王平波，孫赫陽(yáng)，張 巖，張 杰，李慶林*

（1 蘭州理工大學(xué) 省部共建有色金屬先進(jìn)加工與再利用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050；2 西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710072；3 無(wú)錫華潤(rùn)上華科技有限公司，江蘇 無(wú)錫 214028）

亞共晶Al-Si 合金因具有高的比強(qiáng)度和導(dǎo)熱系數(shù)、良好的耐磨性和鑄造性能成為最有代表性的鑄造鋁合金，被廣泛應(yīng)用于航空航天和汽車制造領(lǐng)域［1］。然而，傳統(tǒng)鑄造的Al-Si 合金鑄態(tài)組織中，α-Al 以發(fā)達(dá)的枝晶存在，共晶Si 呈粗大的針片狀，尖端處在外力作用下極易產(chǎn)生應(yīng)力集中，從而影響合金的力學(xué)性能（尤其是塑性）和加工性，限制了亞共晶Al-Si 合金的工業(yè)化應(yīng)用［2］。因此，細(xì)化初生α-Al、改善共晶Si 的形貌和分布狀態(tài)是提升亞共晶Al-Si 合金力學(xué)性能的關(guān)鍵［3］。目前，細(xì)化α-Al 枝晶的方法主要有兩種，一種是動(dòng)力學(xué)細(xì)化法，如電磁攪拌、超聲處理和機(jī)械攪拌［4］。Srivastava 等［5］采用350 W/cm2和1400 W/cm2的功率對(duì)熔體進(jìn)行超聲處理后，Al-xSi 合金 （x=1，2， 3， 5）中粗大的α-Al 樹枝晶細(xì)化成細(xì)小的等軸晶組織。Chakraborty［6］研究發(fā)現(xiàn)，在固相平衡溫度下，隨著等溫?cái)嚢杷俾实脑黾樱跎?Al 的平均尺寸逐漸減小。另一種細(xì)化方法是在合金熔體中加入晶粒細(xì)化劑，增加異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)實(shí)現(xiàn)組織的細(xì)化。其中鋁合金中應(yīng)用最廣泛的晶粒細(xì)化劑是Al-Ti-B［7-8］和Al-Ti-C［9-10］中間合金，將其加入熔體后會(huì)產(chǎn)生Al3Ti，TiB2或TiC 粒子，可作為初生α-Al 的非均質(zhì)形核核心。共晶Si 的變質(zhì)也可以通過動(dòng)力學(xué)法和化學(xué)變質(zhì)法來(lái)實(shí)現(xiàn)［11-13］。相比之下，化學(xué)變質(zhì)法由于操作簡(jiǎn)單、成本低廉而被廣泛應(yīng)用。目前，工業(yè)生產(chǎn)中采用加入鍶（Sr）［14］、鈉（Na）［15］、銻（Sb）［16］、鋇（Ba）［17］、稀土（RE）［18-21］以及其他元素進(jìn)行單一變質(zhì)或復(fù)合變質(zhì)［22-23］。不同變質(zhì)劑對(duì)Al-Si 合金中共晶Si 的變質(zhì)機(jī)理以及變質(zhì)效果有所差異。Watanabe 等［24］將具有L12結(jié)構(gòu)的Al2.5Cu0.5Ti 多元合金加入到純鋁中，得到了良好的晶粒細(xì)化效果。這是由于，添加到合金熔體中的Al2.5Cu0.5Ti 顆粒與Al 之間具有較小的晶格錯(cuò)配度，凝固過程中分布在熔體中的Al2.5Cu0.5Ti 顆?？勺鳛棣?Al 的異質(zhì)形核核心。另外，Cu 元素加入鋁合金中可形成Al2Cu 相，有著顯著的析出強(qiáng)化效果，同時(shí)Cu 在鋁中的固溶度比較大，能起到一定的固溶強(qiáng)化作用。此外，研究表明［25-26］，Ti 元素對(duì)α-Al 具有良好的細(xì)化作用。Ti 在所有鋁合金的溶質(zhì)元素中具有最大的Q值（Q為生長(zhǎng)抑制因子，其值越大，晶粒細(xì)化效果越顯著），并且在鋁合金中可以形成Al3Ti 粒子，其可作為α-Al 的非均質(zhì)形核核心，從而細(xì)化α-Al 晶粒［27-31］。

