铬含量及热处理对铝合金力学性能的研究

原标题：Cr含量与热处理对Al-Si-Mg-Cu合金组织性能影响研究

铸造Al-Si合金因其良好的流动性、较低的铸造温度和优异的成形性能，已成为轻质结构材料的热门选择，广泛应用于汽车、航空等工业领域。由于铸造Al-Si二元合金力学性能较低，为提高铸造Al-Si合金的综合性能，首先会添加Mg、Cu等强化元素来提高合金的强度，然后通过添加微量元素来实现共晶Si相变质、细化晶粒、改善富Fe相形貌从而提高合金的综合性能。通过加入微量的Sr、La、Ce、Sm和Y等元素，可有效改善共晶Si相形貌，显著提升合金的力学性能；添加Ti、B和Zr等元素，可细化晶粒并增强合金的耐高温性能，而加入Mn和Cr等元素可改善富Fe相形貌并提高合金耐蚀性能。

由于铸造Al-Si-Mg-Cu合金是可再生合金，一般再生铝合金中均含有一定量的Fe，通常富Fe相为长针状的β-Al5FeSi相，当Mg含量较高时，也可能形成汉字状的π-AlSiMgFe相。若凝固初期形成的β相尺寸较大，则会对合金的力学性能产生不利影响，而当β相尺寸较小且作为共晶混合物的一部分，则影响较小。为了改善富Fe相形貌，通常会通过添加Mn、Mo、Cr和V等元素，将长针状β-Al5FeSi相转变为汉字状π-AlSiMgFe相或多边形α-Fe相。在这些元素中，Mn已被广泛研究并证明能够有效改善富Fe相的形态，当Mn、Fe摩尔比为1.2时，β-Al5FeSi相可完全转变为α-Fe相。与Mn元素相比， Cr元素也可有效将β-AlFeSi相转变为汉字状的α-Al（Fe，Cr）Si相，且当Cr含量超过0.24%时，β-AlFeSi相可完全转变为α-Al（Fe，Cr）Si相。此外，添加Cr元素还可在固溶时析出富Cr弥散相，提高合金材料的硬度。研究表明，Al-Mg-Si合金锻造前经均匀化热处理可促进α-Al（MnCrFe）Si弥散相的析出，大幅提高合金的力学性能。在铝合金中添加Cr元素的研究目前多集中在变形铝合金，对铸造Al-Si系合金添加Cr开展的研究报道较少，因此本研究系统地考察Cr添加量对Al-Si-Mg-Cu合金组织性能的影响，以期为Al-Si系铸造合金成分设计与性能提升提供参考。

图文结果

试验原料主要有99.9%（质量分数，下同）的纯Al、99.9%的纯Mg、99.9%的纯Cu、Al-20Si、Al-10Sr和Al-10Cr中间合金等。采用SG-G24123型井式电阻炉进行熔炼，首先将纯Al在780 ℃下熔化30 min后，加入预先加热的Al-20Si合金、纯Cu和Al-10Cr合金，搅拌直至完全熔化并保温15 min后扒渣。将温度降至730 ℃时，加入预热的纯Mg和Al-10Sr中间合金，搅拌并静置15 min，待熔体温度上升至750 ℃，加入C2Cl6（占熔体质量的1%），除气后扒渣，静置15 min后，待熔体温度降至690 ℃后浇注于水冷铜模中。水冷铜模尺寸为200 mm×100 mm×30 mm，Al-Si-Mg-Cu合金材料组织观察、性能测试试样取自铸锭心部区域，表1为不同Cr含量的Al-Si-Mg-Cu合金的化学成分。

热处理及组织观察试样取自铸锭中间部位，尺寸为10 mm×10 mm×10 mm。试样在SX-G16103型箱式电阻炉中进行热处理，据文献可知，Cr加入后在270~300 ℃低温均匀化处理时会形成弥散相，起弥散强化作用。因此本研究采用两种固溶制度，固溶后水淬；时效175 ℃×10 h，空冷，热处理升温速率均为3 ℃/min。热处理工艺见表2。

表1 不同Cr添加量Al-Si-Mg-Cu合金的化学成分(%)

表2 Al-Si-Mg-Cu合金热处理工艺

图1为不同Cr含量铸态Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu合金的XRD图谱。可以看出，除Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu合金典型相组分α-Al、共晶Si、Q-Al5Cu2Mg8Si6、θ-Al2Cu和π-Al8Mg3FeSi6外，当Cr含量增加至0.25%时，合金中还观察到了Al13Cr4Si4相。

