原标题：Fe含量对 AlSi10MnMg 合金微观组织演变及力学性能的作用机制研究

摘要

利用金相分析、拉伸试验和SEM研究了Fe元素含量及热处理条件对AlSi10MnMg合金组织和力学性能的影响。研究表明，Fe含量的增加会对合金组织和性能产生双重影响：适量Fe（≤0.3%）有助于细化晶粒，形成对性能影响较小的π-Fe相（π- Al8FeMg3Si6），从而提升硬度，但过量的Fe（>1.0%）则会析出长针状或板条状的β-Fe相（β-Al5FeSi），导致合金韧性和塑性显著下降，抗拉强度和屈服强度降低。

随着压铸技术的不断发展，压铸件的集成度日益提高，且呈现出向大型化和复杂化发展的趋势。这一趋势在汽车工业中的应用尤为显著，特别是在底盘件和车身结构件等关键部位的应用比例逐渐增加。这一转变不仅提升了产品的整体性能，且有效减少了零部件的数量，但也对铝合金的力学性能提出了更高的要求，特别是在强度和韧性方面。在车用铝合金材料中，Al-Si系合金因其低密度、高强度以及优良的铸造性能、力学性能、耐磨性和机械加工性等优势，已成为主流选择。

合金化是优化铝合金微观结构和提升其力学性能的关键技术。在Al-Si合金中，Si作为主要的合金元素，Si的加入显著增强了合金的铸造性能和力学特性。Al-Si合金的力学性能与共晶硅相和初生硅相的形状、尺寸及其分布有着直接的联系。粗大的板条状或多边形块状初生硅相，以及长针状的共晶硅相，都可能导致铝合金基体的断裂，从而降低Al-Si合金的力学性能。除了Si之外，铝合金中还可以复合添加Cu、Mg、Mn和Ti等元素。这些元素的添加能够通过细化晶粒、改善析出相的微观结构、形成新的析出相或通过固溶强化等机制，增强Al-Si合金的力学性能。Cu的加入有助于形成Al2Cu强化相，但会对铝合金的抗腐蚀性能造成不利影响。Mg作为一种常见的强化元素，可与Si反应生成Mg2Si相。李明峰等人研究显示适量的Mn能够将针状的β-Fe相转变为块状或汉字状的α-Fe相，减少应力集中和基体的断裂，从而减轻Fe带来的负面影响。范晓明及WAN H等人研究显示Fe在Al中的溶解度较低，其析出的针状β-Fe相会导致基体断裂并引发应力集中，形成裂纹源，显著降低铝合金的力学性能。黄晓锋等人发现，Mn对Al-Si合金中的Si相具有一定的变质效果，能够促使初生Si相从星形或不规则形状转变为块状，以及将共晶Si相从长针状转变为球状或短棒状。但是，过量添加Mn会导致形成粗大的脆性第二相，可能对合金的性能产生不利影响。且在此基础上配合适当的热处理工艺，还可以进一步提高Al-Si合金的力学性能、耐磨性能以及冷热疲劳性能。

本试验材料AlSi10MnMg合金是基于DIN 1706 AC-43500合金进行成分优化设计的铝硅合金，具备优异的综合力学性能，广泛应用于汽车底盘件和车身结构件等重要部件，满足了日益严苛的汽车工业需求。

01 试验材料和方法

试验以高纯铝锭（99.99%，质量分数，下同）、Al-30Si、Al-50Cu、Al-10Mn、Al-10Ni合金以及工业纯Mg为熔炼原料，利用电阻炉熔炼制备AlSi10MnMg合金，熔炼过程中利用Al-10Sr进行变质处理，通过高纯氮气+旋转除气、机进行除气、除杂及精炼处理。在配料时，采用市售铁剂（Al-75%Fe），按照AlSi10MnMg-xFe的成分制备试样，对试验获得的AlSi10MnMg-xFe合金进行200 ℃/6 h的人工时效处理，试验合金的名义化学成分见表1。

