铝合金具有密度低、强度高、塑性好、导热性能优良等优点，被越来越多的电子产品外壳、LED 散热片、无线通讯基站散热基板等零部件所采用[1-3]。而常规压铸导热铝合金材料(如ADC12、A380 等)虽然具有优良的铸造性能和力学性能，但其室温导热系数仅90～120 W/(m·K)，难以满足当前行业中电子通讯设备对散热材料的应用需求[4-5]，所以开发一种新型的铸造Al-Si 合金十分必要。但Fe 作为固有杂质在合金中很难避免，熔炼过程中与铁制器件的接触也会使其含量增加。但当合金作为薄壁类铸件生产时，适当的Fe 元素可以改善合金的脱模性能，并且合金中少量Fe 元素的存在有助于提高铝的结晶温度，从而使铸态晶粒得到细化[6]。但Fe 元素会在合金中形成粗大的针状β-Fe 相，对合金性能产生较大的危害，而对于向合金中加入Mn 元素改善β-Fe相形态的做法，会降低合金的散热性能，所以不便于添加其他合金元素；由于Fe 对合金的组织和性能有显著影响，目前国内外有关Fe 元素对于铝合金作用的研究已有一些报道[7-9]，多数认为Fe 对合金的性能是有害的，它会降低合金的力学性能、韧性和疲劳寿命，限制其工业应用[10]。所以，研究探讨Fe 元素含量对合金组织性能的影响，确定出Fe 元素适当的添加范围是十分必要的。
本文作者旨在研究向Al-8Si-0.5Mg 合金中添加不同含量的Fe 元素，确定合金组织和性能随Fe含量的变化规律。
1 试验材料与方法
实验材料为铸造Al-8Si-0.5Mg 合金，通过改变合金中Fe 元素含量来确定Fe 的改变对合金组织与性能的影响规律。实验材料为工业纯铝（99.85%）、Al-30Si、Al-10Mg、Al-10Fe 等。熔炼设备为井式电阻炉。在电阻炉内于760 ℃加热熔化Al-8Si-0.5Mg 合金，经精炼、扒渣以后降温至730 ℃保温静置30 min，将所得的熔融合金浇至水冷铜模后取出。对合金的成分分析结果如表1。可见熔铸合金的成分与预设成分基本一致。
表1 Al-8Si-0.5Mg 合金的化学成分 w（%）Tab.1 Chemical composition of Al-8Si-0.5Mg alloy
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从铸锭上截取各种测试用形状与尺寸的试样。各种测试用装置及测试条件如下：对试样进行X 射线衍射（XRD）分析；对经磨制、抛光后的试样进行金相组织观察；在JSM-7001 F 型扫描电镜下对试样进行深度观察及能谱分析以检测第二相成分；将合金锭上取样加工成φ5 mm 的标准拉伸试样，在AG-XPLUS100KN 电子拉伸试验机上进行室温拉伸，拉伸速率为2 mm/min；用涡流电导仪和激光导热仪测量合金的导电系数和热导率。
2 试验结果及讨论
2.1 Fe 含量对Al-8Si-0.5Mg 合金组织的影响
为了确定Fe 含量变化对合金中的相组成是否存在影响，对不同Fe 含量合金进行了XRD 分析，结果如图1。XRD 分析结果表明，合金组织均主要由基体α-Al 和共晶Si 相组成，此外还存在Al8Fe2Si 和Al5FeSi 两种三元相，未出现含Mg 元素相的衍射峰。
图1 不同铁含量Al-8Si-0.5Mg 铝合金的XRD 图谱
Fig.1 XRD patterns of Al-8Si-0.5Mg alloys with different Fe contents
图2是不同铁含量Al-8Si-0.5Mg 铝合金的显微组织图。由图可见，合金主要由α-Al 枝晶和呈针状或板条状的Si 相组成，其中α-Al 呈现不规则的取向；由于是水冷铜模铸造，会造成铸锭的成分的不均匀和枝晶偏析，所以合金表面会出现比较多的第二相富集现象，同时发现合金中富Fe 相会比较偏向于在Si 相附近形成。Si 相的存在会促进富Fe 相的形核长大[11]，所以在共晶Si 周边会有富Fe 相的富集；随Fe 含量的升高，合金中呈粗大针状的富Fe 相逐渐增多，呈无规则、无固定取向地排列分布在基体表面，严重割裂基体；同时观察到当Fe 元素含量较高时，合金中会出现呈污泥状态的富Fe 相，经观察判定，并依据文献总结[12]，认定为α 富铁相，如图2(f)。
图2 不同铁含量Al-8Si-0.5Mg 铝合金的显微组织
Fig.2 Microstructures of as cast Al-8Si-0.5Mg alloys with different Fe contents
