原標題：Cr對高真空壓鑄AlSi7MgMn組織和力學性能的影響

摘要：采用高真空壓鑄制備了不同Cr含量的AlSiMgMnCr合金，通過掃描電鏡（SEM）和透射電鏡（TEM）對合金微觀組織和析出相進行研究，統計不了合金組織中的鐵相面積分數和等效直徑。結果表明，隨著Cr含量增加，T6態下合金的屈服強度提升，抗拉強度維持穩定，伸長率下降明顯；另外，鋁基體中鐵相的面積分數和等效直徑尺寸變大；加入Cr后合金形成含Cr的析出相，其抑制時效時β"相的生長，使β"相在鋁基體中的均勻性下降。

隨著社會對能源消耗的重視，汽車的輕量化越來越受到關注，采用鋁合金壓鑄件代替鑄鐵件能夠有效的降低汽車的自重。但是壓鑄過程容易出現卷氣現象，滯留在鑄件中的氣體形成孔洞危害材料力學性能。在隨后的熱處理過程中，壓鑄件表層會起泡，嚴重時甚至導致鑄件的報廢。高真空壓鑄能降低液體金屬充型時的型腔氣體壓力，大量減少卷入氣體的量，降低后續熱處理的難度，進一步提升鑄件性能。

AlSiMg系合金具有鑄造性能、綜合力學性能和耐腐蝕性良好等特點，可以通過固溶時效處理進一步提升其力學性能。AlSi10MgMn是最常見的AlSiMg系壓鑄合金，XUJ J等通過正交分析手法研究了時效和固溶處理參數對AlSiMgMn合金組織和性能的影響。BOSCH D等對不同Mn含量的AlSi10Mg進行研究，發現當Mn/Fe質量比為1時合金具有最佳力學性能。近年來，低Si含量合金的高真空壓鑄受到研究者的關注。降低Si含量可增加α-Al基體，減少共晶區含量，通過微合金化調控α-Al基體中的多種彌散析出相，提高AlSiMg合金的性能。在一定含量的Fe、Mn鋁硅鑄造合金中，加入Cr元素會生成粗大沉積相危害合金的性能。有研究指出，Cr的添加有積極作用。壓鑄合金中添加適量Cr可減少模具的粘模傾向，還可將鋁硅合金枝晶間針狀的β-Al5FeSi相轉變成危害更小的α-Fe相。LIY G等在鋁硅合金中加入質量分數為0.5%的Cr和0.8%的Fe，通過XRD發現合金中新生成的α-Al-(Cr,Fe)-Si相是體心立方結構且有利于合金塑性。此外，Cr可在鍛鋁的均勻化和鑄造鋁合金的固溶處理過程中生成彌散沉淀相。由于其與鋁基體不共格，通常被認為沒有強化效果。TOCCI等在Al-3Si-0.6Mg鑄造鋁合金中添加0.28%和0.12%的Mn，發現固溶過程中形成的含Cr彌散沉淀相導致硬度提升5HV，較低的加熱速度使得彌散相更為均勻。HU Y等在Al-5Si-0.5Mg合金中添加0.25%的Cr，發現固溶處理加水淬后的合金硬度提升超過10HV，含Cr的析出相抑制后續固溶時效強化效果。但是，在高真空壓鑄低硅鋁合金中添加Cr元素研究報道較少，因此本課題通過高真空壓鑄制備不同Cr含量的合金試樣，采用SEM和TEM分析鐵相和含Cr析出相，研究Cr元素對合金微觀組織和力學性能的影響。

