6(FeMnCu)phase;(d)(Al2Cu)phase

圖5 Si含量為1.1%時不同擠壓壓力時合金的顯微組織Fig.5 Microstructures of alloys with Si content of 1.1%at different extrusion pressures:(a)0 MPa;(b)75 MPa

3 討論

3.1 Si含量和擠壓壓力對合金顯微組織的影響

在擠壓鑄造條件下，合金中的顯微組織發(fā)生顯著變化。當擠壓壓力為0 MPa和Si含量為0時，相組成為α(Al)+Al2Cu+Al6(FeMnCu)+α-Al15(FeMn)3Cu2；而當Si含量為1.1%時，合金中Si除了形成α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相，還以單質(zhì)Si的形式存在，相組成為α(Al)+Al2Cu+Al6(FeMnCu)+α-Al15(FeMn)3(SiCu)2+Si。由圖4可知，當擠壓壓力為0 MPa時，Si含量由0增加為1.1%時，總的第二相、α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相和Al2Cu相體積分數(shù)增多，而Al6(FeMnCu)相的體積分數(shù)減少，且α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相由漢字狀變成骨骼狀，而Al6(FeMnCu)相體積分數(shù)減少，Al2Cu相由網(wǎng)狀變成小塊狀。

圖6 擠壓壓力為0 MPa時不同Si含量合金的XRD譜Fig.6 XRD patterns of alloys with different Si contents under extrusion pressures of 0 MPa:(a)Without Si;(b)0.15%Si;(c)0.55%Si;(d)1.1%Si

圖7 不同擠壓壓力和Si含量下的合金拉伸斷口形貌Fig.7 Fracture morphologies of alloys with different Si contents under different extrusion pressures and:(a)0 MPa,without Si;(b)75 MPa,without Si;(c)0 MPa,1.1%Si;(d)75 MPa,1.1%Si

當擠壓壓力為75 MPa和Si含量為0時，相組成為α(Al)+Al2Cu+Al6(FeMnCu)+α-Al15(FeMn)3Cu2；而在Si含量增加到1.1%時，合金中的Al6(FeMnCu)相消失，相組成物為α(Al)+Al2Cu+α-Al15(FeMn)3(SiCu)2+Si。總的第二相、α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相和Al2Cu相體積分數(shù)增多，而Al6(FeMnCu)相體積分數(shù)逐漸減少直至消失。這是由于 Si含量的增加促進了α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相的形成，而抑制了Al6(FeMnCu)相的形成。

擠壓壓力導致合金顯微組織差異的主要原因如下：在擠壓鑄造過程中，壓力的作用消除了鑄件與模具之間的氣隙，導致界面?zhèn)鳠嵯禂?shù)提高，使合金的冷卻速度加快[21]。冷卻速度越快，合金越接近非平衡凝固，F(xiàn)e原子越來不及擴散析出。在較高的冷卻速度下，F(xiàn)e原子越不容易聚集，因此，增大冷卻速度可以抑制Al6(FeMnCu)相的形成，促進危害作用更少的漢字狀α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相的形成。且隨著擠壓壓力由0 MPa增大到75 MPa，α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相由連續(xù)的漢字狀變成分散和細小的骨骼狀。結(jié)合OM、SEM、XRD和定量金相分析結(jié)果表明，施加壓力不僅改變了合金的相組成，而且對第二相的形貌和分布有著顯著的影響。壓力促進了α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相的形成，從而抑制了Al6(FeMnCu)相的形成；并且α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相逐漸由連續(xù)的漢字狀變?yōu)榉稚⒌募毿」趋罓頪9]，θ(Al2Cu)相也逐漸從細小的網(wǎng)狀變成塊狀。

圖8 不同擠壓壓力和Si含量下的合金拉伸斷口縱向面金相Fig.8 Longtitude fracture morphologies of alloys with different Si contents under different extrusion pressures:(a)0 MPa,without Si;(b)75 MPa,without Si;(c)0 MPa,1.1%Si;(d)75 MPa,1.1%Si