图2为不同Cr含量下铸态Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu合金的SEM图。通过对组织形貌的分析并结合图1，可以初步判定凝固过程中生成的金属间化合物类型，其中，α-Al呈典型的枝晶形态分布，纤维状的共晶Si分布于枝晶间。此外，枝晶间还伴随有网格状的Q-Al5Cu2Mg8Si6和不规则块状的θ-Al2Cu相。组织中还观察到不同类型的富Fe相，其形貌特征各异。

r添加对富Fe相形貌起到了显著的调控作用。表3为铸造Al-Si合金中可能析出的富Fe相，包括针状的β-Al5FeSi、汉字状的π-Al8Mg3FeSi6、块状的α-Al（Fe，Mn）Si以及τ1-Al13（Cr，Fe）4Si4相。从图2可以看出，随着Cr含量的增加，π-AlMgFeSi相形貌由汉字状转变为块状的Al（Cr，Fe）Si相。EDS分析表明，Cr+Fe、Si的摩尔比约为1.3∶1。然而，由于缺乏晶体结构的详细信息，目前尚无法确认块状Al（Cr，Fe）Si相的具体类型是α-Al（Fe，Cr）Si还是τ1-Al13（Cr，Fe）4Si4。

图1 不同Cr含量下铸态Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu合金的X射线衍射图谱

图2 不同Cr含量下铸态Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu合金背散射扫描电镜组织

表3 铸造Al-Si合金中富Fe相种类

图3为合金在不同固溶处理条件下的SEM组织。通过EDS分析发现，组织中主要残留的相包括长针状的β-AlFeSi相，以及少量块状的π-AlFeMgSi和Al（Cr，Fe）Si相。可以看出，无论采用哪种固溶处理工艺，共晶Si的球化程度基本相同。同时，随着Cr含量的增加，富Fe相的数量明显增多且尺寸逐渐变大。添加相同Cr含量时，300 ℃保温2 h并未对合金的显微组织产生显著的影响。

图4为不同热处理条件下合金的硬度分布。可以看出，随着Cr含量的增加，铸态合金硬度（HV0.2）变化不明显。在SST1固溶处理条件下，硬度（HV0.2）增量随Cr含量的增加逐步提高；在SST2条件下，硬度（HV0.2）增量呈现出明显上升趋势。

结合铸造Al-Si-Mg-Cu合金是时效强化合金可知，该合金的主要强化来源于时效析出强化。图5为合金在不同固溶处理后经过175 ℃×10 h时效处理后的硬度变化情况。可以看出，①不同固溶工艺下，合金的固溶硬度存在一定差异。在SST1固溶制度（500 ℃×6 h+530 ℃×4 h）下，随着Cr含量的增加，合金的硬度（HV0.2）逐步提高，见图5a。而在SST2固溶制度下，硬度的提升更加明显，见图5b。在T6-1热处理制度下，随着Cr含量的增加，硬度（HV0.2）增量逐渐下降，见图5a。在T6-2热处理制度下，硬度（HV0.2）增量进一步下降，见图5b。②在T6-1热处理制度下，不同Cr含量合金的硬度（HV0.2）变化范围为137.6±1.38；而在T6-2制度下，硬度（HV0.2）为138.2±1.04。整体而言，在两种T6热处理制度下，合金的硬度随着Cr含量的增加变化较小。

图3 不同Cr含量和固溶制度下合金中残余金属间化合物的背散射扫描电子图

图4 不同固溶处理工艺下Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu-Cr合金的硬度

图5 时效处理Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu-Cr合金硬度

为了更直观地评估合金的强度和塑性变化，需要进一步进行拉伸性能测试。由两种T6热处理制度下的硬度变化结果可以看出，不同T6热处理制度对合金硬度的影响较小，因此仍需进行力学性能测试，结果见图6。表4为不同Cr含量下合金的两种热处理状态下的拉伸试验结果。可以看出，随着Cr含量增加，合金的强度有所提升，T6-1热处理工艺下抗拉强度从383.8 MPa增加至407.1 MPa，屈服强度从314.7 MPa提升至326.3 MPa。然而，伸长率则随Cr含量增加显著下降，从7.9%降低至4.3%；T6-2热处理工艺下合金强度比T6-1热处理工艺下有所提升，但变化很小，力学性能的变化趋势和T6-1条件下是一致的。力学性能的变化表明Cr元素的添加对提高合金强度具有一定作用，但同时会显著削弱其塑性。

图6 热处理态Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu-Cr合金应力-应变曲线

表4 热处理态Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu-Cr合金力学性能

从不同热处理状态及不同Cr含量合金的硬度结果可以看出，Cr在固溶处理阶段对合金的力学性能具有一定的强化作用。然而，这种强化效果在时效处理后有所减弱。此外，从SEM图中可以观察到，Cr的添加能够显著改变富Fe相的形貌。有研究表明，在铸造Al-Si合金中引入Cr元素并经固溶处理后，可形成亚微米级的Al-Cr-Si弥散相。基于这一发现，对两种不同固溶处理工艺条件下含Cr合金的显微组织进行了TEM分析，结果见图7。可以看出，无论采用何种固溶工艺，含Cr合金中均存在椭圆状或棒状的析出相，其直径或长度为100~300 nm。随着Cr含量的增加，析出相的尺寸和数量均呈现逐渐增大的趋势。这一现象表明，Cr元素的添加显著促进了含Cr弥散相的形成。

