Al-Si合金中富鐵相形態(tài)及其影響因素研究進(jìn)展

宋東福，王順成，周　楠，農(nóng)　登，鄭開宏

(廣州有色金屬研究院 金屬加工與成型技術(shù)研究所，廣州 510650)

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Al-Si合金中富鐵相形態(tài)及其影響因素研究進(jìn)展

宋東福，王順成，周楠，農(nóng)登，鄭開宏

(廣州有色金屬研究院 金屬加工與成型技術(shù)研究所，廣州 510650)

Non-ferrousMetals,Guangzhou510650,China)

綜述了Al-Si合金中富鐵相的存在形態(tài)、形成條件以及富鐵相影響因素的研究進(jìn)展，重點討論了Al-Si合金中合金元素、熔煉鑄造工藝對富鐵相形態(tài)與分布影響的最新研究現(xiàn)狀。研究現(xiàn)狀表明，針狀富鐵相對Al-Si合金性能危害極大，而漢字狀富鐵相對合金性能的危害要小得多，合金元素和熔鑄工藝對富鐵相形態(tài)具有重要的影響；因此，研究合金元素與熔鑄工藝對富鐵相形態(tài)的交互作用及其影響規(guī)律，從而獲得有益的富鐵相形態(tài)，或減少合金中Fe含量是Al-Si合金中減緩富鐵相危害的重要研究趨勢。

Al-Si合金；富鐵相形態(tài)；影響因素

Fe元素是鋁合金中最為常見的雜質(zhì)元素，但Fe在鋁中的固溶度很低，常溫下僅為0.05%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，在鋁合金中常以第二相的形式存在。在Al-Si系列鑄造合金中，F(xiàn)e能與合金中的主要元素Al，Si以及其他元素如Mn，Cu形成多元富鐵化合物，富鐵化合物形態(tài)大致可以分為兩類，即α-Fe相和β-Fe相。其中β-Fe相主要以狹長針狀形態(tài)分布在晶界中，對基體產(chǎn)生割裂作用，影響合金力學(xué)性能，尤其是合金塑性，而α-Fe相呈漢字狀，樹枝等形態(tài)，基本上不割裂基體，常作為基體的強化相[1]。國內(nèi)外研究者對富鐵相形態(tài)的影響做了大量的工作。Couture[2]，Crepeau[3]以及Mbuya等[4]研究認(rèn)為Al-Si合金中存在一個出現(xiàn)β-Fe臨界Fe含量，當(dāng)Fe含量低于臨界含量時，合金的抗拉強度和屈服強度隨Fe含量的增加而小幅提高，伸長率變化不明顯；而Fe含量高于臨界值時，合金抗拉強度和屈服強度變化不明顯，而伸長率大幅下降。合金元素、熔鑄工藝及外場等因素對臨界Fe含量具有重要的影響。狹長針狀鐵相的存在阻礙了金屬液的流動，成為形成氣孔、縮松的重要襯底，進(jìn)一步影響合金力學(xué)性能[5]。然而，Al-Si合金中Fe元素并不都是有害的，研究結(jié)果表明，適量的Fe有利于提高合金的耐磨性、高溫性能以及疲勞性能。當(dāng)SAE332合金中的Fe含量為0.7%時，鑄態(tài)或T6處理后合金的強度、耐磨性能和硬度均有顯著的改善作用，但Fe含量達(dá)到2.5%時，硬度繼續(xù)提高，磨損性能下降[6]。王耀武等[7]研究了α-Fe和β-Fe對合金高溫性能的影響時發(fā)現(xiàn)，針狀鐵相有利于提高合金的高溫強度，但塑性下降，而樹枝狀鐵相高溫性能不及含針狀鐵相的合金，但伸長率提高了近1倍。Ceschinia等[8]發(fā)現(xiàn)Al-10%Si-2%Cu合金中較高Fe含量的富鐵相(0.5%)有利于提高較高應(yīng)力條件下的疲勞性能，而降低了較低應(yīng)力條件下的疲勞周期，但伸長率顯著下降。此外，在壓鑄過程中，適量的Fe含量有利于改善鑄件的黏膜特性[9]；因此，F(xiàn)e是Al-Si合金中重要的雜質(zhì)元素，形成的富鐵相的形態(tài)對合金性能具有重要的影響，本文結(jié)合國內(nèi)外學(xué)者近年來發(fā)表的研究成果，綜述富鐵相形態(tài)及其影響因素。

1　富鐵相形態(tài)

鐵元素鋁熔體中具有較高的溶解度，700，800℃時最大溶解度分別可達(dá)到2.5%和5.0%，即使在650℃共晶溫度時也可達(dá)到1.7%，但在固溶體中的溶解度卻僅為0.05%，其余的Fe多以第二相存在于合金中。在室溫條件下，Al-Si合金中的雜質(zhì)Fe元素通常都以Al-Fe-Si三元金屬間化合物的形式存在，即本文中的富鐵相。根據(jù)富鐵相晶體結(jié)構(gòu)可大致分為α-Fe(常用Al8Fe2Si表示)和β-Fe(常以Al5FeSi相表示)。β-Fe相形態(tài)特征明顯，主要呈狹長的針狀形態(tài)，少數(shù)情況下，由于熔斷等因素呈短棒狀和粒狀，針狀β-Fe相在三維形態(tài)上呈連鎖互聯(lián)的片狀形狀[10]。通常情況下，α-Fe相以漢字狀的基本形態(tài)出現(xiàn)，當(dāng)Al-Si-Fe合金中含有其他元素如Mn，Co等元素時，形態(tài)呈現(xiàn)出多樣性，按其二維形態(tài)可以分為4類，分別為星形、多邊形、漢字狀和樹枝狀(魚骨狀)等，其中星形和多邊形為初生鐵相，三維形態(tài)呈塊狀多邊形，而漢字狀和樹枝狀鐵相與初生α-Al共生共長，三維形態(tài)主要以復(fù)雜的纏繞樹枝狀為主[10]。圖1是筆者在研究富鐵相過程中出現(xiàn)的幾種典型的富鐵相形態(tài)，其中漢字狀可細(xì)分為網(wǎng)狀漢字狀、粒狀、短棒狀以及“∏”狀。β-Fe相通常以狹長的針狀鐵相形態(tài)存在或者與α-Fe相中的某一種或兩種形態(tài)共同存在，而α-Fe相通常以兩種或者兩種以上的形態(tài)存在于同一個金相圖譜中。

兩種形態(tài)富鐵相的晶體結(jié)構(gòu)是研究者關(guān)注的一個重要問題，這對于分析富鐵相的形成過程具有重要的作用。Murali等[11]研究表明，α-Fe為體心立方結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)a=1.256nm，熔點約為860℃；而β-Fe相是單斜結(jié)構(gòu)，晶胞常數(shù)a= 0.5792nm，b= 1.2273nm，c= 4.313nm，β=98.93°，熔點約為870℃，兩種基本形態(tài)的富鐵相熔點也會隨富鐵相中元素和含量的變化而上下浮動。而α-Al為面心立方結(jié)構(gòu)，其晶格常數(shù)為0.4044nm；α-Al的(100)與α-Fe中的(013)晶面原子間距分別為0.4044nm和0.3972nm，原子間距相差極小，符合點陣匹配原則；因此，高熔點相易成為低熔點相的形核質(zhì)點。

圖1　Al-Si合金中富鐵相形態(tài)　(a)針狀;(b)星形;(c)多邊形;(d)漢字、樹枝及Π狀 Fig.1　Iron-rich phase morphology in Al-Si alloy　(a)needle-like;(b)star-like;(c)polygonal;(d)Chinese script,dendritic and ∏-like

星形和多邊形富鐵相通常稱為初生相或者渣相(slug)，其最大的特征是尺寸粗大，通常達(dá)到40μm以上，甚至可以達(dá)到300μm，肉眼都能分辨出來，該類富鐵相形成溫度高于α-Al基體相形成溫度，其初始形成溫度范圍為650～740℃。Xu等[12]采用熱分析沉積測試法研究了Mn/Fe原子比對初生鐵相的形成溫度范圍的影響，實驗結(jié)果表明，在Al-12%Si基礎(chǔ)合金中，初生鐵相形成和結(jié)束溫度隨Mn/Fe原子比增加而提高，Mn/Fe≥1.0時，初生鐵相的形成溫度范圍趨于穩(wěn)定，大致為670～740℃，如圖2所示。而Moraes等[13]通過添加Mn以及后續(xù)陶瓷過濾去除A356和A308再生鋁中的富鐵相時發(fā)現(xiàn)，初生鐵相的形成溫度在645℃以上，并隨著保溫溫度的降低，其過濾除Fe效率提高，618℃時達(dá)到79%。Shabestari[14]研究含0.3%Mn和含0.1%Cr時Al-13Si合金初生鐵相的形成溫度隨Fe含量的變化關(guān)系，如圖3所示，初生鐵相隨Fe含量的增大呈逐漸增加的趨勢，并擬合出鐵相形成溫度和Fe含量的數(shù)學(xué)關(guān)系式：