基于目前汽車發(fā)動(dòng)機(jī)缸體、缸蓋和輪轂等所用的亞共晶Al-7Si 合金，為了提高合金的強(qiáng)度，改善合金的塑性，對(duì)該合金進(jìn)行細(xì)化和變質(zhì)處理是較有效的方法之一。依據(jù)Ti的細(xì)化作用和Cu元素的固溶強(qiáng)化，本工作選用能有效細(xì)化純鋁的Al2.5Cu0.5Ti中間合金進(jìn)行Al-7Si合金的變質(zhì)處理。首先，采用電弧熔煉制備Al2.5Cu0.5Ti中間合金，隨后，將制備的中間合金以2 mm 左右的細(xì)小顆粒作為變質(zhì)劑添加到Al-7Si 合金熔體中，研究不同Al2.5Cu0.5Ti 中間合金添加量對(duì)Al-7Si 微觀組織演變及力學(xué)性能的影響，并探討細(xì)化和變質(zhì)機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

使用VHF1 型真空電弧爐熔煉制備Al2.5Cu0.5Ti中間合金作為變質(zhì)劑。首先，取500 g 的Al-7Si 合金錠料放入石墨坩堝，用Si-C 棒熔煉爐加熱熔化并升溫至800 ℃；然后，將不同添加量（0%，0.3%，0.5%，0.7%，0.9%和1.3%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）的Al2.5Cu0.5Ti中間合金以細(xì)小顆粒分別加入到Al-7Si 合金熔體中，保溫70 min 使其充分熔解；最后，降溫至750 ℃，用1.5%的C2Cl6精煉劑對(duì)熔體進(jìn)行除渣、除氣，扒渣后熔體降溫至680 ℃，澆入預(yù)熱溫度200 ℃ 的鋼模中。合金試棒的尺寸為：上端直徑13 mm，下端直徑18 mm，高度140 mm，實(shí)驗(yàn)流程如圖1 所示。

圖1 實(shí)驗(yàn)過程示意圖Fig.1 Schematic diagram of experimental process

利用Axio Scope A1 型光學(xué)顯微鏡（OM）、JSM-6700F 型和FEG-450 型掃描電鏡（SEM）以及EPMA-1600 型電子探針進(jìn)行顯微組織和成分分析；利用D/max-2400 型X 射線衍射儀（XRD）進(jìn)行物相分析；采用STA449 F5 型差熱分析儀（DSC）對(duì)變質(zhì)前后的Al-7Si合金在凝固過程中α-Al 的析出溫度進(jìn)行分析；使用Image Pro Plus 軟件統(tǒng)計(jì)α-Al和共晶Si的平均尺寸，計(jì)算Si 的平均長(zhǎng)度、寬度及α-Al 的二次枝晶間距（second dendrite arm spacing，SDAS）。按照GB/T 228—2002標(biāo)準(zhǔn)加工圓柱形拉伸試樣（試樣直徑5 mm，標(biāo)距25 mm），在SANS-CMT5205 型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試，每組合金試棒測(cè)試3個(gè)試樣，取平均值。

