Al-7Si-0.4Mg(質量分數，%)合金(A356)具有出色的鑄造性能、高比強度和良好的耐腐蝕性，得到了廣泛的應用[1,2] 輕量化進程對汽車結構件的性能提出了更高的要求 目前使用的鑄造鋁合金材料，其主要問題是強韌性不高 例如，鑄造A356合金的典型抗拉強度為280 MPa，延伸率5%~6%

微合金化是提高鑄造鋁合金性能的主要方法之一 研究表明，Al3M型金屬間化合物能提高鑄造鋁合金的性能[3~8] 能在鋁合金中生成Al3M型金屬間化合物的過渡金屬元素，有Sc[3~5]、Y、Ti、Zr[3~8]和Hf[8,9] Prach[3]等發(fā)現，添加在高壓壓鑄Al-Mg-Si-Mn合金中Zr能促進枝晶異相形核，并提高鑄造鋁合金的高溫力學性能[10,11] 高溫力學性能的提高，主要歸因于二次枝晶間距的減小、晶粒的細化和含Zr第二相的生成 Yi等[12]研究了0.15%Zr(質量分數)對鑄造Al-1.6Mg-1.2Si-1.1Cu-0.15Cr合金的力學性能的影響 結果表明，Al3Zr相可將晶粒尺寸減小約29%，并在凝固過程中促進等軸晶組織的形成

鑄造Al-7Si-0.4Mg合金，是一種應用比較廣泛的材料 添加Zr元素的鑄造Al-7Si-0.4Mg合金熱處理后納米析出相的特征(定量尺寸、晶體結構)和室溫力學性能等性能，尚需進一步深入研究 本文研究Zr含量對Al-7Si-0.4Mg合金的組織和室溫力學性能的影響，分析不同Zr含量合金的初生α-Al晶粒特征以及含Zr金屬間化合物和時效析出相的變化，并討論微觀組織對力學性能的影響

1 實驗方法

將商業(yè)AlSi7Mg0.4合金熔化并添加適量的中間合金Al-10%Sr與Al-10%Zr(均為質量分數)，制備出實驗用Al-7Si-0.4Mg-xZr合金 添加Sr的主要目的，是對共晶Si進行變質 將熔體在720℃保溫并用氬氣除氣5 min，然后倒入預熱至250℃的金屬模具中(圖1)，得到狗骨狀拉伸試樣 合金的化學成分列于表1 圖2給出了4種合金的時效硬化曲線 對樣品進行T6熱處理(在540℃固溶10 h[13])，出爐水冷后在180℃[13]進行時效，根據合金的時效硬化曲線，時效時間均為8 h

圖1



圖1鑄件和拉伸試樣的尺寸

Fig.1Casting and dimensions of tensile specimen (mm)

Table 1

表1

表1實驗合金的化學成分

Table 1Chemical composition of the experimental alloys (mass fraction, %)

Alloy	Si	Mg	Fe	Ti	Sr	Zr	Al
1	7.13	0.41	0.14	0.15	0.013	-	Bal.
2	6.94	0.39	0.13	0.15	0.017	0.06	Bal.
3	6.89	0.40	0.13	0.13	0.012	0.14	Bal.
4	6.77	0.40	0.13	0.15	0.017	0.20	Bal.

圖2



圖24種合金的時效硬化曲線

Fig.2Age hardening curve of alloys

將取自拉伸試樣的金相樣品用砂紙打磨、拋光后用體積分數為0.5%的HF腐蝕10 s，然后進行Leica DMI 5000M光學顯微鏡觀察 用EBSD表征晶粒的結構 用FEI Quanta 200環(huán)境掃描電子顯微鏡和能譜儀鑒定合金中金屬間化合物的形態(tài)、分布和化學組成 使用FEI Tecnai G2 F20透射電子顯微鏡進一步表征固溶和T6熱處理合金的微觀結構 使用Image Pro Plus 6.0軟件定量分析初晶α相二次枝晶間距(SDAS)、金屬間化合物和時效析出相的特征 用SHIMADZ AG-X 100kn萬能材料試驗機進行拉伸實驗，拉伸速度為1 mm/min，并用FEI Quanta 200環(huán)境掃描電鏡觀察斷口的形貌