1、試驗制備與設備

1.1 壓鑄試驗

采用的原材料有：純鋁錠、Al-10Si-0.6Mn-0.3Mg鑄錠、Al-50Mg、 Al-10Mn和Al-10Cr中間合金。采用TOYO BD-250壓鑄機，配備萬達真空設備，壓鑄實驗過程實際測得的真空度為4.8 kPa。具體試驗步驟如下：首先將稱量好的純鋁錠、Al-10Si-0.6Mn-0.3Mg鑄錠、Al-10Mn和Al-10Cr中間合金放入電阻爐中升溫(溫度？)熔化；鋁液溫度至700 ℃加入中間合金Al-50Mg攪拌均勻后，保溫10 min；加入除渣劑隨后通入高純氬氣除氣；模具溫度控制在180 ℃左右，鋁液溫度達到690 ℃進行高真空壓鑄試驗（高速速度為2 m/s，增壓壓力為80 MPa）。壓鑄試樣制備采用拉伸試樣模具，其裝配圖見圖1，鑄件為4根拉伸試樣和一塊矩形片狀試樣，從左到右拉伸試樣厚度為2、8、4、6 mm，前期試驗結果表明厚度為4 mm的拉伸試樣力學性能最佳[13]，因此選用4 mm該試樣用于力學性能測試和微觀組織分析。3組高真空壓鑄合金成分如表1，用于之后測試分析的拉伸試樣具體尺寸見圖2。

圖1:高真空壓鑄試驗模具裝配圖

表1:AlSiMgMnCr合金的化學成分  wb/%

圖2:拉伸試樣尺寸

1.2 熱處理試驗

AlSiMg系合金通過固溶時效處理，可提高合金綜合力學性能，見圖3。根據圖3a 的DSC分析得出合金固相線溫度為561.8℃，為了防止合金過燒，固溶溫度比固相線溫度低20℃左右，因此選擇固溶溫度為540℃。確定固溶時間為8 h，時效溫度為180 ℃。由時效硬度曲線可知不同Cr含量合金的峰值時間均為6 h，增加Cr含量未明顯提升時效硬度值,其中6 h峰值時效時3號合金硬度值最大為105HB。確定熱處理工藝為540℃×8 h固溶, 180 ℃+ 6 h時效。具體的熱處理工藝過程為：由室溫以10℃/min的升溫速率升溫30 min達320 ℃，繼續30 min升溫至540 ℃，保溫8 h后取出進行65 ℃水淬處理，最后放入保溫爐中隨爐升溫至180 ℃保溫6 h取出空冷。

圖3:Al-7Si-0.6Mn-0.3Mg合金的DSC曲線和180 ℃時效硬度曲線

1.3 組織和性能分析

微觀組織主要通過Leica DM3000M光學顯微鏡（OM）、FEI NONA430掃描電鏡（SEM）和透射電鏡（TEM）進行觀察，試樣取自拉伸試樣標距段，經過砂紙打磨、拋光后，經無水乙醇清洗，用體積分數為0.5%的氫氟酸腐蝕液腐蝕15 s左右。TEM試樣直徑為3 mm的薄圓片，依次通過機械減薄、離子減薄處理完成透射樣品制備。DSC試樣尺寸為φ3 mm×2 mm，采用NETZSCH STA449C同步熱分析儀，加熱速率為10 ℃/min,保護氣氛為氬氣，升溫范圍為20~720 ℃。采用HB-3000B數顯布氏硬度計進行硬度測試，日本島津萬能材料試驗機（AG-X 100KN）進行力學測試,試樣拉伸速度為2 mm/min,取5根試樣測試結果的平均值。

2、微觀組織觀察與分析

2.1 金相組織

圖4和圖5是不同Cr含量高真空壓鑄合金的鑄態與T6態金相組織。可以看出，合金組織主要為α-Al基體和Al-Si共晶組織。其中壓鑄鋁合金中的α-Al有兩種形態：尺寸較大的α1-Al和尺寸較小但外形較圓整的α2-Al。粗大的α1-Al稱為壓室預結晶，形成原因是少部分的鋁液在壓室內開始形核，由于其生長時間相對較長，最終形成較為粗大的α-Al；而α2-Al是金屬液在模具型腔內形核，生長時間短且所處的模具冷卻速度快，導致尺寸細小圓整。共晶組織間分布金屬間化合物α-Fe相，T6熱處理后Si粒子的形貌由纖維狀變為破碎的球狀，減低合金在外力作用下的應力集中，對材料性能的提升有益。通過金相組織觀察發現添加Cr元素對α-Fe相的尺寸會有一定影響，后續通過背散射照片統計鐵相大小和數量分布，對其進行定量分析。