图8和图9为不同Cr含量的Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu-Cr合金经过SST2固溶处理后弥散相的高分辨透射电镜（HRTEM）图像及其EDS分析结果。可以看出，弥散相主要呈多边形或块状形貌，且随着Cr含量的增加，其尺寸逐渐增大，同时数量也显著增加。图8和图9还提供了弥散相的元素面扫描分布图以及元素成分分析结果，显示弥散相的主要成分包括Al、Si、Cr和少量Fe。根据能谱分析（EDS）结果，该弥散相的主要成分为Al、Si和Cr，与文献中关于Al-Si-Cr弥散相组成的研究结果一致。

图7 固溶态Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu-Cr合金弥散相HAADF-STEM图

图8 Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu-Cr合金弥散相HRTEM形貌以及元素面扫描分布图

图9 不同Cr含量下Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu-Cr合金弥散相能谱分析

图10和图11是Cr含量为0.25%的合金经过SST2固溶处理后的TEM和HRTEM图像。可以看出，基体中析出了亚微米级的析出相，这些析出相呈多边形，直径为50~100 nm。结合EDS元素面扫描结果可知，析出相富含Al、Si和Cr元素，且Fe含量极低，其成分特征与典型的Al-Cr-Si弥散相一致。从图11可见，试验测得析出相（111）晶面的晶面间距d为0.64 nm，且其晶格常数a=1.11 nm，与面心立方结构Al13Cr4Si4的晶格常数a=1.092 nm十分接近。由于Fe部分取代了弥散相中的Cr元素，因此实际观察到的析出相为Al13（Cr，Fe）4Si4。

图10 Cr含量为0.25%的合金SST2固溶处理TEM和元素面扫描分析

图11 Cr含量为0.25%的合金SST2固溶处理HRTEM图

根据时效态Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu-Cr合金硬度的变化趋势，可以推测Cr的添加可能对合金中纳米析出相的形成产生一定影响，因此需要进一步探讨Cr含量对析出相的具体作用。图12为该合金在不同T6热处理条件下的TEM明场图。可以观察到，析出相主要呈短杆状，尺寸处于纳米级别，且在基体中分布均匀。在T6-2热处理制度下，随着Cr含量的增加，析出相的尺寸基本保持不变。

从低倍透射电镜（图12）图像的观察结果来看，Cr元素的添加对析出相的形貌未表现出显著影响。图13为Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu-0.25Cr合金在不同T6热处理制度下的析出相高倍TEM图像。可以看出，无论采用哪种热处理制度，析出相均主要呈椭圆形，平均直径约为7.6 nm。此外，还能观察到少量条状析出相，其长度大约为40 nm。不同的T6热处理制度下析出相的种类保持一致，主要包括Q'相和θ'相。这表明，Cr的添加并未改变合金在时效过程中析出相的类型。

图12 Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu-Cr合金TEM组织

图13 不同时效状态下Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu-0.25Cr合金析出相高倍TEM图

结论

（1）Cr元素添加量由0增至0.25%时Al-9.5Si-0.5Mg-1.2Cu合金铸态硬度基本不变，300 ℃×2 h+500 ℃×6 h+530 ℃×4 h固溶处理后，合金硬度随Cr含量增加持续上升，峰值硬度（HV）为121.57。

（2）在500 ℃×6 h+530 ℃×4 h+175 ℃×10 h热处理制度下，随着Cr含量增加，合金抗拉强度从383.8 MPa提高至390.9 MPa，屈服强度从314.7 MPa提高至326.3 MPa，伸长率从8.5%下降至4.5%，这表明Cr的添加可以提高合金的强度，但会降低塑性。

（3）Cr的加入有效抑制了β-Al5FeSi相的生成，并通过促进Al（Cr，Fe）Si弥散相的析出调控了富Fe相的形貌。在固溶处理条件下，Cr促进了含Cr弥散相的析出，并与Al基体形成共格关系，有效提高合金硬度。

（4）尽管Cr在固溶处理阶段显著提升了合金的硬度，但时效处理后，弥散相的强化作用有所减弱。硬度增量的下降表明，固溶阶段析出的弥散相未能在后续时效过程中保持其强化效果，因此需要进一步优化时效工艺以维持Cr的强化效应。

《Cr含量与热处理对Al-Si-Mg-Cu合金组织性能影响研究》

顾琪 周鹏飞 贲能军
张小玮 惠为东

盐城工业职业技术学院智能制造学院

本文转载自：《特种铸造及有色合金》