Al-Si系合金作為應(yīng)用最廣泛的鑄造鋁合金，具有優(yōu)異的鑄造性能、良好的力學(xué)性能及物理化學(xué)性能。而通過向亞共晶Al-Si合金中引入溶質(zhì)元素Mg，利用Mg2Si的沉淀相強(qiáng)化機(jī)制所衍生出的Al-Si-Mg系合金，如ZL101A、ZL114A鋁合金，同時具有良好的鑄造性能、力學(xué)性能、耐腐蝕性能和耐熱性能等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于汽車、航空航天、國防等多個行業(yè)。細(xì)化初生α-Al晶粒尺寸是改善亞共晶Al-Si系合金力學(xué)性能的重要手段。Ti元素作為晶粒細(xì)化中的重要元素，在改善該系合金組織與性能方面發(fā)揮了一定作用。例如，為緩解Si致細(xì)化“中毒”現(xiàn)象，可向亞共晶Al-Si合金中引入一定量Ti元素。但過量Ti被引入后不僅不能改善細(xì)化效果，反而會惡化鑄件的力學(xué)性能、新增諸多工藝問題、提升生產(chǎn)成本。針對此現(xiàn)狀，本工作系統(tǒng)研究了Ti對亞共晶Al-Si系合金的晶粒細(xì)化、力學(xué)和鑄造性能的影響。并揭示Al-Si合金中富鈦區(qū)的形成機(jī)理以及Ti對力學(xué)性能的影響機(jī)制?；诖?，提出亞共晶Al-Si系合金細(xì)化的優(yōu)化策略，即添加少量Al-TBC晶種合金，實現(xiàn)微量Ti環(huán)境的晶粒細(xì)化性能強(qiáng)韌化。

Ti作為晶粒細(xì)化的基本元素，在改善亞共晶Al-Si系合金的性能方面起著至關(guān)重要的作用。一般來說，向合金中引入Ti的過程經(jīng)歷了從Al-Ti錠到Al-Ti-B錠再到Al-Ti-B絲的發(fā)展。據(jù)報道，Ti含量的增加只能勉強(qiáng)緩解Al-Ti-B中間合金晶粒細(xì)化效果不佳的問題，尤其是面臨Si致細(xì)化“中毒”的困境。Easton等人認(rèn)為，由于Ti的生長限制因子較高，可抑制凝固過程中的晶粒生長。李教授等人提出，TiAl3或Ti(Al,Si)3可作為初生α-Al晶粒的異質(zhì)成核基底。

山東大學(xué)劉相法教授團(tuán)隊與西安交大劉思達(dá)教授團(tuán)隊在前期研究中發(fā)現(xiàn)，Ti可通過在形核區(qū)域生成富鈦區(qū)來促進(jìn)晶粒細(xì)化。與此同時，該團(tuán)隊使用Al-TCB晶種合金來實現(xiàn)了亞共晶Al-Si系合金中晶粒的有效細(xì)化。α-Al晶粒的細(xì)化是通過含有B-摻雜TiC（B-TiC）和C-摻雜TiB2（C-TiB2）的摻雜TCB復(fù)合體實現(xiàn)的。研究表明，TCB復(fù)合體中的B-TiC在鋁熔體中釋放出Ti原子，并生成C-TiB2顆粒：

Al(l)+TCB complex(s)→Al4C3(s)+[Ti]+C-TiB2(s)

通過演化形核效應(yīng)，C-TiB2中摻雜的C削弱了硅原子在界面上的吸附傾向，從而解決了Si致細(xì)化“中毒”的根本原因。而在劉相法教授團(tuán)隊的最新工作中：形核區(qū)域的富Ti區(qū)得到進(jìn)一步表征；亞共晶Al-Si系合金中，Ti溶質(zhì)及其化合物對力學(xué)性能鑄造性能的影響被系統(tǒng)分析。最終基于Ti在亞共晶Al-Si系合金中的兩面性提出了Ti的合理應(yīng)用方法及其優(yōu)化策略。