T=645.7+34.2×[w(Fe)]2

(1)

由公式(1)可知，初生鐵相的形成溫度高于645℃，F(xiàn)e含量為1.0%時，形成溫度約為680℃。

圖2　初生鐵相形成溫度區(qū)間[12]Fig.2　Formation temperature range of primary iron phase[12]

相比于初生鐵相，漢字狀和樹枝狀α-Fe和β-Fe相的形成溫度相對較低，晶粒生長空間受到限制，無法形成致密、粗大的富鐵相。漢字狀和樹枝狀α-Fe相的形成溫度范圍通常與α-Al基體結(jié)晶范圍重疊，兩者屬于共生相[15]，這可從α-Fe相與α-Al基體的相對位置關(guān)系中反映出來。圖1中的漢字狀、樹枝狀富鐵相，一種是整個晶體處于α-Al晶體內(nèi)部，與灰白色的Al-Si共晶相無直接相連；另一種是晶體的外圍附著有Al-Si共晶相接觸，而內(nèi)部的“型腔”空間則全部由α-Al基體相填充。β-Fe相的形成溫度較上述α-Fe相低，但比Al-Si的共晶轉(zhuǎn)變溫度略高，β-Fe相與Al-Si共晶相共同分布在α-Al基體枝晶的枝間處，β-Fe相在Al-Si共晶結(jié)晶時充當(dāng)部分形核質(zhì)點，依附在β-Fe相上生長，見圖1。β-Fe相實際的形成溫度與合金的化學(xué)成分組成密切相關(guān)，一般來說，F(xiàn)e含量越高，形成溫度越高，Si含量越高，形成溫度也越高[9]。

總結(jié)上述幾種富鐵相的形成特性，含F(xiàn)e的Al-Si合金凝固過程中應(yīng)包括以下反應(yīng)，其順序如下：①L→α-Feprimary；②L→α-Fesymbiotic+α-Al；③L→β-Fe；④L→Al-Sieutectic。

其中反應(yīng)②的部分反應(yīng)和反應(yīng)④在Al-Si合金凝固過程中均會出現(xiàn)，而反應(yīng)①、反應(yīng)②的另外一部分反應(yīng)及反應(yīng)③則需滿足一定的條件。

2　富鐵相形態(tài)影響因素

影響富鐵相形態(tài)的因素主要有兩個，首先是合金元素，包括Al-Si基礎(chǔ)合金中的Al，Si元素，以及研究對象Fe元素，同時還包括基礎(chǔ)合金中的其他元素，如Cu等以及研究者加入的各種合金元素，如Mn，Cr，Co，Sr，Be，B及稀土元素等。其次是熔鑄工藝，包括加熱溫度、保溫溫度與時間、鑄造方法、鑄造工藝及后續(xù)熱處理等。

2.1合金元素

2.1.1Fe元素

Fe在大多數(shù)情況下對于Al-Si鑄造鋁合金來說是有害雜質(zhì)，其原因主要是Fe與合金中的Al-Si以及其他元素能夠形成細(xì)長的針狀富鐵相，即高硬度脆性β-Fe相，該相通常出現(xiàn)在α-Al枝晶的枝間或晶界處，在鑄件受力時割裂基體，成為裂紋的裂紋源和擴展源，顯著影響鑄件的塑性[16]，如圖4所示；同時狹長的針狀也阻礙了共晶金屬的流動，成為氣孔和縮松的形成襯底[5,17]。當(dāng)Al-Si合金中Fe含量較低時，F(xiàn)e的加入不僅對塑性無明顯降低作用，反而對合金的強度和耐熱性能有一定的提升作用，存在一個臨界Fe含量。已有研究表明：含硅量為3%～9%的Al-Si合金中，當(dāng)Fe含量超過0.5%時，合金的塑性有所下降，F(xiàn)e含量達(dá)到0.75%時，塑性顯著下降[18]。Moustafa[5]研究了Fe含量對Al-11Si合金富鐵相尺寸和氣孔面積分?jǐn)?shù)的影響，研究結(jié)果顯示，β-Fe相平均最大長度和氣孔面積分?jǐn)?shù)均隨Fe含量的增加而呈線性增大。Ji等[19]研究Fe含量對AlSi2Mg6Mn0.5壓鑄合金富鐵相形態(tài)的影響時發(fā)現(xiàn)，當(dāng)Fe含量低于0.21%時優(yōu)先形成粒狀α-Fe相，F(xiàn)e含量在0.21%～1.24%范圍內(nèi)時，隨Fe含量的增加，形成致密的多邊形初鐵相，并且尺寸增大。而Fe含量大于1.24%時優(yōu)先形成β-Fe相。在力學(xué)性能方面，F(xiàn)e含量小于0.6%時，壓鑄件的抗拉強度和屈服強度略有增加，大于0.6%時鑄件抗拉強度明顯下降，并且伸長率急劇降低。Lin等[20]研究Al-17%Si過共晶合金中不同F(xiàn)e含量的富鐵相形態(tài)時發(fā)現(xiàn)，隨著Fe含量從2%增加至5%，富鐵相形態(tài)逐漸由細(xì)長針狀向粗大針片狀轉(zhuǎn)變。

圖4　拉伸斷裂截面形貌[16]Fig.4　Section morphology of tensile fracture[16]

2.1.2Si元素

Si是鑄造鋁合金中的基本元素，加入適量的Si能大幅改善鋁合金的流動性和耐蝕性能。Si在含鐵的鋁合金中極易形成Al-Fe-Si三元共晶相，同時對β-Fe相產(chǎn)生的臨界Fe含量Fecrit具有重要的影響。Taylor等[21-23]結(jié)合Al-Fe-Si三元合金相圖系統(tǒng)研究了Al-Si-Cu合金中Si含量對形成β-Fe相的臨界Fe含量Fecrit的影響，如圖5所示，隨著Si含量的增加，臨界含鐵相也逐漸增加，同時也總結(jié)了不出現(xiàn)β-Fe相時Fecrit計算公式

Fecrit= 0.075·w(Si)-0.05

(2)

當(dāng)合金中Si含量為5%，7%，9%和11%時，其對應(yīng)的臨界Fe含量Fecrit分別為0.35%，0.5%，0.6%和0.75%；同時，β-Fe相的形成溫度隨Si含量的增加而降低，圖5中x′，y′，z′是指Fe含量為0.8%，Si含量為5%，7%和9%時的形成溫度，分別為607.8，597.5，584.4℃。

圖5　Al-Si-Fe三元合金中Si含量對Fecrit的影響[22]Fig.5　Influence of silicon content on Fecrit in Al-Si-Fe alloy[22]

印飛等[1]研究了亞共晶點(6.8%)和共晶點(11.8%)Si含量對Al-Si-Fe-Mn四元合金中富鐵相形態(tài)的影響，認(rèn)為Si含量增加降低了初生α-Al的形成溫度，從而影響了初生鐵相生長空間和Fe質(zhì)點的擴散，形成初生鐵相的概率和數(shù)量大幅降低。

Crepeau[3]在研究富鐵相不同形態(tài)的化學(xué)組成時發(fā)現(xiàn)，富鐵相形態(tài)與[Fe]和Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)比值之間存在對應(yīng)的關(guān)系。當(dāng)[Fe]與Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)比值為2.75～4.5時，富鐵相的形態(tài)為α-Fe相，而[Fe]與Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)比值為1.6～2.25時為β-Fe相。其中[Fe]為等效Fe含量，或者稱為造渣因子，計算公式為：

[Fe]=w(Fe)+2×w(Mn)+3×w(Cr)

(3)

當(dāng)合金中只含F(xiàn)e元素時，等效Fe含量才與Fe含量的值相等。然而，上述結(jié)果是從富鐵相形態(tài)的化學(xué)成分總結(jié)出來，倒推其形態(tài)與[Fe]/Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)的比值之間的關(guān)系，而不是從[Fe]/Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)的比值推導(dǎo)富鐵相的形態(tài)；因此，上述實驗結(jié)果中認(rèn)為可通過調(diào)整合金中的[Fe]與Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)的比值來調(diào)控富鐵相的形態(tài)，但并未發(fā)現(xiàn)實例。

2.1.3Mn，Cr，Co等元素

Mn，Co，Cr等與Fe元素原子半徑相近，4種原子直徑分別為0.132，0.127，0.126，0.127nm，其中Mn與Fe的原子半徑相差最大，約為4%，屬于易與Fe形成置換固溶體的元素。在富鐵相中，上述3種元素的加入易置換其中的Fe元素，降低β-Fe相的優(yōu)勢生長取向，改變富鐵相的形貌，從而達(dá)到減緩富鐵相的危害。

根據(jù)國內(nèi)外研究情況看，Mn是最常用于改善富鐵相形態(tài)的合金元素。大量的研究表明，Mn的加入可抑制β-Fe相的形成，促使β-Fe相向α-Fe相轉(zhuǎn)變，但無法完全消除β-Fe相[19,24,25]。同時添加Mn可形成粗大、致密的高熔點初生富鐵相，這將有利于后續(xù)電磁、陶瓷過濾或自然沉降[7,13,26]，從而達(dá)到降低合金Fe含量的目的。然而Mn的加入也將增加鑄件中Al15(FeMn)3Si2四元富鐵相的體積分?jǐn)?shù)，并隨著等效Fe含量[Fe]的增加而呈近似線性增長，計算公式如下[14]：

