0.   引言

鑄造鋁硅合金具有密度小、導熱系數大、耐腐蝕性好、鑄造性能好、流動性好、收縮率小、加工成型性好等優(yōu)點,廣泛應用于汽車、航空航天、建筑等領域[1-3],常用于制造中低強度的復雜鑄件,如高鐵動車組的枕梁、渦輪泵殼以及汽車轉向節(jié)鑄件等[4]。鑄造鋁硅合金根據硅含量可以分為亞共晶、共晶以及過共晶鑄造鋁硅合金。通過降硅增鎂成分調控研制的硅質量分數在3.2%~3.5%之間的低硅鑄造鋁合金屬于亞共晶鋁硅合金,與工業(yè)生產常用的A356鋁合金相比,其強度更高,屈服強度達到（300±5） MPa,抗拉強度達到（350±5） MPa,但塑性偏低,斷后伸長率僅為5.5%左右[5-6]。亟待提高低硅鑄造鋁合金塑性以滿足高性能汽車關鍵零部件的應用需要。 

要進一步提升低硅鑄造鋁合金的拉伸性能尤其是斷后伸長率,改善合金中初生α-Al相以及共晶硅相的尺寸及形貌分布十分重要。常通過向低硅鑄造鋁合金中添加適量的鎂、銅、錳、鈉、鍶等合金元素和稀土元素來改善其顯微組織[7-8]。其中：添加鎂和銅元素可以形成彌散分布的Mg2Si相以及Al2Cu相,從而提高合金強度[9]；添加錳元素可以使合金中針狀β-Fe相變?yōu)闈h字形α-Fe相,從而提高合金塑性[10]；添加鈉元素可以使共晶硅由針狀變?yōu)槔w維狀且不受精煉除氣過程影響,需注意的是鈉變質過程中產生的污染較嚴重[11]；添加鍶元素可以使共晶硅由針狀變?yōu)闂U狀或球狀,但鍶會與磷作用產生毒害,同時吸氣較為嚴重[12]；添加稀土元素能同時細化α-Al相和共晶硅組織,進而改善合金性能。其中,添加釔元素可以通過提高合金共晶點溫度,細化共晶硅組織,使其由針片狀變?yōu)槎贪魻?/span>[13-14],并且,釔元素能同時細化A356合金中的共晶硅組織和鐵相[15]。 

目前,關于稀土釔細化顯微組織、改善合金性能的研究多集中在共晶或過共晶鋁硅合金上[13-15],缺乏對亞共晶鋁硅合金影響的報道。為此,作者在低硅鑄造鋁合金中添加了不同質量分數釔元素,并進行了T6熱處理,研究了釔添加量對合金顯微組織和拉伸性能的影響及機理,以期為進一步改善低硅鑄造鋁合金的拉伸性能尤其是斷后伸長率提供參考。 

1.   試樣制備與試驗方法

試驗原料包括自行研制的AlSi3MgCuCr新型低硅鑄造鋁合金[5-6]及Al-10Y、Al-3B中間合金。按照稀土釔添加量（質量分數,下同）分別為0,0.03%,0.06%,0.09%,0.12%,0.15%,硼添加量為0.02%配料,將原料在SG2-5-10型電阻爐中加熱到730 ℃熔煉,在（720±5） ℃澆注到尺寸為?4 cm×12 cm的合金模具之中。 

采用PERKINE 7300DV型電感離子耦合等離子原子發(fā)射光譜儀對鑄錠進行化學成分分析,結果見表1。在Nabertherm型馬弗爐中對鑄錠進行T6熱處理,即540 ℃固溶4 h水淬,180 ℃×8 h時效,空冷至室溫。根據GB/T 228—2002,制取有效直徑6 mm、標距長度30 mm的拉伸試樣,采用MTS C45.305型萬能試樣拉伸機測試拉伸性能,拉伸速度為1 mm·min−1,測3個試樣取平均值。 

將金相試樣在M-2型金相試樣機上進行粗磨及細磨,使用2.5 μm金剛石拋光膏拋光,乙醇清洗吹干,用質量分數0.5%HF腐蝕,采用Nikon MA100型光學顯微鏡（OM）和SIGMA300型熱場發(fā)射掃描電鏡（SEM）觀察鑄態(tài)和熱處理態(tài)顯微組織,使用SEM配套的能譜儀（EDS）分析微區(qū)成分。使用Image pro plus 6.0圖像處理軟件測定初生α-Al二次枝晶臂間距,對共晶硅顆粒圓度進行半定量分析,共晶硅顆粒圓度計算公式為 