表1 试验合金的名义化学成分 wB/%

使用线切割从合金块中加工出10 mm×10 mm×4 mm的金相试样，使用100~1000目的金相砂纸打磨，利用四氧化三铁喷雾抛光剂进行抛光，用体积分数为0.5%的HF酸腐蚀后用酒精洗净并干燥。使用PIPHOT300型立式金相显微镜观察显微组织。

根据国家标准，选择TSIM-VMA8050V4四轴数控加工中心进行加工出不同Fe含量AlSi10MnMg合金的拉伸试样（图1），拉伸试验在DDL-100型万能电子拉伸试验机上进行，拉伸试样厚度为5 mm，拉伸速率为3 mm/min，进行七组拉伸试验，去除最大值及最小值，取5组拉伸数据的平均值作为力学性能数据。使用联尔HBS-3000型数显布氏硬度计对合金进行显微硬度测试，硬度值取10次测试结果的平均值。采用 JSM-IT800扫描电镜（SEM）、Jxa-ihp200f电子探针（EMPA）观察合金的显微组织。

图1 拉伸试样尺寸

02 试验结果及讨论

2.1 AlSi10MnMg 合金的显微组织

AlSi10MnMg合金中的Si含量低于12.6%，是一种亚共晶Al-Si合金。根据Al-Si二元相图，AlSi10MnMg合金在凝固过程中先析出α-Al相，随后到达共晶温度时发生共晶反应，形成共晶组织。AlSi10MnMg合金主要由α-Al相、共晶Si相、Al2Cu相和Mg2Si相等构成，见图2。

α-Al相为主要基体相，由铝和少量可溶元素（如Mg、Cu、Zn）形成，通常呈现为等轴晶或树枝晶形态。由于合金中含有Si（9%~11%），会形成共晶硅相，通常以针状或片状分布。硅相变质处理后，硅相形貌转变为纤维状或球状，进而提高合金的力学性能。由于合金中含有Cu（0.05%~0.1%），时效热处理后可形成Al2Cu相，对材料进行时效强化，提高强度。由于合金中含有Fe（0.5%~0.9%），这种含量较高的铁会导致生成铁基化合物相，常见有：β相 （Al5FeSi）呈现为板条状或针状，对材料力学性能有不利影响；α-Fe相［Al15（FeMn）3Si2］，添加0.3%~0.8%的Mn元素可促进α-Fe相的生成，片状形貌的α-Fe相形态较为钝化，对性能影响较小。由于含有Mg（0.25%~0.5%），Mg会与Si形成Mg2Si强化相，通常呈现为黑灰色颗粒或多角形，起到一定的沉淀强化作用。

图2 AlSi10MnMg合金的微观组织

2.2 Fe 对 AlSi10MnMg 合金组织的影响

根据试验目的及要求，制定试验方案，其每组试样具体成分设计方案如表2所示，按照表2中的不同试样成分设计方案，参照不同元素烧损率确定AlSi10MnMg主料、相关辅料及添加料的配比，制成试样。

表2 AlSi10MnMg-xFe合金的化学成分 wB/%

图3为不同铁含量的AlSi10MnMg-xFe铸造合金的金相组织图。从图3（a）可以发现，AlSi10MnMg-xFe合金中α-Al相呈现出树枝状及细小网状结构，说明α-Al相的排列较为规整。而β-Fe相由于铁含量较低，呈现为细小的针状结构，这些针状结构在图片中分布较为稀疏且可能出现在α-Al晶粒之间或树枝状的晶粒内。随铁含量增加，α-Al相呈现出一定的树枝状结构，它的排列略显不规则，β-Fe相的数量和形态明显增多。从图3（b）中可以看到，更多的针状β-Fe相，这些针状结构比铁含量较低时的样品更加明显，且分布较为均匀。当铁含量较低时，如图3（b）和图3（c）显示，β-Fe相呈细针状。当铁质量分数达1.0%时，出现颜色较黑粗大的长针状相，β-Fe相呈密集交错分布，其β-Fe相交叉生长形成一个“针状网”，但其基体Si相变得更不均匀，如图3（d）所示。