2 微觀組織2.1 α-Al晶粒

圖3給出了AlSi7Mg0.4Zr合金的鑄態(tài)組織 可以看出，在合金1和2中有粗大的枝晶(圖3a和3b)；在合金3和4中有大量的花瓣狀等軸晶(圖3c和圖3d) 這些結果表明，添加0.06%Zr的合金2其晶粒形貌與合金1相似，為粗大的等軸晶 但是，Zr的添加量達到0.20%的合金4，其組織中的晶粒明顯細化 表2匯總了不同Zr含量合金的晶粒尺寸和SDAS 可以看出，高Zr含量的合金3和4其晶粒尺寸明顯減小，但是Zr含量為0.20%時SDAS反而增大

圖3



圖3鑄態(tài)合金的微觀組織

Fig.3Microstructures of as-cast alloys (a) alloy 1, (b) alloy 2, (c) alloy 3 and (d) alloy 4

Table 2

表2

表2Zr含量對晶粒尺寸和SDAS的影響

Table 2Effect of Zr contents on size and SDAS of α-Al grains

Alloy	Grain size/μm	SDAS/μm
1	53.25	16.64
2	51.64	10.38
3	40.33	10.70
4	37.31	15.95

添加Zr使晶粒細化的主要原因，是發(fā)生了包晶反應[14,15]和(Al，Si)3(Zr，Ti)成為α-Al非均勻形核位點[15~17] 圖4給出了用Thermo-Calc計算出的Al-Zr二元合金相圖 由圖4可見，Zr含量高于包晶值(0.09%)的Al3Zr相在α-Al之前形成，因此在含Zr的鑄態(tài)合金中都出現粗大的(Al，Si)3(Zr，Ti)相(圖5) 在660.5℃發(fā)生包晶反應L+Al3Zr(s)→α-Al(s)，在Al3M顆粒周圍生成α-Al而使細化晶粒 與合金3和合金4相比，合金2的Zr含量(0.06%)低于發(fā)生包晶反應的成分，因此晶粒細化的效果不明顯 晶粒尺寸可表示為[15]

圖4



圖4Al-Zr二元合金的相圖

Fig.4Phase diagram of Al-Zr binary alloy

d=1f?ρv3+D??Tnv?Q

(1)

式中ρv為成核粒子的體積數密度，f為被激粒子的比例，D為擴散系數，v為生長速度，?Tn成核所需的過冷度，Q為生長限制因子 式(1)簡明地表示出晶粒尺寸與生長限制因子的倒數關系，可簡化為[15]

d=a+bQ

(2)

Q=mC0+nC02

(3)

式中a與最大激活核數有關，b與成核粒子的潛能有關 對于Zr，生長限制因子Q可以用式(3)表示[18]，其中經驗常數m=7.57K/wt.%，n=9.1K/wt.%2[18]，C0為合金中Zr的初始濃度 隨著Zr含量的提高生長限制因子明顯增大，從而使晶粒細化、晶粒尺寸減小

圖5



圖5鑄態(tài)合金的SEM顯微組織

Fig.5SEM micrograph of the as-cast alloys (a) alloy 1, (b) alloy 2, (c) alloy 3 and (d) alloy 4