2 結(jié)果與分析

2.1 Al2.5Cu0.5Ti 變質(zhì)后凝固組織

圖2 和圖3 分別為添加不同含量Al2.5Cu0.5Ti 中間合金對(duì)應(yīng)的Al-7Si 合金中初生α-Al 的光學(xué)顯微組織、平均尺寸和SDAS 的變化。 可以發(fā)現(xiàn)，隨著Al2.5Cu0.5Ti 中間合金添加量的增加，Al-7Si 合金中初生α-Al 枝晶的形貌和尺寸發(fā)生明顯改變，由粗大的樹枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的等軸枝晶。未添加Al2.5Cu0.5Ti 中間合金的Al-7Si 合金中，初生α-Al 呈發(fā)達(dá)的樹枝晶形貌，如圖2（a）所示，α-Al 平均晶粒尺寸和SDAS 分別為218 μm 和 25 μm；當(dāng)添加0.3%的Al2.5Cu0.5Ti 變質(zhì)后，初生α-Al 的形貌雖然仍呈粗大的樹枝狀，但其平均晶粒尺寸減小到145 μm，SDAS 減小到18.6 μm，如圖2（b）所示；當(dāng)Al2.5Cu0.5Ti 中間合金的添加量從0.5%逐漸增加至0.9%時(shí)，發(fā)達(dá)的α-Al 樹枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的等軸枝晶，如圖2（c）～（e）所示。當(dāng)添加量為0.5% 時(shí)，其平均晶粒尺寸和SDAS 分別減小到136 μm 和13.5 μm；當(dāng)添加量增加到0.7%時(shí)，合金的平均晶粒尺寸和SDAS 分別為115 μm 和12 μm；當(dāng)添加量增加到0.9%時(shí)，其平均晶粒尺寸和SDAS 分別減小到80 μm 和9.3 μm；Al2.5Cu0.5Ti 中間合金的添加量增加至1.3% 時(shí)，α-Al 的平均晶粒尺寸減小到73 μm，但SDAS 卻增加到16.5 μm，如圖2（f）所示。通過比較發(fā)現(xiàn)，添加0.9%的Al2.5Cu0.5Ti 中間合金對(duì)Al-7Si 合金中的α-Al 細(xì)化效果最好。

圖2 添加不同含量Al2.5Cu0.5Ti 中間合金的Al-7Si 合金中α-Al 的形貌（a）0%；（b）0.3%；（c）0.5%；（d）0.7%；（e）0.9%；（f）1.3%Fig.2 Morphologies of α-Al in Al-7Si alloy with different additions of Al2.5Cu0.5Ti master alloy（a）0%；（b）0.3%；（c）0.5%；（d）0.7%；（e）0.9%；（f）1.3%

圖3 Al2.5Cu0.5Ti 變質(zhì)Al-7Si 合金中α-Al 的平均尺寸和SDASFig.3 Average size and SDAS of α-Al in Al-7Si alloy modified by different contents of Al2.5Cu0.5Ti master alloy

圖4 和圖5 分別為添加不同含量Al2.5Cu0.5Ti 中間合金后Al-7Si 合金中共晶Si 的SEM 圖和尺寸變化圖。由圖4（a）和圖5 可以看出，未變質(zhì)處理的Al-7Si合金中共晶Si組織呈粗大的長(zhǎng)針狀或片狀，其平均長(zhǎng)度達(dá)34.8 μm，平均寬度為4 μm。添加0.3%的Al2.5Cu0.5Ti中間合金后，雖然長(zhǎng)針狀共晶Si 的平均長(zhǎng)度減小為24μm，但其仍呈粗大的片狀，如圖4（b）所示。當(dāng)Al2.5Cu0.5Ti 中間合金的添加量為0.5%時(shí)，Si 相的尺寸和形貌均出現(xiàn)顯著變化，如圖4（c）所示，大部分粗大的針狀共晶Si 轉(zhuǎn)變?yōu)槎痰钠瑺?，且少部分呈短棒狀，其平均長(zhǎng)度和平均寬度分別減小為21.4 μm 和2.1 μm。隨著Al2.5Cu0.5Ti 中間合金添加量進(jìn)一步增加到0.7%，共晶Si 組織變質(zhì)為尺寸較小的片狀和短棒狀，并且邊緣鈍化（圖4（d）），其平均長(zhǎng)度和寬度分別減小到13.8 μm 和1.9 μm。當(dāng)Al2.5Cu0.5Ti 中間合金的添加量為0.9%時(shí)，共晶Si的平均長(zhǎng)度和平均寬度分別減小為11.6 μm 和1.7 μm。然而，當(dāng)Al2.5Cu0.5Ti的添加量進(jìn)一步增加到1.3%時(shí)，共晶Si 出現(xiàn)粗化現(xiàn)象，如圖4（f）所示，其平均長(zhǎng)度和寬度分別增大到26.3 μm 和2.5 μm?？梢园l(fā)現(xiàn)，中間合金含量的進(jìn)一步增加反而導(dǎo)致組織的粗化現(xiàn)象。因此，添加0.9%的Al2.5Cu0.5Ti 中間合金對(duì)Al-7Si 合金中共晶Si 組織的變質(zhì)效果最好。