图3 不同Fe含量的AlSi10MnMg合金的金相组织

随着Fe含量增加，二次枝晶臂间距明显降低，进而说明Fe含量增加对于合金组织有一定的细化作用。张亦杰等也发现了同样的现象，其原因在于合金凝固过程中，Fe能够促进型壁晶核的游离和增加α-Al在型壁形核的质点数目，进而增加形核率，降低晶粒尺寸；MBUYATO等则认为Fe对晶粒的细化作用可能与其抑制晶粒生长有关。

考虑到含Fe相会对合金组织和性能产生影响，因此，进一步对各试样中Fe相形貌开展分析，图4为不同Fe含量的AlSi10MnMg合金SEM。

图4为AlSi10MnMg合金高倍扫描电镜图，其中图4（a）为0.3%Fe，合金中A点为α-Al，基体较纯净；图4（d）合金中B点为针状Fe相，C点为骨骼状α-Fe相。

图4 不同Fe含量的AlSi10MnMg合金SEM组织图

如图4（a）所示，Fe含量较低时，合金中Fe相数量较少，形貌呈汉字状，见图4（a）箭头D位置所示，推测为π-Al8FeMg3Si6相，大小一般不超过5 μm，在合金固溶铝基体内部弥散分布，且没有贯穿整个枝晶，破坏枝晶胞完整性。随着Fe含量增加，如图4（d）示，Fe相数量明显增加，合金组织内富铁相开始迅速长大，出现长度超过10 μm的针状相，且富铁相形貌由短棒状转变为细长的针状或板条状，贯穿铝基体枝晶胞，破坏其完整性，严重危害铝合金力学性能，且多呈长针状（B），推测为β-Al5FeSi相。

图5为AlSi10MnMg合金Fe含量分别为0.3%与1.0%的 EPMA分析结果。可以看出，对于Fe元素含量较高的AlSi10MnMg合金，在共晶Si附近常可观察到Fe颗粒的分布，这些Fe相多沿晶界富集并与共晶Si共同析出，可能在一定程度上影响共晶Si的形貌和生长行为。

从其二次电子和背散射电子像均可明显观察到不同形貌、尺寸的第二相，与光学显微镜所观察的较为接近。在图5（a）中Fe富集处，同样富集Mg、Si与Al元素，进而论证了之前的推测，即在Fe含量较低时，合金中的汉字状Fe相可能为π-Al8FeMg3Si6相。在没有Mg的情况下，铁往往以针状的β-Fe相（Al5FeSi） 形式析出，导致合金脆性增加、延展性降低。镁的存在使铁参与形成π-Fe相（Al8FeMg3Si6），这种相的形态为块状或骨骼状，其形态钝化，降低了应力集中现象。相较于β-Fe相，π-Fe相对合金力学性能的负面影响较小。若是适量的π-Fe相在晶界处分布，可提高强度和硬度，不会像β-Fe相那样显著降低韧性，且可以改善合金的高温强度和耐热性能，特别是在高温长期服役的铸件中。但若π-Fe相析出过多，造成晶界弱化，则会影响合金的塑性和延展性。此时可以通过调节Fe的含量（<0.8%），添加适量的Mn使β-Fe相转化为α-Fe［Al15（FeMn）3Si2］或优化冷却速率和压铸工艺，调控π-Fe相的析出数量与分布。