合金的化學成分和凝固時的冷卻速率，影響SDAS[19] 由于合金的鑄造參數相同，其化學成分差異太小不足以引起熔體熱物理性能的變化 因此，Zr的加入是使SDAS減小的原因之一 Zr在α-Al基體中的擴散速率較低[20]且在枝晶凝固之前發(fā)生聚集[6]，使枝晶尖端出現成分過冷從而阻礙了枝晶生長，使二次枝晶間距減小 由圖4可見，合金4的Zr含量與發(fā)生包晶反應的Zr含量上限(0.27%)接近，生成α-Al相的相變溫度范圍很窄，合金很快進入(Al，Si)3(Zr，Ti)和α-Al的兩相區(qū)間 添加的Zr，主要生成了(Al，Si)3(Zr，Ti)相 因此由表3可知，合金4的(Al，Si)3(Zr，Ti)相分數比合金3高兩倍多，大量的Zr均以(Al，Si)3(Zr，Ti)形式存在，α-Al生長時液相中殘留的Zr很少而不足以產生成分過冷，因此合金4的SDAS與不含Zr的合金接近 圖6給出了合金3和4的面掃描結果，進一步證明合金4中大量的Zr以粗大的(Al，Si)3(Zr，Ti)形式存在，在α-Al基體中較少

Table 3

表3

表3鑄態(tài)合金中金屬間化合物的EDS結果和面積分數

Table 3EDS analyses of the intermetallic phases measured in as-cast alloys (atomic fraction, %) and area fraction

Alloy	Phase	Al	Si	Mg	Fe	Zr	Ti	Reference	Area fraction
1	π-Fe	71.37	17.11	8.85	2.67	-	-	[22]	-
	β-Fe	89.37	6.67	-	3.96	-	-	[22]	-
2	π-Fe	68.17	25.73	4.93	1.17	-	-	[22]	-
	(Al, Si)3(Zr, Ti)	85.18	8.06	0.98	-	3.29	2.49	[10]	<0.10%
3	π-Fe	68.65	19.23	9.15	2.97	-	-	[22]	-
	(Al, Si)3(Zr, Ti)	49.54	27.67	-	-	17.95	4.84	[10]	0.12%
4	π-Fe	89.98	6.18	3.21	0.63	-	-	[22]	-
	(Al, Si)3(Zr, Ti)	79.49	10.93	-	-	6.44	3.14	[10]	0.33%

圖6



圖6合金的面掃描分布圖

Fig.6Area-scan maps of the distribution of studied alloys (a~c) alloy 3, (d~f) alloy 4

2.2 金屬間化合物

根據圖5的鑄態(tài)合金掃描電鏡組織，分析了各金屬間化合物的EDS結果，如表3所示 圖5a中的富鐵金屬間化合物有β-Fe呈板條狀和π-Fe呈網狀或魚骨狀兩種形狀，但是在含Zr的鑄態(tài)合金中未發(fā)現β-Fe 在添加Zr的合金中觀察到棒狀(Al，Si)3(Zr，Ti) 由表3可知，隨著Zr含量的提高含Zr相的數量逐漸增加，而大量的(Al，Si)3(Zr，Ti)相影響材料的力學性能

圖7給出了T6態(tài)合金的掃描電鏡顯微組織，表4列出了各金屬間化合物的EDS結果和T6態(tài)合金中(Al，Si)3(Zr，Ti)的面積分數 經過T6熱處理后Si顆粒球化，β-Fe相基本不變，但是π-Fe相中的Mg和Si部分重溶到基體中生成β-Fe[21,22] 圖7a中大量的短桿狀β-Fe是π-Fe溶解后生成的 由表3和表4中(Al，Si)3(Zr，Ti)的面積分數可知，在熱處理過程中部分棒狀(Al，Si)3(Zr，Ti)相重溶到基體中 Zr元素在鋁基體中的溶解度有限，因此在高Zr含量合金中仍有大量粗大的含Zr相(圖7d)，影響材料的力學性能

圖7



圖7T6熱處理合金的SEM顯微組織

Fig.7SEM micrograph of the T6 heat-treated alloys (a) alloy 1, (b) alloy 2, (c) alloy 3 and (d) alloy 4

Table 4

表4

表4T6熱處理態(tài)合金中金屬化合物的EDS結果和面積分數

Table 4EDS analyses of the intermetallic phases measured in T6 treated alloys (atomic fraction, %) and area fraction

Alloy	Phase	Al	Si	Mg	Fe	Zr	Ti	Reference	Area fraction
1	β-Fe	77.06	12.82	-	10.12	-	-	[22]	-
	β-Fe-2	82.58	11.59	0.38	5.45	-	-	[22]	-
2	β-Fe-2	86.44	9.55	-	4.01	-	-	[22]	-
	π-Fe	85.63	12.36	1.20	0.81	-	-	[22]	-
	(Al, Si)3(Zr, Ti)	90.29	5.47	-	-	2.38	1.86	[10]	<0.01%
3	β-Fe-2	85.52	8.43	0.19	5.86	-	-	[22]	-
	(Al, Si)3(Zr, Ti)	69.52	20.27	-	-	7.55	2.66	[10]	0.07%
4	β-Fe-2	94.03	3.94	-	2.03	-	-	[22]	-
	(Al, Si)3(Zr, Ti)	61.64	25.42	-	-	7.90	5.04	[10]	0.21%

2.3 納米析出相

圖8給出了T6熱處理態(tài)合金的明場TEM顯微組織，可清楚觀察到針狀的β″相 表5列出了4種T6熱處理態(tài)合金中β″相的平均長度(λ)、橫截面和數密度(ρ) 數密度為[23]

ρ=3N/[At+λ]

(4)

其中N為沉淀相的數量，A為明場TEM圖像的面積，t為樣品的厚度，λ為沉淀相的平均長度 由表5可知，Zr對β″相的析出及其特征沒有明顯的影響，4種合金β″相的數密度接近

圖8



圖8T6熱處理合金的明場TEM組織

Fig.8The bright field TEM (BF-TEM) micrographs of the T6 treated alloys (a) alloy 1, (b) alloy 2, (c) alloy 3 and (d) alloy 4

Table 5

表5

表5T6熱處理合金中β″析出相的平均長度、橫截面積和數密度

Table 5Average length, cross-section and number density for the β’’ precipitates derived from TEM results of T6 treated alloys

Alloy	Average length/nm	Cross-section/nm2	Number density/nm-3
1	25.02±1.14	8.34±0.33	(9.79±0.66)×10-5
2	26.14±1.16	8.58±0.29	(9.95±0.47)×10-5
3	25.33±1.69	8.46±0.56	(9.27±0.75)×10-5
4	26.68±1.13	8.05±0.20	(9.97±0.59)×10-5

圖9a給出了合金中含Zr的析出相 圖9b給出了對應的選取電子衍射圖([010]方向)，表明了D022相的存在 圖9a給出的是高倍下含Zr析出相的形貌，TEM-EDS鑒定其為(Al，Si)3(Zr，Ti)相 Zr在二元Al-Zr體系[24]中生成了Al3Zr析出相，但是加入大量的Si會生成(Al, Si)3Zr相[24,25]；在Al-(Si-)Ti-Zr合金的富Ti相和富Zr相中，Ti和Zr可相互取代[25]；Al3Zr相為球形，其直徑為20~30 nm[26] 本文合金中(Al，Si)3(Zr，Ti)棒狀析出物的尺寸為80~300 nm，析出物的晶體結構屬于四方晶系 圖10a表明，細長的(Al，Si)3(Zr，Ti)沉淀相其尺寸約為250 nm 圖10b中對應的快速傅里葉變換圖證實，這些粒子為四方晶系中的D022結構 表6列出了對合金中(Al，Si)3(Zr，Ti)沉淀相的形態(tài)定量分析的結果 可以看出，隨著Zr含量的提高析出相變得短而粗，且數密度增加

圖9



圖9合金3中Al-Si-Zr-Ti析出相的亮場TEM圖像和沿[010]Al軸對應的SADP

Fig.9Bright field TEM images of alloy 3 (a) Al-Si-Zr-Ti precipitates and (b) corresponding SADP along [010] Al axis

圖10



圖10合金4中Al-Si-Zr-Ti析出相的TEM照片、[001]Al軸上Al-Si-Zr-Ti相的快速傅里葉變換(FFT)圖以及Al-Si-Zr-Ti析出相的TEM-EDS分析結果

Fig.10TEM images of alloy 4 (a) the Al-Si-Zr-Ti precipitate, (b) fast Fourier transformation (FFT) of Al-Si-Zr-Ti phase along [001] Al axis and (c) TEM-EDS analysis of the Al-Si-Zr-Ti precipitate

Table 6

表6

表6T6熱處理合金中Al-Si-Zr-Ti析出相的平均長度、長寬比和數密度

Table 6Average length, aspect and number density for the Al-Si-Zr-Ti precipitates derived from TEM results of T6 treated alloys

Alloy	Average length/nm	Aspect/nm	Number density/nm-3
2	313±33	6.59±0.03	(3.15±0.40)×10-8
3	302±52	6.36±0.50	(6.10±1.77)×10-8
4	300±22	6.10±0.41	(6.18±1.60)×10-8

圖11表明，D022相與基體的取向關系接近<100>D022<100>Al和(001)D022(001)Al 圖11a中的高分辨透射電鏡結果也證實，析出相為D022結構 在圖11a的點陣圖像中，白點對應Zr原子的投影，并且與D022結構相同(點陣參數為a=0.392 nm，c=0.894 nm) 如圖9b所示，5(001)D022＝11(001)A1 這表明，Al-Si-Zr-Ti析出相(011)晶面與基體為半共格關系，而其(110)晶面與基體呈共格關系(圖11c)，但是在界面處仍有一些位錯(圖11d)

圖11



圖11高分辨透射電鏡圖：Al-Si-Zr-Ti沉淀相與α-Al基體(a)半共格和(c)共格界面，(b)和(d)相對應的IFFT圖

Fig.11HRTEM micrographs (a) semicoherent and (c) coherent interfaces of the Al-Si-Zr-Ti precipitate with α-Al matrix, (b) and (d) corresponding IFFT

析出相與基體之間晶格參數的錯配度，對于維持兩相共格關系至關重要[19] 考慮到沿a軸和c軸的不匹配度不同，四方晶系的錯配度為[20]

δ=100321-aa0+1-cn?a0

(5)

式中a0=0.40496 nm為Al的晶格常數，對于D022其n=2 可計算出D022-(Al，Si)3(Zr，Ti)與α-Al基體之間的絕對錯配度為2.59%，表明它們之間具有良好的共格關系 正是因為這種共格關系，4種合金中隨著Zr含量提高在α-Al相形成前包晶反應生成的(Al，Si)3(Zr，Ti)相更多，提供了異質形核基底，增加了α-Al晶粒的數目 因此，隨著Zr含量的提高合金的晶粒細化明顯(圖3)

3 力學性能和斷口的形貌3.1 力學性能

表7列出了鑄態(tài)和T6熱處理態(tài)合金的力學性能 從表7可以看出，含Zr合金的性能超過了原始合金 Zr的加入，細化了晶粒、減小了SDAS和析出了(Al，Si)3(Zr，Ti)強化相 因此，添加Zr有利于合金性能的提高 材料強度的提高可根據Orowan和Hall-Petch理論加以解釋 根據Orowan機制[27]

ππτp=Gb2π1-v?1λ?lnπdt4r0

(6)

ππλ=Cπ6fv-π4dt

(7)

Table 7

表7

表7不同Zr含量鑄態(tài)和T6熱態(tài)合金的力學性能

Table 7Mechanical properties of as-cast alloys and T6 heat treated alloys with different Zr content

