原标题：半固态触变 Al-8Si合金的显微组织及抗冲击韧性

Al-Si合金凭其优良的铸造性能、耐磨性以及耐腐蚀性在汽车和航空航天领域应用广泛。然而，较低的断裂韧度限制了该类合金应用。控制共晶Si形貌、尺寸、分布以及初生α-Al相晶粒的形貌、大小和缺陷是提高Al-Si合金冲击韧性的关键。研究者采用了多种特殊方法来调控Al-Si合金的共晶Si和初生α-Al相，进而提高铝合金的力学性能，如半固态成形、变质处理和细晶处理等。

金属半固态成形技术起源于20世纪80年代初。触变挤压作为半固态金属成形技术的一种类型，是将具有非枝晶组织的半固态金属坯料进行二次加热后，在预热的模具型腔内锻压成形，进而获得接近成品尺寸零件的工艺。相较于挤压铸造，触变挤压能够进一步提升零件的组织致密度和尺寸精度，并延长模具的使用寿命，与塑性锻造相比，触变挤压可一次成形形状更复杂的高强度、高致密度的铝、镁合金零件。触变挤压工艺包括半固态金属坯料的制备、二次加热和触变挤压，其中制备具有非枝晶组织的半固态金属坯料是整个工艺的基础和关键，制备方法包括机械振动、电磁搅拌和超声振动等。但由于坯料制备成本偏高，导致触变挤压件生产成本较高，阻碍了触变挤压工艺的推广与应用。控制扩散凝固（CDS）是由APELIAN D等提出的一种新型凝固技术，其通过从热力学模型参数优化必要数据，描述合金体系中每种相的吉布斯自由能，并生成指导CDS方法开发和优化的定量数据，为简便且有效地实现半固态金属坯料的制备提供了一种极具潜力的途径。GHIAASIAAN R等提出将一种高热质量（高温、大质量）的前驱体合金熔体（合金1）浇注到另一种低热质量（低温、低质量）的前驱体合金熔体（合金2）中，得到目标合金熔体（合金3），然后立即使用倾斜浇注重力铸造机进行浇注的手段。结果表明，CDS铝合金铸件的晶粒尺寸与塑性加工件的晶粒尺寸相当，但其力学性能更高。与普通铸造相比，CDS仅需要增加一个额外的保温炉来获得混合熔体，所需时间仅为几秒钟。CDS不但操作简单，而且与现有的铸造设备相兼容，无需额外昂贵的设备，成本低且产效率高。因此，CDS在半固态坯料制备方面具有巨大的潜力。

当前，触变挤压技术已成功应用于汽车、摩托车以及航空航天等领域。触变零部件的冲击韧度是衡量产品安全性、持久性的重要力学指标之一。然而，目前有关触变Al-Si合金冲击韧度的研究却鲜有报道。本研究利用CDS技术制备半固态坯料的触变Al-8Si合金，研究其微观组织及冲击性能并揭示二者间的关联性，阐明CDS和触变合金的抗冲击机理，以期为新型铝合金结构件的设计以及服役行为评估提供参考。

图文结果

铸态Al-8Si合金由99.95%（质量分数，下同）的纯Al和Al-12Si中间合金熔炼制备而成。将纯Al和Al-12Si中间合金放入坩埚并置于氩气保护的SG2-3-12电阻熔炼炉内，以5 ℃/min的升温速率升高至720 ℃，保温30 min，待纯Al和中间合金完全熔化将铝箔包裹的C2Cl6投入到Al-Si熔体中缓慢搅动精炼，保温15 min，扒渣得到纯净熔体。将熔体倒入圆柱钢模具（ϕ48 mm×250 mm）中获得铸态合金锭。使用99.95%的纯Al作为母合金1，Al-12Si合金作为母合金2，利用重力铸造法将两种母合金熔化后分别放入CDS制浆机的两个浇包，当母合金1和母合金2的温度分别达到664 ℃和584 ℃时，以1 kg/s的混合速度将其同时浇注到中间包混合后，将熔体浇注至圆柱钢模中冷却，获得CDS态Al-8Si合金。将CDS态Al-8Si合金锭切成ϕ48 mm×15 mm的圆锭并置于SK-G08123K-HD真空管式电阻炉中，通入氩气保护后加热至585 ℃（半固态温度），保温120 min后将其移入至预热温度为300 ℃、尺寸为ϕ50 mm×30 mm的模具中，在60T-600-600液压机上以190 MPa压力对圆锭进行触变成形，压缩量为46.67%，得到ϕ50 mm×0.8 mm的触变态Al-8Si合金。合金制备流程图见图1，实测化学成分见表1。