圖4 不同添加量Al2.5Cu0.5Ti 合金的Al-7Si 合金中共晶Si 的形貌 （a）0%；（b）0.3%；（c）0.5%；（d）0.7%；（e）0.9%；（f）1.3%Fig.4 Morphologies of eutectic Si in Al-7Si alloy with different additions of Al2.5Cu0.5Ti master alloy（a）0%；（b）0.3%；（c）0.5%；（d）0.7%；（e）0.9%；（f）1.3%

圖5 不同Al2.5Cu0.5Ti 添加量對(duì)應(yīng)Al-7Si 合金中共晶Si 的平均尺寸Fig.5 Average size of eutectic Si in Al-7Si alloy with different Al2.5Cu0.5Ti additions

2.2 細(xì)化機(jī)制

添加0.9%的Al2.5Cu0.5Ti 中間合金后Al-7Si 合金中元素的面分布如圖6 所示，圖7 為相應(yīng)的XRD 譜圖。從圖6 中Al，Si，Cu 和Ti 元素的分布情況可以看出，細(xì)小的亮白色顆粒（紅圈標(biāo)示）為富Cu 的金屬間化合物，其均勻地分布在初生α-Al 和共晶Si 相的界面處。從XRD 譜圖的分析結(jié)果可以看出，變質(zhì)Al-7Si 合金除了存在Al 和Si 相之外，還有Al2Cu 相的析出。結(jié)合文獻(xiàn)［22］，近共晶Al-Si 合金中添加Cu 后，其凝固組織中會(huì)析出Al2Cu 金屬間化合物。因此，結(jié)合元素的面分布和XRD 分析，可以推斷分布在基體和α-Al/Si界面處的細(xì)小白色顆粒應(yīng)該是Al2Cu 析出相。

圖6 添加0.9%Al2.5Cu0.5Ti 中間合金后Al-7Si 合金EPMA 分析Fig.6 EPMA analysis of Al-7Si alloy modified by 0.9%Al2.5Cu0.5Ti master alloy

圖7 0.9%Al2.5Cu0.5Ti 中間合金變質(zhì)后Al-7Si 合金的XRD 譜圖Fig.7 XRD pattern of Al-7Si alloy modified by 0.9%Al2.5Cu0.5Ti master alloy

微量Al2.5Cu0.5Ti 中間合金加入Al-7Si 合金熔體后發(fā)生熔解，在凝固過程中，隨著熔體溫度的降低，Cu在Al 中的固溶度也逐漸減小。因此，多余的Cu 原子被推到Si 相生長(zhǎng)的固-液界面前沿，并在固-液界面前沿形成Cu 原子的溶質(zhì)富集層，抑制共晶Si 的生長(zhǎng)；另外，溶質(zhì)原子的富集引起Si 相生長(zhǎng)界面前沿液相中的局部成分過冷，在凝固過程中促進(jìn)Si 相的形核，從而使粗大針片狀的共晶Si 被細(xì)化為細(xì)小的短片狀或棒狀。隨著Al2.5Cu0.5Ti 中間合金添加量的增加，合金熔體中Cu 含量也增加，導(dǎo)致共晶Si 的長(zhǎng)度和寬度減小。因此，Al2.5Cu0.5Ti 中間合金對(duì)共晶Si 有很好的變質(zhì)效果。對(duì)于Ti 元素而言，從圖6 中元素的面分布可以看出，Ti 元素均勻地分布在α-Al 基體中，形成了富Ti 的α-Al 固溶體，對(duì)Al-7Si 合金起到固溶強(qiáng)化的作用。

關(guān)于Ti 添加對(duì)Al-7Si 合金的細(xì)化，可根據(jù)生長(zhǎng)抑制因子Q進(jìn)行解釋［27］。

式中：ml為鋁合金液相線斜率；C0為溶質(zhì)濃度；k0為溶質(zhì)分配系數(shù)。文獻(xiàn)［27］中數(shù)據(jù)表明，Al-Ti，Al-Zr，Al-Cu，Al-Mn 和Al-Mg 等二元合金中，Al-Ti 合金具有最大的k0值（7.8）、最大的液相線斜率ml（33.3）和最大的m1（1-k0）值（約220）。另外，根據(jù)Easton 等［27］提出的晶粒細(xì)化模型，晶粒尺寸d為：