Alloy	As cast				After T6 heat treatment
	YS/MPa	UTS/MPa	E / %		YS/MPa	UTS/MPa	E / %
1	130±10	184±12	5.14±1.06		278±11	302±13	4.55±1.48
2	149±5	213±7	7.95±0.97		305±6	332±5	8.67±1.09
3	135±13	195±13	6.21±1.52		301±12	316±11	5.05±1.49
4	137±8	182±10	4.13±0.95		280±15	292±15	2.94±1.38

在添加Zr的合金基體中生成了兩種不同且均勻分布的納米強化相β″和(Al，Si)3(Zr，Ti) 由于加入Zr后β″相數量沒有明顯的變化(表5)，4種合金性能變化主要受新析出相的影響 Zr含量的提高使(Al，Si)3(Zr，Ti)析出相數密度增加(表6)，使合金的強度提高 式(6)和式(7)中τp為位錯繞過析出相時的臨界分切應力，G為Al基體的剪切模量，b為柏氏矢量，v為泊松比，dt為球狀析出相的直徑，r0為位錯線應變核心區(qū)域的半徑，fv為析出相的體積分數 在載荷的作用下析出相阻礙位錯的滑動，增大了抗變形的能力 除了沉淀強化外，晶界對材料強度也有很大的影響 如圖3所示，添加Zr的合金其晶粒比原始合金的晶粒細小 Hall-Petch關系[11]充分證明，細化晶粒可使材料的強度提高 在3種添加Zr的合金中合金2的Zr含量最低，但是其抗拉強度、屈服強度和伸長率最高 這意味著，添加過量的Zr使力學性能降低

3.2 斷口的形貌

隨著Zr含量的提高合金的晶粒細化(圖3)，但是力學性能下降(表7) 由圖5和圖7可見，在高Zr含量合金中粗大(Al，Si)3(Zr，Ti)相的數量多 而(Al，Si)3(Zr，Ti)屬于硬脆相，對合金的力學性能有不利的影響 圖12給出了合金2和合金4的斷口形貌 在鑄態(tài)合金2的斷口中發(fā)現少量的(Al，Si)3(Zr，Ti)相(圖12a)，而在合金4的鑄態(tài)(圖12e)和T6熱處理態(tài)(圖12f)的斷口處均發(fā)現許多(Al，Si)3(Zr，Ti)相，形成了二次裂紋 這些二次裂紋加速了材料的斷裂，使力學性能的降低

圖12



圖12合金2的鑄態(tài)(a)、T6熱處理態(tài)(b)的拉伸斷口形貌和SEM-EDS分析結果(c，d)以及合金4的鑄態(tài)(e)、T6熱處理態(tài)(f)的的拉伸斷口形貌和SEM-EDS分析結果(g，h)

Fig.12Tensile fracture morphology (a, b) and SEM-EDS analysis (c, d) of as cas state and T6 heat treatment state of alloy 2 and Tensile fracture morphology (e, f) and SEM-EDS analysis (g, h) of as cas and T6 heat treatment of alloy 4

4 結論

(1) 在添加Zr的鑄態(tài)AlSi7Mg0.4合金中生成了(Al，Si)3(Zr，Ti)金屬間化合物，經過T6熱處理后析出了D022結構的(Al，Si)3(Zr，Ti)納米析出相 (Al，Si)3(Zr，Ti)相與Al基體的共格關系促進α-Al異質形核，因此隨著Zr含量的提高合金的晶粒細化

(2) 添加Zr使合金的SDAS降低，但是Zr含量高于0.20%的合金其SDAS反而增大，因為合金發(fā)生包晶反應生成了大量的(Al，Si)3(Zr，Ti)相，殘留在液相中含量較低的Zr降低了Zr在枝晶前沿聚集形成的成分過冷，使枝晶粗化

(3) 粗大的(Al，Si)3(Zr，Ti)金屬間化合物降低了合金的力學性能 鑄造AlSi7Mg0.4Zr0.06合金中有晶粒較小的α-Al和SDAS以及少量的(Al，Si)3(Zr，Ti)金屬間化合物，其力學性能最優(yōu)，抗拉強度、屈服強度和伸長率分別達到332、305 MPa和8.67%

參考文獻

View Option 原文順序文獻年度倒序文中引用次數倒序被引期刊影響因子

[1]

Baradarani B, Raiszadeh R.