随着Fe 含量的增加，合金组织二次枝晶间距变化如图3(a)所示，二次枝晶间距是使用IPP（Image Pro Plus）软件对金相观察结果进行统计而得到的。可以看出，随着Fe 含量逐渐增加，合金的二次枝晶间距逐渐降低。由此可见，Fe 的添加对合金微观组织有一定的细化作用。图3(b)所示为不同Fe 含量下合金铸态组织中表面区域第二相所占比例。可以看出，随着Fe 含量的增加，表面区域第二相比例明显增加，这是因为Fe 在铝合金中的溶解度很低，室温下固溶度仅为0.05%左右，因此，大部分Fe 元素以第二相的形式存在，其与Al、Si 等元素形成的相富集在表面区域，导致表面区域第二相所占比例增加。
图3 不同铁含量Al-8Si-0.5Mg 铝合金显微组织的枝晶特征
Fig.3 Dendrite characteristics of Al-8Si-0.5Mg alloys with different Fe contents
图4 为不同Fe 含量合金表面区域的SEM 背散射照片。可以看出，富Fe 相呈现出较为明显的亮白色特征，随Fe 含量的变化，表面区域的富Fe 相形貌、量以及针状富Fe 相的长度都有一定的变化。Fe含量较少时，富Fe 相主要呈汉字状或鱼骨状，对合金力学性能影响较小；随Fe 含量逐渐增加，针状富Fe 相逐渐增加，不均匀地分布在基体表面，大尺寸的针状富Fe 相明显增多。
图4 不同铁含量Al-8Si-0.5Mg 铝合金的扫描电镜背散射图像
Fig.4 SEM Backscatter Images of Al-8Si-0.5Mg alloys with different Fe contents
图5 是根据图4 的背散射图片统计的合金中β-Fe 相平均长度的变化趋势。当Fe 为0.15%时，β-Fe 相平均长度最短，为23 μm，当Fe 达到0.9%时，其平均长度达到最大值，58 μm，呈现出比较明显的细针状散乱分布于基体之上；Fe 含量进一步增加时，β-Fe 相平均尺寸略有降低，为49 μm。根据照片统计，当Fe 达到0.35 %后，合金中β-Fe相的尺寸最大可以达到180 μm 左右，对基体的影响比较大。
图5 Al-8Si-0.5Mg 合金中不同Fe 添加下的β-Fe 相平均长度
Fig.5 Average length of β-Fe phase in Al-8Si-0.5Mg alloy with different Fe content
图6 为铸态合金试样的背散射电子扫描电镜照片。可以看到，长针状的富Fe 相分布在铝基体中；Fe含量较低时，形成的针状富铁相较少，第二相以汉字状或鱼骨状的α 富铁相为主，这种富铁相对基体性能影响较小，而随着Fe 含量的升高，长针状的富Fe相明显增多，对合金性能产生不利影响。
图6 不同Fe 含量的铸态Al-8Si-0.5Mg-xFe 合金背散射电子像
Fig.6 BSE images of the as-cast Al-8Si-0.5Mg-xFe alloys with different content of Fe
表2 为铸态合金扫描组织（图6）中标示处的EDS 分析结果。位置1 能谱分析中的成分，铁硅含量原子比接近1∶1。结合XRD 和扫描形貌判断为β-AlFeSi(Al5FeSi)相。同时由图6(a)中点2 处的EDS分析可以看出，Fe 成分为23.57 at.%，Si 为11.78 at.%，原子比接近2∶1。结合XRD 以及扫描形貌为较明显的鱼骨状判断为α-AlFeSi(Al8SiFe2)相。以同样的方式对其余Fe 含量合金中的针状富铁相进行观察分析可以得出其均为β 富铁相。同时，当Fe 含量升高时，在合金中并没有再发现有鱼骨状富Fe 相的形成，由此可以看出，当Fe 含量升高时，合金中的富铁相将会主要以针状的形式析出。这与文献 [13] 结果一致。结合EDS 结果，对Al-8Si-0.5Mg-0.75Fe 合金中针状富铁相进行面扫结果如图7 所示。可以发现，Fe 十分均匀地分布在针状相中。
图7 Al-8Si-0.5M-0.75Fe 铝合金的背散射电子图像何能谱分析
Fig.7 BSE Image and EDS results of acicular Fe-rich phase in Al-8Si-0.5Mg-0.75Fe alloy
表2 Al-8Si-0.5Mg-xFe合金能谱分析结果 (at%)
Tab.2 EDS results of Al-8Si-0.5Mg-xFe alloys
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2.2 Fe 含量对Al-8Si-0.5Mg 合金性能的影响