采用Axio Scope光学显微镜（OM）和JEM-2100F扫描电镜（SEM）对合金的微观结构进行观察和表征。用于OM和SEM组织观察的试样均依次使用500、1 000、1 500和2 000号的金相砂纸进行打磨，随后用粒度为W0.5的金刚石抛光膏进行抛光处理。选用凯勒试剂（95 mL的去离子水+2.5 mL的硝酸+1.5 mL的盐酸+1 mL的氢氟酸）腐蚀36 s。通过Rigaku D/max 2500 PC X射线衍射仪（XRD）分析合金物相，检测靶材为Cu靶，工作电压为40 kV，工作电流为150 mA，扫描步长为0.5（°）/s，扫描角度范围为20°~90°。利用Jade 6软件对检测结果进行标定分析。通过配备能谱分析仪的SEM对不同状态下合金冲击试样的侧表面及拉伸断口进行观察分析，并通过Image-Pro Plus 软件对3种条件下合金的孔隙面积进行统计，进而计算出铸态、CDS态和触变态合金的孔隙率。不同状态合金的室温力学性能按照GB/T228.1-2021在WDW-100D万能拉伸试验机上完成，每种状态合金拉伸和冲击至少测试3组并取平均值，拉伸速率为1×10-1 s-1。合金的夏比冲击试验按照GB/T19748-2019在JBW-450HC金属摆锤试验机上进行，拉伸和冲击试样尺寸示意图见图2。

图1 不同工艺下Al-8Si合金制备过程

表1 Al-8Si合金的实测化学成分(%)

图2 拉伸和冲击试样尺寸示意图

图3为铸态、CDS态和触变态Al-8Si合金的XRD图谱。结合Al-Si二元相图可知，3种合金的主要相组成均为初生α-Al和共晶Si相，表明成形方式并没有改变析出相的种类。图4为不同状态下Al-8Si合金的OM图像。可以看出，铸态合金组织主要由粗大的树枝晶以及针状组织构成。结合图3可知，粗大的枝晶为α-Al相，共晶组织为共晶Si。相较于铸态组织，CDS态合金中粗大α-Al树枝晶消失，转变为球状和近球状的初生α-Al晶粒，而共晶Si的形貌无明显变化，仍呈现细长的针状组织。α-Al晶粒微观结构的改变是由于两种金属液汇入容器底部混合后，会产生强烈的对流，使得混合过程有效进行，进而导致两种熔体形成大量的小熔池。在周围Al-12Si熔体的过冷条件下，纯Al迅速大量形核，随后α-Al以稳定的固-液界面模式生长，最终形成细小的非枝晶或球状晶粒微观组织。触变成形的Al-8Si合金组织由球状或近球状的初生α-Al基体构成的固相区以及黑色的共晶Si构成的液相区共同组成。这是由于坯料在二次加热过程中发生了晶粒的进一步长大和球化，晶粒演变机制包括晶粒的合并长大和Ostwald熟化。

图3 Al-8Si合金的XRD图谱

图4 不同状态下Al-8Si合金的OM图像

图5为铸态、CDS态和触变态Al-8Si合金的SEM组织，其中均包含黑色的初生α-Al和白色的共晶Si。可以发现，在铸态和CDS态合金的组织中都观察到较大的微孔，几乎都存在于α-Al基体与共晶Si的界面处。这是由于液态成形时合金熔体温度较高，易粘模，且熔体凝固收缩率较大，易使铸件产生缩孔、缩松和裂纹等缺陷。微孔隙会降低材料内部的承载能力，对材料的整体变形行为产生影响，进而导致冲击性能以及拉伸性能降低。

采用Image-Pro Plus6.0对3种合金的平均晶粒尺寸、共晶Si长径比以及CDS和触变Al-8Si合金的形状因子进行统计，结果见图6。可以看出，铸态和CDS态合金的平均晶粒尺寸分别为58和42 μm，在触变过程中晶粒急剧长大，晶粒尺寸达到了121 μm，为CDS态合金晶粒尺寸的2.8倍。3种合金的共晶Si长径比均呈下降趋势。