式中：ρ為形核顆粒密度；f為被激活的粒子分?jǐn)?shù)；D為溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)；ΔTn為形核過冷度；v為晶體生長(zhǎng)速度。從式（2）可以看出，Q值越大，d值越小。結(jié)合式（1）和式（2），可知鋁合金中添加Ti 能夠起到有效細(xì)化α-Al的作用。為了研究Al-7Si 合金相析出時(shí)結(jié)晶溫度變化，對(duì)未變質(zhì)Al-7Si 合金和經(jīng)過0.9%Al2.5Cu0.5Ti 中間合金變質(zhì)處理的Al-7Si 合金進(jìn)行DSC 分析，如圖8 所示。冷卻曲線的第一個(gè)放熱峰對(duì)應(yīng)于初生α-Al 的析出，第二個(gè)放熱峰對(duì)應(yīng)于共晶轉(zhuǎn)變的發(fā)生?？梢园l(fā)現(xiàn)，變質(zhì)后Al-7Si 合金中α-Al 形核的起始溫度從變質(zhì)前的603.7 ℃提高到618.2 ℃，提高了14.5 ℃；同時(shí)，共晶組織的形核溫度從變質(zhì)前的573.4 ℃提高到574.5 ℃，提高了1.1 ℃。以上結(jié)果表明，當(dāng)Cu 和Ti 元素以Al2.5Cu0.5Ti 中間合金的形式引入Al-7Si 合熔體之后，合金中初生α-Al 和共晶組織的形核溫度均有明顯提高，從而在凝固過程中降低了各自形核所需的過冷度，有利于初生α-Al 和共晶Si 形核率的提高和組織細(xì)化，并對(duì)凝固過程中金屬間化合物的析出產(chǎn)生一定的影響。

2.3 力學(xué)性能

圖9 為添加不同含量Al2.5Cu0.5Ti 變質(zhì)劑后Al-7Si合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線和力學(xué)性能。當(dāng)Al2.5Cu0.5Ti 中間合金的添加量為0.3%時(shí)，Al-7Si 合金的伸長(zhǎng)率從未變質(zhì)時(shí)的3.0%增加到5.2%，但抗拉強(qiáng)度僅僅從未變質(zhì)時(shí)的162 MPa 提高到165 MPa，基本保持不變。隨著Al2.5Cu0.5Ti 中間合金添加量的逐漸增加，Al-7Si合金的綜合力學(xué)性能進(jìn)一步提升。當(dāng)Al2.5Cu0.5Ti 中間合金的添加量為0.9%時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別達(dá)到184 MPa 和9.3%，較未變質(zhì)合金分別增加了13.6%和210%。然而，進(jìn)一步增加Al2.5Cu0.5Ti中間合金的添加量至1.3%時(shí)，抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為167 MPa 和4.9%，與添加0.9%的Al2.5Cu0.5Ti 合金變質(zhì)的性能相比，均有明顯的下降。

圖9 添加不同含量Al2.5Cu0.5Ti 變質(zhì)劑后Al-7Si 合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線（a）和力學(xué)性能（b）Fig.9 Engineering stress-engineering strain curves（a） and mechanical properties（b） of Al-7Si alloy after adding different contents of Al2.5Cu0.5Ti modifier