圖4:態下不同Cr含量合金高真空壓鑄的金相組織：(a)1#；(b)2#；(c)3#

圖5:T6態下不同Cr含量合金高真空壓鑄的金相組織：(a)1#；(b)2#；(c)3#

2.2 SEM組織

圖6是鑄態下3組合金的背散射照片。可以看出，隨著Cr含量的增加，合金組織中鐵相的面積分數占比越大，鐵相開始出現團聚現象。表2為統計多張背散射照片關于鐵相特征的結果。可以看出，1號合金鐵相面積分數為0.263%，3號合金面積分數是1號合金面積分數的5倍；3號合金的鐵相等效直徑為3.5 um，無Cr的1號合金等效直徑為2.3 um；3組合金Fe相長寬比變動較少。

圖6:鑄態下不同Cr含量合金高真空壓鑄的背散射照片：(a)1#；(b)2#；(c)3#

表2:不同Cr含量合金高真空壓鑄的鐵相特征統計

2.3 TEM組織

3號合金時效峰值時的TEM明場及β”高分辨的傅里葉變換圖見圖7。從圖7a可以看出，TEM觀察在<001>Al方向上進行，從明場照片中看到鋁基體中均勻分布著長度為25 nm,直徑為3 nm左右的針狀納米析出相。鑄造AlSiMg合金峰值時效時，鋁基體會析出細針狀β"的納米相,β"是單斜結構，晶格常數a = 1.516 nm，b = 0.405 nm，c = 0.674nm。從圖7b可以看出，與其他研究者結果基本一致，判斷納米析出相其為β"相。固溶時效析出的β"相是鋁合金熱處理后強度提升的主要原因，彌散析出相數量越多、分布越均勻，則鋁合金時效強化效果越好、力學性能提升越明顯。

圖7:3號合金的峰值時效時的TEM明場像及β”高分辨的傅里葉變換圖：(a)明場相；(b)傅里葉變換圖

圖8為3號合金的T6態下含Cr析出相的明場像及其衍射花樣，圖9為含Cr析出相的EDX測量結果。從圖9可以看出，析出相中Mn含量明顯高于Fe的含量，Mn/Fe比在析出相中大于5。通過電子衍射花樣進行分析發現，體心立方結構α-Al( Fe, Mn)Si 的晶格常數在 1.256~1.265 nm 之間。通過對3號合金衍射花斑的標定，測得其晶格常數為1.264 nm，因此Al-7Si-0.6Mn-0.3Mg-xCr中的析出相也為體心立方結構，由于Cr、Mn、Fe過渡族元素在晶格中可以相互替代，所以其析出相為α-Al(Mn, Cr, Fe)Si。其與基體的位相關系為:< 1 1(_) 0 >Al // < 0 0 1 >Al(Mn,Fe,Cr)Si， { 1 1 1 }Al // { 5 3 0 }Al(Mn,Fe,Cr)Si。

圖8:T6態下方塊析出相的TEM明場像和選取電子衍射花樣

圖9:含Cr析出相的能譜

3、力學性能分析

3.1 力學性能

圖10為不同Cr含量時合金鑄態和T6態的力學性能。可以看出，T6熱處理之后合金整體強度上升，伸長率下降。鑄態下不同Cr含量的合金屈服強度和抗拉強度基本不變，伸長率有所下降，屈服強度、抗拉強度和伸長率的均值分別為135 MPa、266 MPa、 12.35 %，其中2號合金相對于1號合金伸長率下降了20.9%。T6態合金中，隨著Cr含量增加，屈服強度先增加后略有降低，抗拉強度變化較小，伸長率下降明顯。T6態2號合金屈服強度為256 MPa,1號合金伸長率為11.97%，3組合金抗拉強度均值為316 MPa。相較于1號合金,2號合金屈服強度提升了22.5 %，伸長率下降了35.7 %。