Precipitation hardening of cast Zr-containing A356 aluminium alloy

[J]. Mater. Des., 2011, 32: 935

[本文引用: 1]

[2]

Liu Y Q, Jie W Q, Wang S N, et al.

Investigation of rotary bending gigacycle fatigue properties of Al-7Si-0.3Mg alloys

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2012, 26: 284

[本文引用: 1]

劉永勤, 介萬奇, 王善娜等.

Al-7Si-0.3Mg鑄造合金的旋轉彎曲疲勞性能研究

[J]. 材料研究學報, 2012, 26: 284

[本文引用: 1]

[3]

Prach O, Trudonoshyn O, Randelzhofer P, et al.

Effect of Zr, Cr and Sc on the Al-Mg-Si-Mn high-pressure die casting alloys

[J]. Mater. Sci. Eng., 2019, 759A: 603

[本文引用: 4]

[4]

Teng G B, Liu C Y, Li J, et al.

Effect of Sc on microstructure and mechanical property of 7055 Al-alloy

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2018, 32: 112

滕廣標, 劉崇宇, 李劍等.

添加Sc對7055鋁合金微觀結構和力學性能的影響

[J]. 材料研究學報, 2018, 32: 112

[5]

Xu C, Xiao W L, Zheng R X, et al.

The synergic effects of Sc and Zr on the microstructure and mechanical properties of Al-Si-Mg alloy

[J]. Mater. Des., 2015, 88: 485

[本文引用: 1]

[6]

Colombo M, Gariboldi E, Morri A.

Influences of different Zr additions on the microstructure, room and high temperature mechanical properties of an Al-7Si-0.4Mg alloy modified with 0.25% Er

[J]. Mater. Sci. Eng., 2018, 713A: 151

[本文引用: 1]

[7]

Mahmudi R, Sepehrband P, Ghasemi H M.

Improved properties of A319 aluminum casting alloy modified with Zr

[J]. Mater. Lett., 2006, 60: 2606

[8]

Huang H L, Dong Y H, Xing Y, et al.

Low cycle fatigue behaviour at 300℃ and microstructure of Al-Si-Mg casting alloys with Zr and Hf additions

[J]. J. Alloy. Compd., 2018, 765: 1253

[本文引用: 3]

[9]

Jia Z H, Huang H L, Wang X L, et al.

Hafnium in aluminum alloys: A review

[J]. Acta Metall. Sin. (Engl. Lett.), 2016, 29: 105

[本文引用: 1]

[10]

Rahimian M, Amirkhanlou S, Blake P, et al.

Nanoscale Zr-containing precipitates; a solution for significant improvement of high-temperature strength in Al-Si-Cu-Mg alloys

[J]. Mater. Sci. Eng., 2018, 721A: 328

[本文引用: 7]

[11]

Yuan W H, Liang Z Y.

Effect of Zr addition on properties of Al-Mg-Si aluminum alloy used for all aluminum alloy conductor

[J]. Mater. Des., 2011, 32: 4195

[本文引用: 2]

[12]

Meng Y, Cui J Z, Zhao Z H, et al.

Effect of Zr on microstructures and mechanical properties of an Al-Mg-Si-Cu-Cr alloy prepared by low frequency electromagnetic casting

[J]. Mater. Charact., 2014, 92: 138

[本文引用: 1]

[13]

Zhao Q, Wang S X. Aluminum Alloy Selection and Design [M].