3.2 Si含量和擠壓壓力對合金力學性能的影響

綜合以上實驗結(jié)果表明，Si含量和擠壓壓力對合金中的力學性能有顯著影響。結(jié)合LIU等[22]的研究結(jié)果表明：α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相對力學性能的有害作用比Al6(FeMnCu)相的小。因為α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相是在凝固后期析出，在一次枝晶軸形成不同方向上發(fā)達的二次枝晶，使α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相與基體交互在一起。且漢字狀的α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相有較小的尺寸和緊密的結(jié)構(gòu)[23]，當α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相斷裂時，裂紋將在漢字狀樹枝和枝晶之間產(chǎn)生偏轉(zhuǎn)，且周圍的α(Al)基體會變形，形成細小的韌窩。所以沿著α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相和基體方向裂紋難以擴展，裂紋切過第二相需要消耗更多的能量，從而提高合金的強度。而Al6(FeMnCu)相有較大的尺寸和較強的分枝能力，在凝固的過程形成全樹突結(jié)構(gòu)和顆粒狀，當Al6(FeMnCu)相斷裂時，并且Al6(FeMnCu)相和α(Al)基體的界面容易剝離[24]。因為Si能促進對力學性能危害作用較少的α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相的形成，但Al6(FeMnCu)相逐漸減少直至消失，Al2Cu相逐漸增多，特別是α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相由漢字狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿『头稚⒌墓趋罓?，使得第二相的晶界強化效果進一步增強，所以Si的加入能增加合金的抗拉強度和屈服強度。但是由于硬脆的富鐵相對合金的伸長率產(chǎn)生不利影響，而擠壓鑄造可以顯著改善合金的伸長率，所以合金伸長率降低的趨勢較小。

當擠壓壓力為0 MPa時，隨著Si含量從0增加到1.1%，雖然Si促進漢字狀的α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相的形成，有一定的晶界強化作用，但由于總的富鐵相數(shù)量增多和尺寸變大，特別是凝固收縮時由于富鐵相阻止液相的填充而形成較多的縮松，在拉伸試驗時形成應力集中，容易形成裂紋源，從斷口上也發(fā)現(xiàn)韌窩數(shù)量變少和深度變淺，所以合金的抗拉強度、屈服強度和伸長率都是下降的。當擠壓壓力為75 MPa時，合金中的顯微縮松基本消失，合金的二次枝晶間距減少，第二相分布更均勻。從合金的斷口形貌可以看出，韌窩的數(shù)量變得多且尺寸更深，具有塑性變形的特征。這是因為在壓力作用下，合金中的第二相增多，且α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相變得細小和分散，裂紋切過該相要消耗更多的能量，使得擴展的難度增大，所以隨著擠壓壓力的增加，合金的抗拉強度和屈服強度逐漸增加。

在本研究中，但Fe和Si含量分別高達0.7%和1.1%時，75 MPa擠壓壓力下鑄態(tài)合金的抗拉強度達到232 MPa，屈服強度達到118 MPa，伸長率達到12.4%。與Fe和Si含量分別為0.06%和0.1%時的重力鑄造B206合金相比，其中抗拉強度相當，而伸長率提高2倍以上[9]。與Fe和Si含量分別為0.15%和0.06%時的砂型鑄造ZL205A合金相比，其抗拉強度高約9%[25]?？梢?，采用擠壓鑄造技術(shù)制備高Fe、Si雜質(zhì)含量的高性能鋁合金為廢舊鋁合金的回收利用提供了更廣闊的空間。

4 結(jié)論

1)對于擠壓鑄造Al-5.0Cu-0.6Mn-0.7Fe合金，當擠壓壓力為0 MPa時，隨著Si含量的增加，在凝固后期形成的α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相阻止液相補縮而形成較多的縮松組織，使合金的抗拉強度、屈服強度和伸長率都下降；當擠壓壓力為75 MPa時，隨著Si含量的增加，促進漢字狀富鐵相α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相和Al2Cu相增多，使Al6(FeMnCu)相逐漸減少直至消失，細小和分散的α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相形成晶界強化，使合金的抗拉強度和屈服強度增加，而富鐵相增多使伸長率降低，但擠壓鑄造工藝使伸長率降低的趨勢減緩。

2)隨著Si含量增加，總的第二相體積分數(shù)逐漸增加，α-Al15(FeMn)3(SiCu)2相和Al2Cu相體積分數(shù)逐漸增加，而Al6(FeMnCu)相的體積分數(shù)逐漸減少；隨著擠壓壓力增加，合金中總的第二相體積分數(shù)和每個第二相的體積分數(shù)都減少。

3)在擠壓壓力為75MPa和Si含量為1.1%時，此時合金的綜合力學性能最好，其抗拉強度為232 MPa、屈服強度為118 MPa、伸長率為12%。

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