相關(guān)成果以“Insights into the dual effects of Ti on the grain refinement and mechanical properties of hypoeutectic Al–Si alloys”為題發(fā)表在《Journal of Materials Science&Technology》。山東大學(xué)趙梓淵碩士為論文第一作者，山東大學(xué)劉相法教授和西安交通大學(xué)劉思達(dá)教授為論文通訊作者。

論文銜接：https://doi.org/10.1016/j.jmst.2023.12.014

Fig.1.(a)Al–TCB晶種合金的形狀外觀.(b,c)Al–TCB晶種合金和Al–5Ti–1B中間合金的光鏡組織.(d)Al–TCB晶種合金和Al–5Ti–1B中間合金的XRD譜圖.(e,f)Al–TCB晶種合金的電鏡組織.(f1–f3)Al–TCB晶種合金的EDS點(diǎn)分析結(jié)果.(g)Al–TCB晶種合金中粒子的電鏡照片.(g1–g3)Al–TCB晶種合金中粒子的EDS線分析.(h–h3)TCB復(fù)合體的電子探針結(jié)果.

Fig.2.(a)不同細(xì)化環(huán)境下Al–7Si合金的初α-Al晶粒尺寸隨Ti含量的變化.(b–b2)空白組中不同Ti含量(0%,0.10%和0.20%)的EBSD晶粒重構(gòu)圖.(c–c2)ATB組中不同Ti含量(0%,0.10%和0.20%)的EBSD晶粒重構(gòu)圖.(d–d2)TCB組中不同Ti含量(0%,0.10%和0.20%)的EBSD晶粒重構(gòu)圖.

Fig.3.(a–a2)空白組中UTS、EL和Q.I.隨Ti含量的變化.(b–b2)ATB組中UTS、EL和Q.I.隨Ti含量的變化.(c–c2)TCB組中UTS、EL和Q.I.隨Ti含量的變化.

Fig.4.(a)工程應(yīng)力應(yīng)變曲線及(b)不同組別的質(zhì)量指數(shù).

Fig.5.(a)流動性測試設(shè)備示意圖.(b)各組流動性試樣對比.(c)(b)中流動性試樣長度的統(tǒng)計曲線.(d)空白組中不同Ti含量下的凝固曲線.(e)ATB組中不同Ti含量下的凝固曲線.(f)TCB組中不同Ti含量下的凝固曲線.

Fig.6.(a)Al–7Si–0.1Ti合金中C-TiB2形核襯底的電鏡照片.(b–b3)C-TiB2形核區(qū)域的電子探針結(jié)果.(c,c1)ATB組中TiB2粒子的高倍電鏡照片及其Ti元素分布.(d,d1)TCB組中C-TiB2粒子的高倍電鏡照片及其Ti元素分布.(e)Al–7Si–0.1Ti合金中TiB2形核襯底的電鏡照片.(f–f3)TiB2形核區(qū)域的電子探針結(jié)果.(g–g3)C-TiB2粒子的EDS線分析.(h)形核區(qū)域中Ti分布形式的示意圖.

Fig.7.(a)Al–7Si–0.3Ti合金中Ti(Al,Si)3的典型形貌;(a1–a4)Ti(Al,Si)3相的EDS分析;(b,c)形核襯底與三元相的“附著”現(xiàn)象.(d–d5)“附著”區(qū)域的EDS分析.(e)Al–7Si–0.1Ti合金熔體的高溫XRD譜圖.(f)“附著”現(xiàn)象產(chǎn)生示意圖.

Fig.8.(a–a2)空白組在0.02T、0.10Ti和0.18Ti下的微觀組織;(b–b2)ATB組在0.02T、0.10Ti和0.18Ti下的微觀組織;(c–c2)TCB組在0.02T、0.10Ti和0.18Ti下的微觀組織.