式中：R為共晶硅顆粒圓度；n為單個視場內共晶硅組織的數量；m為所統(tǒng)計視場的場數；L為二次枝晶臂長度；C為單個視場中單個共晶硅相的周長；S為單個視場中單個共晶硅相的面積。 

采用SmartLAB型X射線衍射儀（XRD）進行物相分析,銅靶,Kα射線,額定功率為18 kW,加速電壓為40 kV,電流為30 mA,掃描速率為5 （°）·min−1。采用DSC404C型高溫差示掃描量熱儀（DSC）進行差熱分析,保護氣體為氬氣,加熱和冷卻速率均為10 ℃·min−1。 

2.   試驗結果與討論

2.1   對顯微組織的影響

由圖1可見：不同釔添加量鑄態(tài)試驗合金均主要由初生α-Al和共晶硅組織構成；未添加釔時共晶硅呈針片狀,初生α-Al枝晶尺寸粗大,隨著釔添加量增加,共晶硅逐漸變?yōu)槔w維狀,初生α-Al得到細化。由圖2可知：未添加釔時初生α-Al二次枝晶間距為48.25 μm,隨著釔添加量增加,二次枝晶間距先減小后增大,當釔添加量為0.12%時二次枝晶間距最小,為37.03 μm,細化效果最佳。當共晶硅形核時,釔原子富集在其周圍,誘導孿晶結構產生,不同取向的孿晶使共晶硅組織傾向自由生長,從而由針狀變?yōu)樯汉鳡?/span>[16]；同時,釔元素富集在硅相生長表面,阻礙硅相生長使其發(fā)生細化[17],向纖維狀發(fā)展。此外,活潑的釔原子更易在初生α-Al枝晶固液界面前沿富集,從而抑制初生α-Al枝晶長大；同時,根據晶格錯配度理論,在640 ℃下析出的Al3Y相因與α-Al的低錯配度而成為α-Al基體的異質形核核心,降低了形核界面能,從而細化α-Al[18-21]。 

圖  1  不同釔添加量鑄態(tài)試驗合金的顯微組織

Figure  1.  Microstructures of as-cast test alloy with different Y addition amounts

圖  2  不同釔添加量鑄態(tài)試驗合金中α-Al的二次枝晶間距

Figure  2.  Secondary dendrite spacing of α-Al in as-cast test alloy with different Y addition amounts

由圖3可見：T6熱處理后未添加釔試驗合金中的共晶硅呈短棒狀或粗大球粒狀,同時出現(xiàn)白色的針片狀鐵相；隨著釔添加量增加,熱處理后試驗合金中的共晶硅組織顯著細化,主要呈彌散分布的細小球粒狀,同時在周圍分布有白色點狀鐵相。由圖4可知：未添加釔時共晶硅顆粒圓度為1.38,隨著釔添加量增加,共晶硅顆粒圓度先減小后增大,當釔添加量為0.09%時最接近1,說明共晶硅組織最接近球狀。隨著釔添加量在0.09%~0.15%范圍內增加,合金中的白色針狀析出相逐漸變多且長大。由圖5可知,未添加釔時合金中僅有鋁相、硅相,添加釔元素后,合金中還出現(xiàn)了Al3Y相和Al2Si2Y相。析出的Al3Y相可作為異質形核核心促進基體α-Al相細化,而Al2Si2Y相在硅相周圍富集并產生孿晶,促使硅相各向異性生長,使共晶硅組織向球狀發(fā)展。 

圖  3  T6熱處理后不同釔添加量試驗合金的顯微組織

Figure  3.  Microstructures of test alloy with different Y addition amounts after T6 heat treatment

圖  4  T6熱處理后不同釔添加量試驗合金中共晶硅顆粒圓度

Figure  4.  Roundness of eutectic silicon particles in test alloy with different Y addition amounts after T6 heat treatment

圖  5  T6熱處理后不同釔添加量試驗合金的XRD譜

Figure  5.  XRD partterns of test alloy with different Y addition amounts after T6 heat treatment

由圖6可見：鑄態(tài)試驗合金中的釔原子均在硅相周邊富集,這阻礙了硅相生長,細化了共晶硅組織。由圖7可知,當釔添加量為0.12%時,鑄態(tài)試驗合金中析出了粗針狀富釔相。由于釔原子在鋁中溶解度低,因此釔添加過量時,多余的釔原子被推入共晶硅枝晶之間,與鋁和硅原子結合形成Al2Si2Y。 