图8 是不同Fe 含量铸态合金的硬度测试结果。可以看出，随Fe 含量增加，硬度呈现逐渐升高的趋势。当Fe 含量为0.15%时硬度最小，为80 HV；Fe含量为1.15%时，为94 HV，达到最大值；硬度提高了大约17.5%。Fe 含量由0.15%提高到0.35%时，硬度升高幅度较大；当Fe 含量超过0.35%时，上升趋势趋于平缓。
图8 Al-8Si-0.5Mg 合金的硬度随Fe 含量的变化
Fig.8 Hardness change of Al-8Si-0.5Mg alloy with different of Fe content
图9 为合金导电率（图9a）和热导率（图9b）随Fe 含量的变化。可以看出，由于合金的导电性能和导热性能具有一定的相关性，所以都随Fe 含量的升高而逐渐降低。这应该是因为：合金中共晶硅呈针片状，β-AlFeSi 相呈长针状，对电子的散射增加，导致合金电导率随Fe 含量的升高而逐渐降低；而与金属中自由电子导电理论一致，金属的导热性能同样与组织中的晶格畸变程度、缺陷、相组成和分布等因素有关。晶体结构越完整，自由电子定向传输效率越高，导热性能越高[14]，同时Fe 室温时在Al 基体中的溶解度仅为0.05%左右，大部分都以析出物的形式存在，随着Fe 含量的升高，β-AlFeSi 相的尺寸和数量明显增加，这种粗大的析出相同样会严重阻碍自由电子的运动，进而导致电子散射几率大幅增加，合金导电和导热性能降低[15]。
图9 Al-8Si-0.5Mg-xFe 铝合金的导电率导热率
Fig.9 Electrical and thermal conductivity of Al-8Si-0.5Mg-xFe alloys
不同Fe 含量合金拉伸力学性能如图10 所示。可以看出，随Fe 含量的增加，屈服强度整体呈现逐渐升高的趋势，由0.15%Fe 的117 MPa 升高到133 MPa，提升大约13.7%；抗拉强度呈现先降低再升高的趋势，当Fe 含量为0.75%时到达最小值，为199 MPa，Fe 含量为0.35%时最大，为219 MPa，抗拉强度降低大约10%；伸长率呈现逐渐下降的趋势，由0.15%Fe 的12.53%下降为0.9%Fe 的6.7%，下降了大约46.5%。再升高Fe 含量，伸长率变化不大。
图10 Fe 含量对力学性能的影响
Fig.10 Influence of Fe content on mechanical properties
铸态合金的室温拉伸断口的SEM 观察结果如图11。可以看出，拉伸试样断裂以后的断口主要存在着准解理面；当Fe 含量较少时，可以看到合金断口处出现大量的撕裂棱，这种现象说明合金发生了明显的塑性变形；当Fe 含量增加到0.55%时，断口表面的准解理面明显变大，且撕裂棱数量明显减少。结合面扫及能谱分析可知，这是由于Fe 含量升高，合金中的针状富铁相增加，这些富铁相的存在会引起合金的脆性断裂。当Fe 含量进一步增加，合金断裂表面处出现很多的准解理面，并且其面积明显增加。这是由于Fe 含量进一步上升导致合金中产生大量粗大的脆性针状β-AlFeSi 相，进而引起合金的脆性断裂。同时看出，重力铸造得到的合金断口中几乎没有韧窝的生成，解离平台呈现大量存在的状态。
图11 铸态Al-8Si-0.5Mg-xFe 合金拉伸断口形貌
Fig.11 Tensile fracture morphology of as-cast Al-8Si-0.5Mg-xFe alloys
3 结论
（1）通过XRD 测试表明铸态合金主要由α-Al、Si相及富Fe 相组成；随着Fe 含量的升高，β-Fe 相含量逐渐增加，尺寸变大，最大可达到180 μm；当Fe含量达到0.9%以后，合金中针状富Fe 相呈现出明显的更加细小的针状形貌，散乱地分布于基体表面；第二相所占比例随Fe 含量的增加逐渐增加；二次枝晶间距逐渐降低。
（2）合金硬度随着Fe 含量的增加逐渐升高，最小值为79 HV，最大值为90 HV；导电性能、导热性能随着Fe 含量的升高均逐渐降低，这是由于Fe含量升高，针状β-AlFeSi 相增多，对合金中自由电子的散射作用增加。
（3）随着Fe 含量增加，合金屈服强度逐渐增加，由118 MPa 升高为134 MPa，抗拉强度和伸长率总体上逐渐降低。其中伸长率在低Fe 含量下降低明显，由12.5%降低为6.6%，当Fe 含量达到0.9%后基本保持不变；SEM 反映出的断口形貌，随Fe 含量增加，撕裂棱逐渐减少，解理面面积明显变大，所占比例明显增加，从而引起合金穿晶脆性断裂。
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