Volume(%) = 1.33[Fe]-1.53

(4)

當(dāng)富鐵相的體積分?jǐn)?shù)達(dá)到一定值時，將對鑄件的力學(xué)性能，尤其是塑性產(chǎn)生不利的影響[17]；因此，適當(dāng)?shù)腗n/Fe比是改善鐵相形態(tài)最為關(guān)鍵的參數(shù)，合適的Mn/Fe比一方面可將絕大部分富鐵相轉(zhuǎn)變成α-Fe相，另一方面可盡量降低合金中富鐵相的體積分?jǐn)?shù)，改善合金性能。國內(nèi)外學(xué)者對Mn/Fe原子比對富鐵相形態(tài)以及形成過程的影響進(jìn)行了廣泛的研究，但至今為止還未得到一個公認(rèn)的Mn/Fe計算公式。

Mascre[27]最早研究了法國牌號A-S13(國內(nèi)相當(dāng)于ZL102)合金中Mn/Fe比對富鐵相形態(tài)的影響，并總結(jié)出了基本消除β-Fe相時，Mn的添加量與合金中Fe含量的經(jīng)驗公式，即：

Mn%=2(Fe%-0.5)

(5)

由上述公式發(fā)現(xiàn)，當(dāng)Fe含量低于0.5%時，無需加Mn改善富鐵相形態(tài)。當(dāng)Fe含量超過1.0%時，Mn的添加量增加幅度較Fe的增加量幅度大得多，而Mn的大量增加將導(dǎo)致富鐵相體積分?jǐn)?shù)、尺寸的增加，不利于合金性能的改善；因此，公式的適用性較差。Hwang等[17]研究了Mn對Al-7%Si-3.8%Cu-0.5%Fe富鐵相形態(tài)及力學(xué)性能影響時發(fā)現(xiàn)，當(dāng)Mn/Fe≥1.2時，β-Fe相完全轉(zhuǎn)變?yōu)闈h字狀α鐵相，力學(xué)性能提高，而過量的Mn增加了富鐵相的體積分?jǐn)?shù)，力學(xué)性能下降。張磊等[28]系統(tǒng)研究了Mn/Fe比對Al-10Si合金富鐵相形態(tài)及其尺寸的影響，結(jié)果表明，經(jīng)過熔體過熱和低溫保溫處理，Mn/Fe比在0.5～1.1范圍內(nèi)可獲得完整多邊形富鐵相，基本消除針狀鐵相，富鐵相尺寸隨Mn/Fe比值增加而逐漸增大，從15μm增至40μm。 范曉明等[25]探討不同Mn/Fe比對ZL102合金富鐵相形態(tài)的影響，Mn/Fe比達(dá)到1.1時還存在狹長的針狀鐵相。王耀武等[7]研究了Mn/Fe比對Al-13Si合金自然沉降后上部與底部富鐵相形態(tài)的影響，Mn/Fe比在0.4～2.0范圍內(nèi)合金的上部均存在一定數(shù)量的富鐵相，Mn/Fe比為1.2時最少，主要以多邊形富鐵相存在。分析富鐵相化學(xué)成分后發(fā)現(xiàn)，針狀鐵相中Mn含量不超過6%，而多邊形富鐵相中的Mn含量均超過10%，且Mn含量增加，F(xiàn)e含量降低，(MnFe)/Si比值接近2.80。

除了Mn元素，Cr，Co[3,29]等也可置換富鐵相中的Fe原子，起到改善富鐵相形態(tài)的作用。實驗研究證明，Cr是一種比Mn更有效改善富鐵相形態(tài)的元素。當(dāng)Cr/Fe= 1/3 時即可避免β-Fe相的出現(xiàn)，形成Al15(Fe,Cr)3Si2或者Al13(Fe,Cr)4Si4相，其形態(tài)與加Mn時形成的α-Fe相形態(tài)和化學(xué)組成相似[30,31]。與Cr相比，Co改善富鐵相的效率略低，Co/Fe比一般大于1.0。王行濤[32]研究了Co添加量對Al-20Si過共晶合金富鐵相的影響發(fā)現(xiàn)，針狀鐵相含量隨著Co含量的增加而逐漸減少，取而代之的是短棒狀和塊狀鐵相的增多，當(dāng)Co/Fe比達(dá)到1.3時，針狀鐵相基本消失，繼續(xù)增大Co/Fe比值，鐵相出現(xiàn)偏聚現(xiàn)象，力學(xué)性能降低。Al-Si合金中添加Co后形成的Co-Fe相一般析出在α-Al的枝晶內(nèi)，而不是晶界上，有效提高了合金的斷裂性能[33]。然而，較低的Cr和Co添加量會引起初生硅的析出，影響合金性能。