Beijing:

Chemical Industry Press, 2017: 53

[本文引用: 2]

趙晴, 王帥星. 鋁合金選用與設計 [M].

北京:

化學工業(yè)出版社, 2017: 53

[本文引用: 2]

[14]

Wang F, Liu Z L, Qiu D, et al.

The influence of the effect of solute on the thermodynamic driving force on grain refinement of Al alloys

[J]. Metall. Mater. Trans., 2015, 46A: 505

[本文引用: 1]

[15]

Wang F, Liu Z L, Qiu D, et al.

Revisiting the role of peritectics in grain refinement of Al alloys

[J]. Acta Mater., 2013, 61: 360

[本文引用: 4]

[16]

Wang F, Qiu D, Liu Z L, et al.

The grain refinement mechanism of cast aluminium by zirconium

[J]. Acta Mater., 2013, 61: 5636

[17]

Zhang Y, Gao K Y, Wen S P, et al.

The study on the coarsening process and precipitation strengthening of Al3Er precipitate in Al-Er binary alloy

[J]. J. Alloy. Compd., 2014, 610: 27

[本文引用: 1]

[18]

Quested T E, Dinsdale A T, Greer A L.

Thermodynamic modelling of growth-restriction effects in aluminium alloys

[J]. Acta Mater., 2005, 53: 1323

[本文引用: 2]

[19]

Ceschini L, Morri A, Morri A, et al.

Correlation between ultimate tensile strength and solidification microstructure for the sand cast A357 aluminium alloy

[J]. Mater. Des., 2009, 30: 4525

[本文引用: 2]

[20]

Knipling K E, Dunand D C, Seidman D N.

Criteria for developing castable, creep-resistant aluminum-based alloys-A review

[J]. Z. Metallkd., 2006, 97: 246

[本文引用: 2]

[21]

Gustafsson G, Thorvaldsson T, Dunlop G L.

The influence of Fe and Cr on the microstructure of cast Al-Si-Mg alloys

[J]. Metall. Trans., 1986, 17A: 45

[本文引用: 1]

[22]

Beroual S, Boumerzoug Z, Paillard P, et al.

Effects of heat treatment and addition of small amounts of Cu and Mg on the microstructure and mechanical properties of Al-Si-Cu and Al-Si-Mg cast alloys

[J]. J. Alloy. Compd., 2019, 784: 1026

[本文引用: 12]

[23]

Marioara C D, Andersen S J, Zandbergen H W, et al.

The influence of alloy composition on precipitates of the Al-Mg-Si system

[J]. Metall. Mater. Trans., 2005, 36A: 691

[本文引用: 1]

[24]

Gao T, Ceguerra A, Breen A, et al.

Precipitation behaviors of cubic and tetragonal Zr-rich phase in Al-(Si-) Zr alloys

[J]. J. Alloy. Compd., 2016, 674: 125

[本文引用: 2]

[25]

Gao T, Liu X F.

Replacement with Each Other of Ti and Zr in the Intermetallics of Al-(Si-)Ti-Zr alloys

[J]. J. Mater. Sci. Technol., 2013, 29: 291

[本文引用: 2]

[26]

Lity?ska L, Abou-Ras D, Kostorz G, et al.

TEM and HREM study of Al3Zr precipitates in an Al-Mg-Si-Zr alloy

[J]. J. Microsc., 2006, 223: 182

[本文引用: 1]

[27]

Huang H L.

The effects of Zr and Hf additions on microstructure and high temperature mechanical properties of Al-Si-Mg casting alloy

[D].

Chongqing:

Chongqing University, 2018

[本文引用: 1]

黃惠蘭.

Zr和Hf元素對Al-Si-Mg鑄造合金微觀組織和高溫力學性能的影響

[D].

重慶:

重慶大學, 2018

[本文引用: 1]

Precipitation hardening of cast Zr-containing A356 aluminium alloy

1

2011