0 引言

随着新能源汽车产业的快速发展，热管理系统的高效性与轻量化成为行业关注的焦点。流道板作为热管理系统的核心功能部件，承担着冷却液均匀分布与热量交换的关键任务。目前，新能源汽车热管理流道板主要采用6000系变形铝合金经锻造、CNC机加工成形后，再与6000系板材钎焊连接制备而成。然而，该工艺路线存在流程长、材料利用率低且成本高等固有局限，难以契合当前行业对高效化、经济型生产的核心诉求。相比之下，挤压铸造是一种自动化程度高、生产效率高和成形精度高的近净成形加工方式，可大幅降低加工成本和原材料浪费。传统挤压铸造铝合金以Al-Si系为主，其熔点普遍低于590℃，在钎焊过程（~610℃）中易发生软化甚至局部熔化；而6000系变形铝合金虽熔点较高，但其热裂倾向高、流动性差，难以通过铸造成型。因此，现有铝合金材料难以兼顾良好铸造性能与高熔点，成为制约需钎焊部件“以铸代锻”技术路线的关键瓶颈。开发兼具良好铸造性能与高熔点的新型铝合金材料，成为行业亟待突破的技术难题。

为突破这一瓶颈，近年来国内外研究者聚焦于AlRE、Al-Ni和Al-Fe等高熔点合金体系，开发了一系列可钎焊铸造铝合金材料。然而，这些合金体系均存在一定问题：Al-RE和Al-Ni合金造价昂贵，Al-Fe合金耐腐蚀和高温性能较差。相比之下，Al-Mn-Fe合金体系具有成本低、高温性能和耐蚀性能良好等优点。根据Al-MnFe三元合金相图，该体系存在理论可铸造的成分区间，因此在可钎焊铸造铝合金领域具有巨大应用潜力。但常温下Mn和Fe在Al中的固溶度极低，对强度的贡献非常有限，需通过微合金化协同提升Al-Mn-Fe合金的可铸造性能与力学性能。

本文系统研究了Mg、Cu等合金元素对Al-Mn-Fe合金可铸造性能、微观组织及力学性能的影响规律。采用螺旋形试样流动测试和热裂约束棒测试，通过微观组织表征及力学性能测试，分析了Mg、Cu元素对合金显微组织、可铸造性能与力学性能的协同影响机制，为开发可钎焊铸造Al-Mn-Fe合金提供理论指导。

1 试验设计及方法

1.1 试验材料

本试验中共制备4种不同成分的合金，具体成分如表1所示。将纯铝、Al-10Mn、Al-10Fe、Al-10Ti、Al-Cu中间合金及纯Mg按设计配比称量后，放入坩埚电阻炉内进行加热熔化，控制熔炼温度为720℃。待全部合金料完全熔融后，依次对铝熔体开展精炼、除气、扒渣及静置处理，随后采用直读光谱仪测定合金的化学成分。

1.2 流动性能和热裂性能测试

熔体在720℃时分别浇铸到温度为200℃的金属流动性测试模具和热裂约束模具中，如图1所示。每浇铸一次后，将金属模具置于200℃的热处理炉中保温2h，以保证每次浇铸模具温度一致。在同样的条件下，每组成分浇铸5次以保证试验结果的可重复性。采用HTS(Hot Tearing Susceptibility)评定不同合金的热裂敏感性，计算公式为:

式中，f_crack为裂纹尺寸影响因子，热裂棒完全断裂数值为4，热裂棒呈现半断裂状态数值为3，热裂试棒的裂纹呈环状分布为2，热裂棒产生微裂纹数值为1，热裂棒未产生裂纹数值为0；f_location为位置影响因子，裂纹在热裂棒的根本产生数值为1，裂纹在试样的球端数值为2，裂纹在热裂棒的中心产生数值为3；f_length为棒长影响因子，从最短棒到最长棒数值分别为32，16，8，4。HTS越大，表示合金产生热裂的倾向越大。

图1 合金流动性和热裂测试模具

1.3 微观组织表征

在进行热裂试验的同时浇铸一个D50mm×30mm的圆柱，并用线切割在浇铸圆柱体上取样进行微观组织表征分析。试样经机械研磨、抛光、腐蚀和清洗后在Leica DMI3000显微镜上观测。

1.4 性能测试方法

采用线切割进行切割取样，拉伸试样的形状和尺寸如图2所示。室温常规拉伸试验在Shimadzu AG-X100kN型电子万能材料试验机上进行，拉伸速率为1mm/s。为了保证数据的准确性，每个合金试样进行4次拉伸测试，取多次测量结果的平均值作为该合金的力学性能指标。布氏硬度测试在HBS-3000型数显布氏硬度计上开展，选用直径5mm的钢球压头，施加250kg试验力并保载30s，每个样品测试5个点，以平均值表征合金硬度。DSC分析采用STA499C同步热分析仪完成，以10℃/s的升温速率进行测试，试验过程中通入氩气作为保护气氛。