2.1.4其他元素

除了添加Mn，Cr，Co等與Fe原子直徑相近的元素外，一些表面活性元素和變質(zhì)劑元素也常用于改善富鐵相的形態(tài)。

Be是較早用于改善富鐵相形態(tài)的元素，Be元素能夠改變Al-Si合金中富鐵相凝固析出順序，Be與Fe包晶反應(yīng)溫度與α-Al基體相形成溫度相近，高于β-Fe相的形成溫度[15,34-36]。由于Be的原子量很小，少量的Be加入就能滿足改善富鐵相形態(tài)的目的，加入量為0.06%～0.2%即可。印飛等[34]對比研究了加Mn和Mn+Be對含鐵1.4%的ZL105合金富鐵相形態(tài)的影響，加0.2%的Be后β-Fe相基本消失，較單獨加Mn時形態(tài)改變效果更佳，合金伸長率提高近1倍，同時也降低了消除針狀鐵相所需的冷卻速率；但因為Be的價格較高, 而且Be蒸汽對人體的呼吸道有嚴(yán)重的損害，使用時應(yīng)格外慎重。

王建民等[37]與孫常明等[38]認(rèn)為稀土元素是一種表面活性很強的元素，在鋁熔體中能夠吸附在富鐵相質(zhì)點的表面，阻礙富鐵相沿某一方向的生長，促使β-Fe相向彌散細(xì)小的顆粒狀α-Fe轉(zhuǎn)變。譚喜平等[39]通過實驗研究認(rèn)為B是一種表面活性元素，能夠抑制鐵相在原有形核基底上的生長趨勢，減緩針狀鐵相的遺傳性，促使粗大的針狀鐵相細(xì)化，并向塊狀或短板狀富鐵相轉(zhuǎn)變。文獻(xiàn)[40,41]探討了Sc元素對Al-6Si-0.3Mg-(0.2，0.4)Fe和Al-7Si-0.6Mg-0.1Fe合金中富鐵相形態(tài)的影響，均認(rèn)為少量Sc的添加能與Fe，Al，Si和Mg形成五元富鐵相，形態(tài)呈結(jié)節(jié)狀或者漢字狀，可有效改善合金力學(xué)性能。

Sr是Al-Si合金中常用的變質(zhì)劑，它能夠選擇性吸附在Si原子表面，抑制Si晶體的生長，改善共晶硅形態(tài)；但Sr在改善富鐵相形態(tài)方面的機理尚不明確。Samuel等[42]認(rèn)為Sr的加入能有效破碎和熔斷針狀富鐵相，促使富鐵相變短，變粗。Kumari等[35]的實驗結(jié)果也顯示加Sr能減小β-Fe相的尺寸。而Moustafa[5]發(fā)現(xiàn)加Sr后的β-Fe相平均最大長度和氣孔面積分?jǐn)?shù)均較未加Sr時增加，與上述結(jié)果相反。

2.2熔鑄工藝

Al-Si合金熔鑄過程包括熔煉和澆注兩個工藝過程，其中熔煉過程影響因素包括熔體加熱溫度、保溫溫度與時間，主要控制熔體的受熱經(jīng)歷；而澆注工藝鑄造方法、鑄造工藝，主要控制熔體的冷卻速率。

2.2.1熔煉工藝

較高Fe含量的Al-Si合金在較低溫度(≤700℃)重熔時，發(fā)現(xiàn)富鐵相在凝固結(jié)晶時具有顯著的遺傳性。Narayanan等[43]解釋了富鐵相遺傳性的問題，富鐵相形核襯底存在3個階段：在較低的溫度下富鐵相未能完全熔解，新析出的Fe相將以未熔解鐵相為形核襯底，并保持原富鐵相形態(tài)生長，過熱溫度稍高時(≈800℃)，殘余的富鐵相全部溶解，新析出的Fe相將以熔體中的γ-Al2O3為形核基底，從而仍長大成為針狀的Fe相；而過熱至900℃以上時,γ-Al2O3轉(zhuǎn)化為θ-Al2O3和α-Al2O3,消除了針片狀Fe相的遺傳性，有利于形成漢字狀或塊狀的富鐵相。這種解釋在劉相法等[44]的實驗結(jié)果中得到了驗證，當(dāng)重熔溫度低于一定溫度(700℃)時，重熔后富鐵相與重熔前富鐵相形態(tài)基本一致，具有顯著的遺傳傾向。而過熱處理(900℃保溫20min)后可消除這種遺傳性。張磊等[28]研究發(fā)現(xiàn)，較高的保溫溫度(850℃)有利于提高M(jìn)n改善富鐵相形態(tài)的效率，消除針狀鐵相，形成規(guī)則的六邊形和少量的短棒狀富鐵相。