Fig.9.(a–a5)不同固溶時間下含Si分散體的光鏡照片;(b)(a–a5)中各組的硬度及導(dǎo)電率統(tǒng)計圖;(c,c1)含Si分散體的電鏡照片.

Fig.10.(a–f1)鑄態(tài)和熱處理態(tài)在不同Ti含量的微觀組織及其元素分布圖(元素分布圖由Al分布圖和Ti分布圖合并).(g)不同固相比下Ti的濃度再分配曲線及晶粒內(nèi)含Si分散體的分布情況,(h)含Si分散體和無擴(kuò)散區(qū)的光鏡照片.

Fig.11.(a)Al–7Si–0.3Ti合金中Ti(Al,Si)3的典型形貌;(b1–b3)Ti(Al,Si)3相的EDS分析.(c–c2)Al-Si合金中共晶Si周圍的微觀裂紋.(d,e)Al基體、共晶Si和Ti(Al,Si)3相的三維圖.(f)Al基體、共晶Si和Ti(Al,Si)3相的載荷-位移曲線.(g)Al基體、共晶Si和Ti(Al,Si)3相的平均硬度、彈性模量和壓痕深度.

Fig.12.空白組(a)和TCB組(b)的泰勒因子分布圖及統(tǒng)計圖.空白組(a)和TCB組(b)沿拉伸方向的IPF圖.

Fig.13.拉伸斷口(Ti含量為0.06 wt%)的電鏡照片及EDS分析:(a–a2)空白組,(b–b2)ATB組,及(c–c2)TCB組.

Fig.14.(a–a3)未引入TCB時Al–7Si–0.45Mg–0.06Ti的BF及EDS分析.(b)未引入TCB時β″相的HRTEM和FFT.(c–c3)引入TCB后Al–7Si–0.45Mg–0.06Ti的BF及EDS分析.(b)引入TCB后β″相的HRTEM和FFT.

結(jié)論：

(1)當(dāng)不加入細(xì)化劑時，亞共晶Al-Si系合金的平均晶粒尺寸隨Ti濃度增加而逐漸減小。使用Al-5Ti-1B中間合金或Al-TCB晶種合金時，Ti濃度為0.1 wt%時晶粒細(xì)化效果最佳，平均晶粒大小分別為240.7±12.1μm和133.1±10.9μm。繼續(xù)增加Ti含量對晶粒細(xì)化沒有積極影響。

(2)在異質(zhì)形核襯底周圍存在富鈦區(qū)，對形核所需的TiAl3 2DC起保護(hù)作用。Al-TCB晶種合金中TCB復(fù)合體的演化提供了更高的局部Ti濃度和抗Si“中毒”能力。然而，在高Ti環(huán)境中，Ti(Al,Si)3更容易在富鈦區(qū)沉淀，使細(xì)化失效。

(3)無論是否引入中間合金，在Ti濃度為0.1 wt%時，Al-Si-Mg系合金可獲得最佳的力學(xué)和鑄造性能。而Ti濃度超過0.1 wt%時，力學(xué)性能和流動性的降低與Ti(Al,Si)3的形成直接相關(guān)。鑒于晶粒細(xì)化效果沒有進(jìn)一步改善，因此建議A356和A357鋁合金牌號中的Ti濃度應(yīng)≤0.1 wt%。

(4)在低Ti環(huán)境中，Al-TCB晶種合金在改善Al-Si-Mg系合金的力學(xué)性能方面表現(xiàn)優(yōu)異。在Ti濃度為0.06 wt%的水平，添加0.5 wt%的Al-TCB晶種合金后，Al-7Si-0.45Mg合金的UTS、EL和Q.I.分別提高到328.8±5.0MPa、14.4±0.6%和970.7±33.1MPa，分別比對應(yīng)空白組(相同Ti含量)高出4.1%、27.4%和20.0%。