图2 不同成分合金的流动性能和热裂敏感性指数

2 试验结果与分析

2.1 Cu和Mg对Al-Mn-Fe合金流动性能和热裂的影响

热裂通常被认为是绝大部分金属中最为常见且不可逆转的铸造缺陷之一，通常以裂纹的形式出现在铸件的表面或者内部。图2为不同成分合金的流动性能和热烈敏感性指数。由图可知，合金1的流动性最差，流动长度为402mm，热裂敏感性指数为60.1。在合金1基础上添加0.1%的Cu时，合金的流动性能提升至423.1mm，热裂敏感性指数降低至51.4。在合金1基础上添加0.1%的Mg时，合金的流动长度提升至449.3mm，热烈敏感性指数降低至39.2。这是因为Cu和Mg的添加会导致枝晶搭接温度降低，延长了金属液的补缩时间，从而提高Al-Mn-Fe合金的流动性能。协同添加0.1%的Cu和Mg时，合金的热裂敏感性指数处于单独添加Mg或Cu的中间，但相对于合金1仍然有所改善。

如图3所示，展示了合金4的DSC测试曲线，为规避熔化过热度与凝固过冷度对结果的干扰，分别通过式（2）与式（3）计算合金的熔点Tm及凝固温度区间：

式中，T_m为熔点；T₁和T₂分别为合金开始熔化和结束熔化温度；T₃和T₄分别为合金凝固起始温度和结束凝固温度；∆T为合金的凝固温度区间。因此根据式（2）、式（3）计算得到合金的熔点为659.35℃，满足钎焊温度要求（＞610℃），且凝固区间为1.45℃，远低于ADC12铝合金的凝固温度区间56.2℃，说明该合金具有良好的流动性。

图3 合金4的DSC曲线

2.2 微观组织

图4所示为不同成分合金铸态下的金相组织。本研究中的四种合金铸态组织主要由α-Al相和少量的Al₆(Mn,Fe)相组成,定量统计见表2。在合金1中α-Al晶粒粗大，平均晶粒尺寸达62.1μm，Al₆(Mn,Fe)长宽比为30.21，主要以短棒状和针状为主。当添加0.1%Cu时，α-Al晶粒尺寸减小至52.3μm，针状Al₆(Mn,Fe)明显减少，主要呈现为短棒状。当添加0.1%Mg时，α-Al晶粒尺寸减小至28.6μm，二次枝晶臂更为发达，针状Al₆(Mn,Fe)相对合金1略有减少，主要以短棒状为主。当同时添加0.1%Cu和0.1%Mg时，合金中α-Al晶粒尺寸减小至37.4μm，针状Al₆(Mn,Fe)相几乎消失，全部呈现为短棒状，长宽比也降至最低的9.2。

图4 不同成分合金铸态下的金相组织

2.3 Cu和Mg对Al-Mn-Fe力学性能的影响

如图5所示为不同合金成分的力学性能测试结果见表3。合金1的屈服强度仅为75MPa，延伸率达36.1%。与合金1相比，添加Cu和Mg后合金的强度和硬度均得到明显提高，延伸率略有下降。相较于基础合金1，Cu和Mg的复合添加使合金屈服强度提升65%、抗拉强度提升25%、硬度提升33.7%，延伸率虽降至33.3%，降幅仅为7.7%。在室温下，Cu在Al中的固溶度可达0.1%以上，Mg在室温下在Al的固溶度可达约1.7wt.%，因此添加的Cu和Mg主要固溶于α-Al基体中，引起晶格畸变，进而产生显著的固溶强化效应。同时，Cu、Mg的添加使α-Al晶粒逐渐细化，晶界数量增加，晶界对位错滑移的阻碍作用增强，从而提升合金强度；晶粒细化还可使塑性变形更均匀，降低应力集中，改善材料塑性。此外，Al₆(Mn,Fe)相由针状演变为短棒状，变形时产生的应力集中进一步减小，更利于塑性提升。因此，相对于合金1，合金4在大幅提升强度的基础上仍然保持良好的塑性。

图5 不同合金成分的应力应变曲线

基于以上试验结果，我们选用合金4进行某新能源汽车可钎焊流道板铸件的生产，生产得到的铸件如图6（a）所示。铸件表面质量良好，成型完整，无浇不足、热裂、冷隔等缺陷。将挤压铸造所得流道板进行钎焊，钎焊后产品如图6（b）所示。经检验，焊接处钎剂熔化均匀，焊角填充良好，表明合金4具有良好的可钎焊性能。

图6 挤压铸造制备所得流道板

3 结语

本文开发的Al-Mn-Fe-Cu-Mg合金，在保持良好铸造性能的同时，实现了较高的熔点和优异的力学性能，成功突破了传统铝合金难以兼顾可铸造性与可钎焊性的技术瓶颈。

（1）Al-Mn-Fe合金铸态下以α-Al相和Al₆(Mn,Fe)相为主，Cu和Mg元素的添加均会降低α-Al的晶粒尺寸，使其二次枝晶臂更为发达，Al₆(Mn,Fe)的长宽比降低，其形态从针状向短棒状转变。

（2）单独或协同添加0.1wt%的Cu和Mg元素均会提升Al-Mn-Fe合金的流动性和降低热裂倾向。

（3）随着Al-Mn-Fe合金化程度增加，合金的强度得到明显的提升，同时延伸率略有降低。同时添加Cu和Mg时，合金的综合力学性能达到最佳，屈服强度达到126MPa，抗拉强度达到196MPa，延伸率为33.3%。

（4）基于合金4采用挤压铸造工艺成功制备了新能源汽车热管理流道板铸件，钎焊后焊缝成形良好、焊角填充均匀，证明该合金在“以铸代锻”技术路线中的可行性与工程应用前景。

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