當(dāng)Al-Si合金中含有一定量的Mn，Cr等元素時，將促使初生鐵相形成，由于初生鐵相的形成溫度范圍高于α-Al基體相，在高于α-Al基體相形成溫度一定范圍內(nèi)，可形成完整、粗大的多邊形初生鐵相。Moraes等[13]將含有Mn的Al-Si合金在850℃保溫2h后降至605～645℃保溫1h，形成粗大的多邊形初生鐵相，通過陶瓷過濾去除合金中的鐵相，去除率可達(dá)80%以上。王耀武等[7]先將熔體加熱至960～1000℃，保溫30min后降至610～620℃，促使針狀鐵相向多邊形塊狀鐵相轉(zhuǎn)變，提高沉降速率。

印飛等[45,46]發(fā)現(xiàn)在針狀鐵相形成后期保溫較長時間，可促使粗大針狀鐵相出現(xiàn)熔蝕和熔斷現(xiàn)象，部分減緩針狀鐵相對合金性能的不利影響；同時發(fā)現(xiàn)六氯乙烷精煉處理促進(jìn)了六角形初生鐵相的形成。Eshaghi等[6]對比了SAE320合金T6處理(520℃保溫12h，水冷后加熱至200℃，保溫5h)前后β-Fe相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)，T6處理后β-Fe相平均長度降低60%以上，體積分?jǐn)?shù)降低56%以上，主要是由于高溫下Fe和Si元素溶解至鋁基體中[47,48]。

2.2.2鑄造工藝

鑄造工藝決定了合金冷卻溫度曲線，冷卻溫度曲線無論是對于鋁基體相還是富鐵相及共晶相的形態(tài)，都具有明顯的作用。一般來說，冷卻速率越慢，基體枝晶間距越大，富鐵相和共晶硅越細(xì)長，反之基體相枝晶間距越小，富鐵相和共晶硅則呈短棒狀或漢字狀。Mascre[27]研究了出現(xiàn)β-Fe相形成的冷卻速率，當(dāng)?shù)屠渌?<0.1℃/s)有助于β-Fe相的形成，而高冷速(10℃/s)卻抑制β-Fe相的生成。Seifeddine等[49]的研究結(jié)果表明，提高冷卻速率有利于β-Fe相向α-Fe相轉(zhuǎn)變，但無法完全消除β-Fe相的形成。印飛等[1]探討了添加Mn與冷卻速率的關(guān)系發(fā)現(xiàn)，在較高M(jìn)n含量(≥0.7%)情況下，冷卻速率的提高反而促進(jìn)了β-Fe相的形成。

Ji等[19]研究不同F(xiàn)e含量Al-Si-Mg-(Mn)合金經(jīng)過高壓鑄造工藝的富鐵相形態(tài)。料筒中形成的富鐵相主要呈星形或針狀，而型腔中的富鐵相在高速壓射條件下形成細(xì)小彌散狀富鐵相。Shabestari等[50,51]研究了合金處于半固態(tài)時鍛造富鐵相形態(tài)的變化，結(jié)果表明，半固態(tài)后Al15(MnFe)3Si2富鐵相破碎，由原來的粗大漢字狀轉(zhuǎn)變?yōu)閺浬⒎植嫉那蛄睢?/p>

鑄造過程中輔助外場對富鐵相的形態(tài)有重要的影響，外場一方面可以振動能量，破碎晶核，細(xì)化晶粒，另一方面可以提高金屬液流動與元素擴散，減少成分偏析和溫度差異。Lin等[20]研究了外加超聲波輔助裝置對富鐵相形態(tài)的影響，結(jié)果表明，超聲振動有利于富鐵相的細(xì)化，富鐵相主要以塊狀為主，針狀鐵相大幅減少。譚喜平等[52]通過在合金凝固過程中外加機械振動，促使針狀鐵相轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻罨蛄铊F相。