圖  6  不同釔添加量鑄態(tài)試驗合金中共晶硅相微觀形貌和EDS元素面掃描結果

Figure  6.  Micromorphology (a, c) and EDS surface scanning results (b, d) of eutectic silicon phase in as-cast test alloy with different Y addition amounts

圖  7  添加0.12%釔鑄態(tài)試驗合金中針狀析出相的EDS分析結果

Figure  7.  EDS analysis result of needle-like precipitates in as-cast test alloy with Y addition of 0.12%

2.2   對熱性能的影響

由圖8可知：不同釔添加量試驗合金的DSC曲線中均出現(xiàn)了兩個吸熱（放熱）峰,較低溫度峰代表共晶硅相轉變,較高溫度峰代表初生α-Al相轉變；以冷卻曲線為例,隨著釔添加量增加,α-Al相和共晶硅相轉變溫度均先升高后降低,當釔添加量為0.09%時,轉變溫度最高。由上可知,適量釔元素的添加提高了合金的α-Al形核溫度以及共晶硅轉變溫度,從而增加了合金凝固過程中的過冷度,促進了α-Al相以及共晶硅的形核,進而細化組織。 

圖  8  不同釔添加量鑄態(tài)試驗合金的DSC曲線

Figure  8.  DSC curves of as-cast test alloy with different Y addition amounts: (a) heating and (b) cooling

2.3   對拉伸性能及斷口形貌的影響

由圖9可見：熱處理后未添加釔試驗合金的屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率分別為274.10 MPa,340.25 MPa,8.16%；加入0.03%釔后,屈服強度增加至295.12 MPa,抗拉強度增加至350.00 MPa,斷后伸長率降低為7.6%；隨著釔添加量在0.06%~0.12%范圍內增加,合金強度變化不大,但斷后伸長率降低,當釔添加量為0.09%時,熱處理后合金的綜合力學性能最佳,屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率分別為304.99 MPa,364.90 MPa,7.56%。這是因為,添加釔可以細化初生α-Al相與共晶硅相,起初細化程度隨添加量增加而增大,綜合力學性能提升,然而當添加量增加至0.12%時,合金中析出了粗針狀Al2Si2Y相并隨著釔添加量繼續(xù)增加而長大,因此綜合力學性能開始降低。 

圖  9  T6 熱處理后不同釔添加量試驗合金的拉伸性能

Figure  9.  Tensile properties of test alloy with different Y addition amounts after T6 heat treatment after T6 heat treatment

由圖10可見：未添加釔和添加0.03%釔試驗合金拉伸斷口處有部分韌窩及撕裂棱,由短棒狀共晶硅組織斷裂形成了凹坑,斷口表面有大量的光滑晶粒界面和解理平面,裂紋沿晶界擴展,斷裂模式為韌脆混合斷裂；添加0.06%釔后,拉伸斷口中出現(xiàn)解理平臺以及較大的撕裂棱,呈準解理斷裂模式,說明此時合金韌性較低；當釔添加量為0.09%時,拉伸斷口中大塊解理平面變少,撕裂棱數量變多,說明其韌性提高；隨著添加量增加至0.15%,斷口中出現(xiàn)大片解理平面,呈脆性斷裂模式。斷口形貌演變與力學性能變化相符。 

圖  10  T6熱處理后不同釔添加量試驗合金的拉伸斷口形貌

Figure  10.  Tensile fracture morphology of test alloy with different Y addition amounts after T6 heat treatment

3.   結論

（1）添加釔能有效細化低硅鑄造鋁合金中的初生α-Al枝晶和共晶硅組織,隨著釔含量增加,鑄態(tài)組織中的共晶硅由針片狀變?yōu)槔w維狀,熱處理后由短棒狀變?yōu)榍蛄?；隨著釔添加量增加,合金的形核溫度以及共晶溫度先升高后降低,α-Al和共晶硅先細化后粗化,當釔添加量為0.12%時,開始析出粗針狀Al2Si2Y相。 

（2）隨著釔添加量增加,熱處理后試驗合金的屈服強度和抗拉強度先增大后減小,斷后伸長率基本降低。當添加量為0.09%時,α-Al形核溫度以及共晶硅轉變溫度最高,試驗合金的屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率均較大,分別為304.99 MPa,364.9 MPa,7.56%,綜合力學性能最佳。隨著釔添加量變化,拉伸斷口形貌變化不大,呈現(xiàn)韌脆混合斷裂形貌,但當釔添加量為0.15%時斷裂模式轉變?yōu)榇嘈詳嗔选?/span>

文章來源——材料與測試網