圖10:不同Cr含量高真空壓鑄合金力學性能

由圖4和表2可知，合金中添加Cr元素提高了鋁基體中鐵相的等效直徑和面積分數，合金中脆硬的鐵相在外力作用下易出現應力集中，不利于材料的塑性改善。再加上Cr含量的提升，使得鐵相出現團聚，聚集的鐵相顆粒易分離作為裂紋形成或者擴展的位置，也同樣降低材料塑性。兩方面的因素導致了T6態下合金伸長率下降明顯。而鑄態下Si相呈纖維狀，對合金的伸長率起主要作用，3組合金鑄態組織中的Si粒子類似，故鑄態下合金伸長率下降趨勢沒有T6態明顯。

TEM組織分析表明，通過T6熱處理后鋁基體中分布大量彌散分布的β"相，而彌散析出相數量越多分布越均勻，則鋁合金時效強化效果好，T6熱處理后合金整體抗拉強度明顯提高，主要原因是時效處理后鋁基體中析出大量彌散的β"相，彌散細小的β"相顆粒阻礙合金變形過程中的位錯運動，從而提升合金的強度。其中，含Cr的方塊狀析出相尺寸超過50nm，析出相周圍區域未出現納米析出相β"，表明其消耗Si原子抑制β"的彌散析出，而且大塊含Cr析出相周圍β"析出相的均勻性下降，由于上述兩方面原因，3#合金中的方塊析出相Al(Mn, Cr, Fe)Si對鋁合金的時效強化會有不利影響，但由于方塊析出相在鋁基體中的數量很少，T6熱處理后鋁合金基體中主要以彌散析出的β"相為主，含Cr的方塊析出相對T6熱處理后合金影響較小，因此T6態合金抗拉強度變化很小。

3.2 拉伸斷口分析

3組合金斷口形貌相似，選取1號合金鑄態和T6態斷口進行分析，見圖11。可以發現，鑄態拉伸斷口存在大量不規則的撕裂棱和平坦的小平面，是典型的準解理斷裂。準解理斷裂介于解理斷裂和韌窩斷裂之間，裂紋在應力集中位置形核沿著解理面擴展，最終通過塑性聚合的方式微裂紋彼此之間連接，形成短而彎曲的撕裂棱。與鑄態拉伸斷口形貌完全不同，熱處理后斷面分布大量高密度細小而均勻的韌窩，是典型的韌性斷裂。在掃描電鏡下能觀察到韌窩底部存在夾雜物或者析出相粒子（都稱為異相顆粒）。受到外力作用下，鋁基體發生塑性變形，基體與異相顆粒周圍產生大的應力集中，致使界面分開或者異相顆粒出現折斷而形成微孔。隨后塑性變形繼續，微孔擴大和連接，當微孔大到一定程度時最終導致材料的斷裂。

圖11:1號合金拉伸斷口典型形貌

4、結論

（1）隨著Cr含量提高，高真空壓鑄AlSiMgMnCr合金鑄態下屈服和抗拉強度波動較小，伸長率下降；T6態下屈服強度提升，抗拉強度基本不變化，伸長率下降明顯。

（2）Cr含量由0增加到0.18%時，合金微觀組織中的鐵相面積分數和等效直徑增大，鐵相出現團聚現象，團聚的鐵相顆粒作為裂紋形成或擴展的位置，大大降低材料的塑性。

（3）高真空壓鑄 AlSiMgMnCr合金T6熱處理后彌散析出的β"相是其抗拉強度提升的主要原因，方塊狀的Al(Mn, Cr, Fe)Si析出相對β"相的形成有抑制作用，其周邊的β"相分布均勻性下降。

作者：
鄭凌波 趙海東
華南理工大學國家金屬材料近凈成形工程技術研究中心

本文來自：《特種鑄造及有色合金》雜志2021年第41卷第03期