3　Al-Si合金中富鐵相形態(tài)的影響因素及機理

Al-Si合金中富鐵相形態(tài)的影響因素及其影響機理主要包括以下方面：

(1)合金元素：富鐵相中的Fe和Si含量對出現(xiàn)針狀鐵相有著決定作用，不出現(xiàn)針狀鐵相的Fe含量隨著合金的含硅量而增加；Mn，Cr，Co等元素可置換富鐵相中Fe原子，并提高富鐵相的形成溫度和改變富鐵相生長方向，促使富鐵相由針狀向多邊形、漢字狀及樹枝狀鐵相轉(zhuǎn)變，改善合金力學(xué)性能。過量的Mn等元素會導(dǎo)致合金中的富鐵相的體積分?jǐn)?shù)增大，對合金力學(xué)性能不利；一些表面活性元素或與Fe能形成較高溫度的合金元素，也能改善富鐵相的形成溫度和生長方向，從而達(dá)到改善富鐵相形態(tài)的目的。

(2)熔鑄工藝：適當(dāng)提高加熱溫度和延長保溫時間有助于得到漢字狀或粗大的多邊形富鐵相，并輔以過濾裝置減少合金中的富鐵相；提高冷卻速率對于無Mn等置換元素的Al-Si合金來說能有效減少針狀鐵相的形成，而對于含Mn等置換元素來說，提高冷卻速率反而提高了針狀鐵相的形成；鑄造工藝以及鑄造過程中的外場也能改變合金結(jié)晶的冷卻速率、凝固溫度場及合金流動性，合適的鑄造工藝和外場有利于改善富鐵相形態(tài)；此外，合金在近共晶溫度下均勻化處理，也能部分增大富鐵相的固溶性，減小富鐵相尺寸和體積分?jǐn)?shù)，減少富鐵相危害性。

4　結(jié)束語

綜上所述，Al-Si合金中針狀β-Fe相對合金的塑性具有極大的損害作用，而α-Fe相對合金力學(xué)性能的危害要小得多。其中，細(xì)小且均勻分布的漢字狀和樹枝狀鐵相可作為合金的增強相，且對于提高合金性能有著重要的作用；多邊形和星形初生鐵相對合金的強度影響不大，但由于初生鐵相尺寸大，脆性大，對合金塑性有較大的損害，是一種不希望在合金中大量出現(xiàn)的富鐵相，正是這種特性，可以通過自然沉降、電磁過濾和陶瓷過濾去除，從根本上減少合金的Fe含量，減小富鐵相的危害；因此，研究合金元素與熔鑄工藝對富鐵相形態(tài)的交互作用及其影響規(guī)律，從而獲得有益的富鐵相形態(tài)，或減少合金中Fe含量是Al-Si合金中減緩富鐵相危害的重要研究趨勢。

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Progress in Research on Iron-rich Phase Morphology in Al-Si Alloy and Its Influencing Factors

SONG Dong-fu,WANG Shun-cheng,ZHOU Nan,NONG Deng,ZHENG Kai-hong

(InstituteofMetalProcessingandFormingTechnology,GuangzhouResearchInstituteof

Theresearchprogressofiron-richphasemorphology,formationconditions,anditsinfluencingfactorsofiron-richphaseinAl-Sialloywasreviewed,andthelatestresearchstatusofiron-richphasemorphologyanddistributionaffectedbyalloyelements,melting&castingprocesswasalsodicussed.Theresearchstatusshowsthattheneedleiron-richphasedoesgreatharmtothepropertiesofAl-Sialloys,moreseverethantheChinese-scriptiron-richphase.Besides,themorphologyoftheiron-richphaseissignificantlyaffectedbyalloycomponentandcastingprocess.Therefore,theimportantresearchtrendistostudytheinteractionandeffectprincipleofelementsandmelting&castingprocessoniron-richphasemorphology,inordertoobtaintheusefulformofiron-richphaseortomitigatethehazardofAl-Sialloyiron-richphase.

Al-Sialloy;iron-richphasemorphology;influencingfactor

宋東福(1984-)，男，碩士，主要從事再生鋁的純凈化研究，聯(lián)系地址：廣東省廣州市天河區(qū)長興路363號材料加工所(510650)，E-mail:375462908@qq.com

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.05.018

TG146.2A

1001-4381(2016)05-0120-09

廣東省科技重大專項(2013A090100004)；廣東省專業(yè)鎮(zhèn)中小微企業(yè)服務(wù)平臺(2013B091601001，2013B091601002)；佛山市科技創(chuàng)新專項資金項目( 2013AH100055)；廣州市先進(jìn)金屬結(jié)構(gòu)材料重點實驗室資助項目(201509010003)

2015-03-09；

2016-03-08