图5 Al-8Si合金的SEM图像

图6 不同处理条件下Al-8Si合金的平均晶粒尺寸、形状因子及共晶Si长径比

3种Al-8Si合金室温拉伸应力-应变曲线见图7，具体数据见表2。其中，触变合金呈现出良好的强-塑性，其σb×δ值为3.40 GPa·%，抗拉强度（σb）、屈服强度（σ0.2）和伸长率（δ）分别为206 MPa、137 MPa和16.5%。与铸态合金相比，CDS态合金的强度和塑性均有所提升，其σb提高了10.2%，δ提高了103.2%。图8为3种Al-8Si合金的冲击载荷-位移曲线，根据每次试验的冲击载荷-位移值计算得出合金试样总夏比冲击功（Et）。冲击试验过程中的失效可分为裂纹萌生和裂纹扩展两部分。不同成形方式的Al-8Si合金冲击曲线特征值见表3，Fm、Ei、Ep分别为最大冲击力、裂纹萌生能和裂纹扩展能。可以看出，铸态合金的Et最低，仅为2.1 J，而触变合金的Et最高，达到13.2 J。从图8d可以看出，触变合金Et的提高主要归因于裂纹扩展能的增加，这表明不同状态下合金的力学性能和冲击性能存在显著差异。

图7 不同处理条件下Al-8Si合金工程应力-应变曲线

表2 不同处理条件下Al-8Si合金的力学性能

图8 不同处理条件下Al-8Si合金的冲击载荷-位移曲线及冲击断裂能量对比

表3 不同处理条件下Al-8Si合金的冲击性能

图9为3种Al-8Si合金的拉伸试样表面观察及断口形貌。可以看出，铸态和CDS态合金试样的断裂与拉伸方向几乎成90°，触变合金试样断裂与拉伸方向成45°，触变合金是典型的韧性断裂，见图9a、图9d和图9g。从图9b、图9e和图9h可以看出，铸态和CDS态合金试样侧表面均光滑完整，然而触变合金试样的侧表面则存在大量微裂纹、微孔洞和二次裂纹，这些微观结构的出现和扩展有利于释放应力集中，提升合金的塑性。拉伸试样的断口形貌显示，铸态与CDS态合金试样的断口均由撕裂棱和解理台阶组成，而触变合金试样断口表面完全被韧窝覆盖，这表明触变态试样具有更好的韧性。

图10为3种Al-8Si合金的冲击试样表面形貌及断口形貌。可以看出，铸态和CDS态合金试样的断口呈平齐状，均呈现典型脆性断裂特征，而触变合金试样则呈现出较大的塑性变形，在冲击过程中该合金由于塑性变形从而吸收大量的冲击功。

图11为3种Al-8Si合金试样断口侧面组织，图中红色线条为沿晶断裂区域，蓝色线条为穿晶断裂区域（基于原图为彩色描述）。可以看出，3种试样均以穿晶断裂区域为主，这是由冲击载荷的性质决定的，当试样承受高速冲击载荷时，V型缺口处会瞬间产生极大的应力集中，此时裂纹将沿着最短的断裂路径进行传播，而不会局限于沿共晶Si和微孔等薄弱区域传播。这最终导致初生α-Al基体发生断裂，在断裂表面区域形成具有高比例穿晶断裂的特征形态。与触变态合金冲击试样相比，铸态和CDS态合金冲击试样具有较大的穿晶断裂区域。

图9 不同处理条件下Al-8Si合金的拉伸试样表面观察及断口形貌

图10 不同处理条件下Al-8Si合金的冲击试样表面观察及断口形貌

图11 不同处理条件下Al-8Si合金冲击试样裂纹扩展截面图

结论

（1）铸态、CDS态以及触变态Al-8Si合金的微观组织均由α-Al和共晶Si组成，其中铸态和CDS态合金中共晶Si均呈现粗大针状，而触变合金中的共晶Si显著细化和球化，共晶Si长径比为3.9。此外，与铸态合金相比，CDS态合金的晶粒尺寸和形状因子减小，表明CDS只改变了α-Al晶粒的大小与形状，对共晶Si的形貌几乎没有影响。

（2）触变合金呈现出良好的强-塑性，其σb×δ值为3.40 GPa·%，抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为206 MPa、137 MPa和16.5%。与铸态合金相比，CDS合金在强度和塑性方面均有所提升，其抗拉强度提高了10.2%，伸长率提高了103.2%。

（3）通过对比3种合金的冲击性能发现，触变合金的冲击功达到了13.2 J，分别是铸态和CDS态合金的6.29和3.13倍，表明触变合金具有更优异的冲击韧度，这是共晶Si的细化和球化导致的。共晶Si形貌的改变使得合金的断裂模式由共晶Si裂解所导致的脆性断裂转变为α-Al塑性变形引起的韧性断裂。

《半固态触变 Al-8Si合金的显微组织及抗冲击韧性》

安斌鑫1,2 姜静1,2 毕广利1,2 李元东1,2 陈体军1,2 蒋春宏3 赵李斌4
1.兰州理工大学省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室；2.兰州理工大学材料科学与工程学院；3.兰州兰石检测技术有限公司；4.山西银光华盛镁业股份有限公司

本文转载自：《特种铸造及有色合金》