图5 不同Fe含量的AlSi10MnMg合金EPMA分析

在图5（b）的SEM图中可以观察到，图中Fe相呈长针状或板条状，颜色偏暗（灰黑），且Fe相旁富集Si、Al，很可能为β-Al5FeSi相。β-Fe相呈长针状或汉字状，其尖锐形态会引起应力集中，容易成为裂纹萌生的起点，使材料在切削加工和变形加工过程中容易断裂，增加合金脆性，降低加工性能，且针状β-Fe相切割晶粒，破坏基体的连续性，显著降低合金的塑性和延展性，若β-Fe相分布在晶界处，还会使铸件的热裂倾向增加，特别是在大尺寸铸件中更为明显。此时，可以通过控制Fe含量、控制Mn与Fe的质量分数在0.5%~1.0%范围促进α-Fe相的形成，或提高冷却速率（如快速凝固技术）抑制β-Fe相的生长，使其难以形成长针状形态，来控制β-Fe的析出数量及形态。

2.3  Fe 对 AlSi10MnMg 合金力学性能的影响

不同Fe含量对AlSi10MnMg合金力学性能的影响见图6，由图可见，随着Fe含量由0.3%增加至1.0%，AlSi10MnMg合金的屈服强度从210.0 MPa下降到168.8 MPa，下降19.6%，呈大幅度降低趋势，而合金的抗拉强度从250 MPa降低至210 MPa，降幅达16%；合金的伸长率从6.53%降至1.15%，降幅达82.38%；合金的布氏硬度从HB101.1增加至HB125.1。说明当Fe含量在0.3%~0.9%范围内增加时，对合金硬度有所提升，但对合金屈服强度、抗拉强度和伸长率的不利影响较大。

图6 不同Fe含量对AlSi10MnMg合金力学性能的影响

Fe含量增加，合金的硬度会略有增加，这是由于铁在合金中以硬质的铁基相（如β-Fe相和α-Fe相）析出，这些金属间化合物分布在晶界及晶内，增加了合金的整体硬度；合金的抗拉强度逐渐降低。当铁含量在0.3%时，铁相数量少，合金的基体连续性较好，强度较高。随着铁含量增加，针状β-Fe相大量析出并沿晶界分布，这种相具有脆性，破坏了基体的连续性，导致裂纹容易萌生和扩展，降低了抗拉强度。屈服强度与抗拉强度有相似的趋势，即随Fe含量增加而降低，形成的β-Fe相是脆性相，会导致晶界变弱，降低了合金的抗塑性变形能力。

随着Fe含量而增加的针状铁基相会造成局部应力集中，导致材料在较低应力下发生屈服。伸长率下降显著，是铁含量增加对合金性能影响中最明显的部分。β-Fe相的长针状和板条状形态会导致严重的应力集中，这些β相分布于晶界处，削弱了晶界的结合力，使材料容易发生脆性断裂。即使部分铁转化为α-Fe相，其硬质金属间相依然会对塑性造成不利影响，极易引发裂纹，显著降低合金的塑性和伸长率。

03 结论

（1） 随着Fe添加含量增加，α-Al基体晶粒尺寸明显减小，富铁相由弥散分布的块状或汉字状π-Fe相（π-Al8FeMg3Si6）转变为连续分布的针状或板条状β-Fe相（β-Al5FeSi），富铁相形貌由短棒状、骨骼状转变为细长针状，数量大幅增加，沿晶界交错分布，形成“针状网”结构。

（2）在Fe含量较低（0.3%）时，AlSi10MnMg合金中富铁相主要为细小的π-Fe相，形貌呈汉字状、块状，弥散分布，且尺寸较小，对基体破坏性较低；而随着Fe含量升高至1.0%，合金中富铁相数量急剧增加，形貌转变为长针状、板条状β-Fe相，沿晶界集中分布，贯穿晶粒，导致应力集中和晶界削弱，从而严重影响合金的力学性能。

（3）当Fe元素含量由0.3%增至1.0%时，材料布氏硬度由HB101.1上升至HB125.1，增加了23.8%；抗拉强度由250 MPa降至210 MPa，下降了16%；屈服强度由210.0 MPa降至168.8 MPa，下降了19.6%；材料伸长率由6.53%降至1.15%，下降了82.38%。

作者

王云海1，高润山2，冀佳琪2

1. 艾斯迪汽车零部件有限公司

2. 天津大学机械工程学院

本文转载自：《铸造杂志》