Al-7Si 合金的綜合力學(xué)性能與微觀組織密切相關(guān)。未經(jīng)變質(zhì)處理的Al-7Si 合金中共晶Si 以粗大的針片狀存在，當(dāng)合金受到外加載荷時(shí)，硬度高且邊緣尖銳的Si 相會(huì)引起局部應(yīng)力集中，萌生裂紋，導(dǎo)致合金快速失效，故未變質(zhì)的Al-7Si 合金的力學(xué)性能較差。當(dāng)添加0.3%的Al2.5Cu0.5Ti 中間合金時(shí)，由于變質(zhì)劑的含量低，其變質(zhì)效果不顯著，合金凝固組織中共晶Si 仍然以粗大的針片狀分布在共晶基體上，因此，合金的力學(xué)性能沒有明顯提高。隨著Al2.5Cu0.5Ti中間合金添加量的逐漸增加，變質(zhì)劑對(duì)α-Al 的晶粒細(xì)化和對(duì)共晶Si 的變質(zhì)效果越顯著。當(dāng)添加量為0.9%時(shí)，合金中微觀組織的變質(zhì)和細(xì)化效果最好。初生α-Al 枝晶被細(xì)化成細(xì)小等軸晶，粗大針片狀共晶Si 被變質(zhì)成短片狀和短棒狀，邊緣鈍化，從而使合金塑性變形過程中的應(yīng)力集中程度減小，同時(shí)晶界的增加可抑制裂紋的擴(kuò)展。因此，合金的綜合力學(xué)性能得到顯著提高。當(dāng)添加1.3%的Al2.5Cu0.5Ti 中間合金后，由于發(fā)生過變質(zhì)現(xiàn)象而導(dǎo)致共晶Si 粗化，呈粗大片狀分布于Al 基體中，其尖端容易導(dǎo)致應(yīng)力集中，致使力學(xué)性能下降。

圖10 為添加不同含量的 Al2.5Cu0.5Ti 中間合金后拉伸試樣的斷口形貌?？芍醋冑|(zhì)Al-7Si 合金的斷裂面被尺寸較大的解理面和少量的撕裂棱覆蓋，呈現(xiàn)出典型的韌脆混合斷裂特征，如圖10（a）所示。隨著Al2.5Cu0.5Ti 中間合金添加量的增加，斷口的解理面尺寸逐漸減小，并出現(xiàn)了韌窩，表明變質(zhì)后Al-7Si 合金中的初生α-Al 得到細(xì)化，共晶Si 相尺寸減小，合金的塑性增加，斷裂模式由韌脆混合斷裂逐漸向韌性斷裂轉(zhuǎn)變，如圖10（b）～（d）所示。當(dāng)添加0.9%的Al2.5Cu0.5Ti 中間合金后，如圖10（e）所示，斷口表面出現(xiàn)大量的撕裂棱和均勻細(xì)小的韌窩，呈現(xiàn)出典型的韌性斷裂特征，說(shuō)明合金的塑性大幅增加。但是，當(dāng)Al2.5Cu0.5Ti 中間合金的添加量進(jìn)一步增加至1.3% 時(shí)，合金的斷口表面除撕裂棱之外，還出現(xiàn)尺寸較大的解理面，呈現(xiàn)出韌脆混合斷裂特征。這是由于，添加過量的Al2.5Cu0.5Ti 變質(zhì)劑導(dǎo)致合金中析出長(zhǎng)條狀硬脆相，降低了合金的力學(xué)性能。

3 結(jié)論

（1）添加Al2.5Cu0.5Ti 中間合金可有效細(xì)化Al-7Si合金中初生α-Al，中間合金的添加量為0.9%時(shí)細(xì)化效果最好，初生α-Al 的平均晶粒尺寸從未添加Al2.5Cu0.5Ti 的218 μm 減小到80 μm，降低了66.5%，二次枝晶間距從25 μm 減小到9.3 μm，降低了62.8%。

（2）添加Al2.5Cu0.5Ti 中間合金可有效變質(zhì)Al-7Si合金中的共晶Si，使其形貌從粗大的針片狀變質(zhì)為短片狀和短棒狀。與未變質(zhì)的Al-7Si 合金相比，0.9%的Al2.5Cu0.5Ti 中間合金添加后Al-7Si 合金中共晶Si的平均長(zhǎng)度和寬度分別從34.8 μm 和4 μm 減小到11.6 μm 和1.7 μm。

（3）與未變質(zhì)的Al-7Si 合金相比，添加0.9%的Al2.5Cu0.5Ti 中間合金后Al-7Si 合金的抗拉強(qiáng)度從162MPa 增加至184 MPa，提高了13.6%，伸長(zhǎng)率從3.0%增加至9.3%，提高了210%，合金的斷裂模式由韌脆混合斷裂模式轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂。