Fe 含量对Al-Mg-Si 合金微观组织和力学性能的影响

刘 惠, 付祎磊, 陈宗强, 王海龙, 程利强,周志宇, 张景亮

（1.中国航发北京航空材料研究院，北京 100095；2.北京市先进铝合金材料及应用工程技术研究中心，北京 100095；3.山东大学 材料科学与工程学院，济南 250061）

铝合金作为一种轻量化材料，在各行业的应用越来越广泛，Al-Mg-Si 系铝合金具有比强度高、加工性能好、优异的耐腐蚀性能和优良的焊接性能等特点[1-2]，在航空航天、轨道交通、建筑材料等领域逐步代替钢铁材料[3]。Al-Mg-Si 合金属于中等强度的合金，可以通过热处理强化[4-6]，在工业领域有重要应用，作为结构件、装饰件、连接件和增强件以及外部连接件等[7-8]。目前，Al-Mg-Si 合金的主要制备方式是半连续铸造，在合金熔炼和铸造过程中不可避免地会引入Fe 元素。一般认为，Fe 元素对铝合金是有害的[9-11]。Fe 在Al-Mg-Si 合金中很容易和其他元素形成难溶的金属间化合物，这种金属间化合物的尺寸粗大对基体合金割裂作用强，所以在后续的热加工和成形过程中都产生了不利影响，所以一般认为Fe 元素是杂质元素。Al-Mg-Si 合金中的Fe 元素，在凝固过程能够形成多种富Fe 的金属间化合物，富Fe 相主要有五种：Al3Fe（或Al13Fe4）、α-Al8Fe2Si（α-Al12Fe3Si2）、β-Al5FeSi、δ-Al4FeSi2和γ-Al3FeSi[12]。郭明星等[13]指出，Al-Mg-Si 合金凝固成形过程中会形成粗大的鱼骨状的β-Al5FeSi 初生相。一方面，Al-Mg-Si 合金中的富Fe 相对基体的割裂作用强，经过轧制、挤压等变形加工后转变成带状组织，形成高应力区域，变形中产生应力集中，生成微裂纹，使得合金断裂失效。形状不规则的α-Al8Fe2Si 相是具有多种形态的化合物，弥散分布的颗粒状球形α-Al8Fe2Si 相能够提升合金的力学性能。另一方面，Al-Mg-Si 合金中的Fe 元素还容易和Mn 元素结合形成Al（FeMn）Si化合物，Murali 等[14]的研究表明，通过控制不同的凝固速度、不同的热处理工艺能够得到不同形貌和尺寸的金属间化合物。Wen 等[15]研究表明，Al-Mg-Si 合金中富Fe 相的金属间化合物形成还受合金成分影响，不同合金元素影响富Fe 化合物的形成和转变。当Fe 含量控制在一定范围以内的时候，通过形变组合时效的工艺手段，粗大的网状AlFeSi相断裂，削弱富Fe 相对合金加工的不利影响，富Fe 相能够促进再结晶形核，有利于再结晶细化晶粒。颗粒状的AlFeSi 相在合金变形时，钉扎位错线，阻碍位错线运动，使得合金的强度提升，颗粒状的AlFeSi 相使得位错运动模式转变[16]，避免了合金在晶界处因为变形不均匀导致的应力集中，所以在提高合金强度的同时也保证了塑性不降低。

目前，对Fe 含量与Al-Mg-Si 合金的组织性能之间关系的研究还不是很多，本工作通过分析不同Fe 含量的Al-Mg-Si 合金中富Fe 相的形貌、尺寸和分布情况，研究Fe 元素含量对Al-Mg-Si 合金微观组织和力学性能的作用规律。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料

制备合金铸锭使用的原材料为99.70%铝锭、99.92%纯镁、铝硅中间合金、铝铁中间合金、AlTi5B 丝。使用喷涂隔离涂层的50 kg 坩埚进行熔炼，用六氯乙烷精炼，通过半连续铸造的方式制备4 种不同Fe 含量的Al-Mg-Si 铝合金铸棒。铸棒的实测成分见表1。

表1 实验用合金化学成分（质量分数/%）Table 1 Chemical composition of the studied alloy（mass fraction/%）

1.2 实验方法

将原材料一次性加入50 kg 电阻炉中进行加热，待不锈钢坩埚中的原料完全熔化，经搅拌、扒渣、精炼、抽真空处理后，在720 ℃保温一段时间，用半连续铸造方式获得直径70mm 的合金铸锭。将铸棒进行T6 热处理，切取尺寸为ϕ70 mm×100 mm 试样，分别在480、500、520 ℃和540 ℃固溶5 h，然后在水中淬火，之后在175 ℃时效12 h后空冷至室温，热处理工艺参数如表2 所示。从铸棒上切取如图1 所示尺寸的试样进行力学性能测试。从铸棒上切取20 mm×20 mm×20 mm 的试样，经磨样、抛光处理后，用Keller 试剂（1 mLHF、1.5 mLHCl、2.5 mLHNO3、95 mLH2O）浸蚀后，用Leica DMI 500 光学显微镜进行金相观察，并通过截线法测定平均晶粒尺寸，采用配备EDAX 型号能谱测试仪的EM-7001H 场发射扫描电子显微镜进行形貌观察和元素分布观察。线切割切取厚度为2 mm 的透射电镜试样，磨到50 μm 左右，然后使用电解双喷仪减薄，用JEM 2010 型透射电镜（TEM）进行微观组织观察。

图1 拉伸试样形状尺寸图Fig. 1 Dimension of specimen used for tensile test

表2 热处理工艺Table 2 Heat treatment process

2 结果与分析

2.1 Fe 含量对力学性能影响

图2 为不同Fe 含量合金经固溶时效处理后的抗拉强度、屈服强度和断后伸长率曲线。固溶温度480 ℃时，抗拉强度和屈服强度低、伸长率高，这是由于固溶温度低，铸态初生组织不能完全回溶到Al 基体中，时效析出的强化作用相对较弱。随着Fe 含量增加，铸态初生相数量增加，合金的强度呈现下降趋势，断后伸长率变化不大。固溶温度在500 ℃以上时，随着Fe 含量增加，强度和伸长率变化趋势均为先高后低。Fe 含量0.14%时，具有最好的抗拉强度和断后伸长率，随着固溶温度升高，合金的强度不断提高，固溶温度520 ℃以上时合金强度趋于高点，抗拉强度280 MPa，屈服强度259 MPa，断后伸长率13.40%。当Fe 含量极低时，合金的强度稍有降低，断后伸长率却呈现大幅度降低，且随着固溶温度的升高，断后伸长率呈现下降趋势，最小值仅有3.00%。当Fe 含量高于0.14%，随着Fe 含量增加，合金抗拉强度、屈服强度和断后伸长率不断降低。

2.2 Fe 含量对铸态组织影响

图3 为不同Fe 含量的Al-Mg-Si 合金铸态组织金相和SEM 图。从晶粒尺寸来看，Al-Mg-Si 合金中添加Fe 元素有利于晶粒细化，原因是在合金凝固过程中形成的富Fe 组织为合金凝固提供了非均匀形核基底，Fe 含量越高，凝固先形成的富Fe 相越多，提供的非均匀形核的基底越多，能够进一步细化晶粒，所以Fe 含量从0.01%增加到0.32%，晶粒尺寸越来越小，Fe 含量0.32%的合金铸态组织有很多的细小晶粒。Fe 含量为0.01%时，铸态组织中初生的较大含铁相极少并且分布比较分散，Fe 含量为0.14%时，铸态组织中初生的较大含铁相相对较少，第二相在晶界处大量析出。Fe 含量达到0.22%时，铸态组织在晶界处有大块的形状规则的初生相形成，晶界处的初生相数量增加，尺寸进一步增大，粗大的初生相沿着晶界连续分布。Fe 含量达到0.32%时，析出相更加粗大，在晶界处分布析出相呈鱼骨状。

2.3 Fe 含量对T6 态组织的影响

2.3.1 Fe 含量对晶粒形貌的影响

图4 为不同Fe 含量的Al-Mg-Si 铝合金的T6态微观组织和平均晶粒尺寸。Fe 含量为0.01%的合金在480 ℃固溶，没有发现粗晶，晶粒尺寸在40 μm 左右，如图4（a）所示。当500 ℃以上温度固溶，晶粒发生明显长大，晶粒尺寸均在500 μm 以上，随着固溶温度的升高，晶粒尺寸不断增加，在540 ℃固溶时，晶粒尺寸达到1 mm 以上。铸态组织在晶界处生成的尺寸较大Fe 化合物（初生相）极少，对晶界的钉扎阻碍作用弱，固溶处理中晶粒长大粗化，随着固溶温度升高，晶粒尺寸不断增大，如图4（b）和（c）所示，晶粒粗化使得合金的强度稍有降低，而断后伸长率大幅度降低。

图4 不同Fe 含量合金在不同T6 热处理工艺处理后金相图和平均晶粒尺寸 （a）0.01%，480 ℃；（b）0.01%，500 ℃；（c）0.01%，540 ℃；（d）0.14%，540℃；（e）0.32%，540 ℃；（f）平均晶粒尺寸Fig. 4 Metallographic diagrams and average grain sizes of alloys with different Fe contents treated by different T6 heat treatment processes （a）0.01% ， 480℃；（b）0.01% ， 500℃；（c）0.01% ， 540℃；（d）0.14% ， 540℃；（e）0.32% ， 540℃；（f）average grain size

随着Fe 含量增加，晶粒变得细小，Fe 含量增加细化晶粒作用明显，当Fe 含量为0.14% ～ 0.32%时，合金晶粒尺寸相差不大，晶粒尺寸大约30～40 μm。随着Fe 含量增加，晶界处未回溶的富Fe 块状组织增多，如图4（d）和（e）所示。Fe 含量为0.14% ～ 0.32%时，晶界处的富Fe 块状组织起到了钉扎晶界的作用，细化晶粒效果明显，但随着Fe 含量增加，晶界处富Fe 块状组织不断增多，使得合金的强度和断后伸长率不断降低。Fe 含量为0.14%时，合金具有最好的强度和断后伸长率。

2.3.2 Fe 含量对晶界富Fe 相的影响

表3 是在透射电镜下使用能谱仪对富Fe 相成分进行分析结果，结合相关文献的研究结果[17-18]，可以确定富Fe 相主要有两种，在Fe 含量为0.01%、0.14%合金中富Fe 相主要是α-Al8Fe2Si，Fe 含量为0.22%、0.32%合金中富Fe 相主要是β-Al5FeSi。

表3 富Fe 相的EDS 能谱分析Table 3 EDS analysis of precipitated phase

图5 为不同Fe 含量的Al-Mg-Si 合金T6 处理后的TEM 图。从不同Fe 含量T6 态透射电镜的明场像来看，富Fe 相主要有两种，Fe 含量比较低的Al-Mg-Si 合金中，富Fe 相为颗粒状，如图5（a）和（b）所示，Fe 含量比较高试样的富Fe 相是长条状，如图5（c）和（d）所示。当Fe 含量低于0.14%时，富Fe 相为颗粒状六方晶系的α-Al8Fe2Si[19-21]a=b=1.2406 nm，c=2.6236 nm。含Fe 量高于0.14%的试样其富Fe 相是长条状单斜晶的β-Al5FeSi。

图5 不同Fe 含量的Al-Mg-Si 合金T6 处理后的TEM 图 （a）Fe 含量0.01%明场像；（a-1）位置Ⅰ的选区衍射；（a-2）位置Ⅱ的选区衍射；（b）Fe 含量0.14%明场像；（b-1）位置Ⅲ的选区衍射；（b-2）位置Ⅳ的选区衍射；（c）Fe 含量0.22%明场像；（c-1）位置Ⅴ的选区衍射；（c-2）位置Ⅵ的选区衍射；（d）Fe 含量0.32%明场像；（d-1）位置Ⅶ的选区衍射；（d-2）位置Ⅷ的选区衍射Fig. 5 TEM photos of Al-Mg-Si alloy with different Fe contents after T6 treatment （a）BF photograph of 0.01% Fe;（a-1）corresponding SADP of region Ⅰ;（a-2）corresponding SADP of region Ⅱ;（b）BF photograph of 0.14% Fe;（b-1）corresponding SADP of region Ⅲ;（b-2）corresponding SADP of region Ⅳ;（c）BF photograph of 0.22% Fe;（c-1）corresponding SADP of region Ⅴ;（c-2）corresponding SADP of region Ⅵ;（d）BF photograph of 0.32% Fe;（d-1）corresponding SADP of regionⅦ;（d-2）corresponding SADP of region Ⅷ

Fe 含量0.01%时，在500 ℃以上固溶处理时出现晶粒明显长大现象，强度稍有降低，伸长率大幅度降低。Fe 含量0.14%时，在晶界处形成少量弥散分布的颗粒状α-Al8Fe2Si，对晶界起到明显的钉扎作用，可以有效阻碍晶粒的长大。但是，当Fe 含量继续增加时，在晶界处形成的β-Al5FeSi 形状多为长条状且尺寸和数量明显增多，对晶粒界面结合起到了割裂作用，合金的塑性和强度同时降低。

2.3.3 Fe 含量对晶内析出相的影响

Al-Mg-Si 是热处理强化型合金，在时效过程中，析出相的脱溶惯序为：过饱和固溶体—GP 区—βʺ相—β′相—β 相[22-24]，βʺ相的强化作用最好[25-26]。时效中，首先从过饱和固溶体中产生盘状的GP 区，GP 区产生使得Al 基体产生应变，导致基体晶格畸变，提升合金的强度。Fe 含量为0.14 %时，合金的强度和断后伸长率最大，抗拉强度达到280 MPa，断后伸长率达到13.40%，当Fe 含量超过0.14%时合金的强度和断后伸长率都逐步下降。

图6 不同Fe 含量合金540 ℃固溶175 ℃时效12 h 在[100]Al方向上TEM 图。图6（a）为Fe 含量0.01%试样的明场像，析出相有少量球形的GP 区和针状的βʺ相。合金中的球形颗粒状GP 区析出相的尺寸大约是1～5 nm，βʺ相的等效长度大约10～20 nm，通过Image Pro Plus 统计TEM照片明场像中析出相所占的面积分数，得到析出相总的体积分数约为23.56%。图6（b）为Fe 含量0.14%试样，球形颗粒的GP 区几乎全部转变为βʺ相，析出相主要为针状的βʺ相，并且析出相的分布也比较密集，析出相的尺寸比较小，等效长度约为15～30 nm，析出相的体积分数约为30.22%。图6（c）为Fe 含量0.22%试样，与Fe 含量0.14%试样相比，针状βʺ相变少，析出相之间的间距增大，析出相进一步长大，针状的等效长度约为15～35 nm，体积分数大约为23.67%。图6（d）为Fe 含量0.32%试样，针状析出相的尺寸增大，等效长度约为30～50 nm，分布也变得稀疏，体积分数约为15.61%。Al-Mg-Si 合金的主要强化相是针状的βʺ相，Fe 含量为0.14%的试样，βʺ相析出的尺寸小、数量多、分布密集，高密度βʺ相对位错运动的阻碍作用增强，所以具有较高强度。

图6 不同Fe 含量合金540 ℃固溶175 ℃时效12 h 在[100]Al 方向上TEM 图 （a）0.01%；（b）0.14%；（c）0.22%；（d）0.32%Fig. 6 TEM photos of alloys with different Fe contents in the [100]Al direction after solution at 540 ℃ and aging at 175 ℃ for 12 hours （a）0.01%；（b）0.14%；（c）0.22%；（d）0.32%

2.4 讨论分析

Al-Mg-Si 合金为典型的时效强化型合金，在时效的过程中析出的第二相对合金起主要强化作用，变形的时候，细小弥散分布的析出相和位错相互作用，使合金的强度提升。为了计算Fe 含量不同对Al-Mg-Si 合金屈服强度的影响，可以建立如式（1）所示的屈服强度关系，以不同Fe 含量的Al-Mg-Si 合金在540 ℃固溶处理后时效为例，计算其屈服强度σy。

式中：σ0为纯铝基体的屈服强度，为10 MPa；σs为固溶强化的作用；σp为析出强化的作用。析出强化可以表示为[27-28]：

式中：M为泰勒系数，3.06；b为伯格斯矢量，0.286 nm；L为析出相的平均间距；为析出相阻碍位错运动的平均强度。

当位错遇到析出相可以切过，σp可以表示为[28]：

式中：k为常数，可以表示为r为析出相粒子的临界晶核半径，Al-Mg-Si 合金的析出相βʺ的临界晶核半径为2.5 nm；G为剪切模量，室温下Al 基体取值为26.9 GPa。

当位错遇到析出相发生绕过时，σp可以表示为[28]：

选取通过image Pro Plus 软件统计的析出相体积分数以及计算所需要的相关参数，如表4 所示，将其分别带入模型中计算，得到理论计算的析出强化对合金的屈服强度的贡献值。分析计算的结果，析出强化对屈服强度有主要贡献，Fe 含量为0.01%合金析出强化贡献61.7%，Fe 含量为0.14%贡献为67.8%，Fe 含量为0.22%贡献为53.3%，Fe 含量为0.32%贡献为42.0%。

表4 屈服强度理论计算中运用的参数Table 4 Parameters used in the yield strength theoretical calculation

3 结论

（1）适量的Fe 对Al-Mg-Si 合金是有益的，Fe 含量0.14%时，具有最好的强度和断后伸长率。随着固溶温度升高，合金强度不断提高，固溶温度520 ℃以上时合金强度趋于高点，抗拉强度280 MPa，屈服强度259 MPa，断后伸长率13.40%。

（2）随着Fe 含量增加，晶界处难溶相长大，从颗粒状球形变成了长条状，对合金的强度产生不利影响。Fe 含量0.14%的Al-Mg-Si 合金，晶界处富含Fe 相是球形的α-Al8Fe2Si，对合金基体的割裂作用弱，弥散分布在晶界处的球形难溶相起到了钉扎晶界作用。当Fe 含量低于0.14%时，随着Fe 含量降低，晶界处球形的α-Al8Fe2Si 不断减少，当Fe 含量极低时，时效处理后晶界处球形的α-Al8Fe2Si 极少，钉扎晶界弱，在500 ℃以上固溶时，晶粒明显长大，断后伸长率大幅度降低。当Fe 含量高于0.14%时，富Fe 相多为长条状的β-Al5FeSi，对界面割裂作用强，随着Fe 含量增加，合金强度和断后伸长率不断降低。

（3）不同的Fe 含量影响Al-Mg-Si 合金时效过程中强化相的形状、数量、尺寸和分布，Fe 含量为0.14%合金，在时效过程中析出的βʺ相的尺寸小、数量多、分布密集，高密度βʺ相对位错运动阻碍作用最强，析出相的强化作用最高。