0. 引言

鑄造鋁硅合金具有密度小、導(dǎo)熱系數(shù)大、耐腐蝕性好、鑄造性能好、流動(dòng)性好、收縮率小、加工成型性好等優(yōu)點(diǎn),廣泛應(yīng)用于汽車(chē)、航空航天、建筑等領(lǐng)域[1-3],常用于制造中低強(qiáng)度的復(fù)雜鑄件,如高鐵動(dòng)車(chē)組的枕梁、渦輪泵殼以及汽車(chē)轉(zhuǎn)向節(jié)鑄件等[4]。鑄造鋁硅合金根據(jù)硅含量可以分為亞共晶、共晶以及過(guò)共晶鑄造鋁硅合金。通過(guò)降硅增鎂成分調(diào)控研制的硅質(zhì)量分?jǐn)?shù)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(chǎn)常用的A356鋁合金相比,其強(qiáng)度更高,屈服強(qiáng)度達(dá)到（300±5）MPa,抗拉強(qiáng)度達(dá)到（350±5）MPa,但塑性偏低,斷后伸長(zhǎng)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(chē)關(guān)鍵零部件的應(yīng)用需要。

要進(jìn)一步提升低硅鑄造鋁合金的拉伸性能尤其是斷后伸長(zhǎng)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(guò)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(lái)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(qiáng)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(guò)程影響,需注意的是鈉變質(zhì)過(guò)程中產(chǎn)生的污染較嚴(yán)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(huì)與磷作用產(chǎn)生毒害,同時(shí)吸氣較為嚴(yán)重[12]；添加稀土元素能同時(shí)細(xì)化α-Al相和共晶硅組織,進(jìn)而改善合金性能。其中,添加釔元素可以通過(guò)提高合金共晶點(diǎn)溫度,細(xì)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(shí)細(xì)化A356合金中的共晶硅組織和鐵相[15]。

目前,關(guān)于稀土釔細(xì)化顯微組織、改善合金性能的研究多集中在共晶或過(guò)共晶鋁硅合金上[13-15],缺乏對(duì)亞共晶鋁硅合金影響的報(bào)道。為此,作者在低硅鑄造鋁合金中添加了不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)釔元素,并進(jìn)行了T6熱處理,研究了釔添加量對(duì)合金顯微組織和拉伸性能的影響及機(jī)理,以期為進(jìn)一步改善低硅鑄造鋁合金的拉伸性能尤其是斷后伸長(zhǎng)率提供參考。

1. 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)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(zhì)量分?jǐn)?shù),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?4cm×12cm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(duì)鑄錠進(jìn)行化學(xué)成分分析,結(jié)果見(jiàn)表1。在Nabertherm型馬弗爐中對(duì)鑄錠進(jìn)行T6熱處理,即540℃固溶4h水淬,180℃×8h時(shí)效,空冷至室溫。根據(jù)GB/T 228—2002,制取有效直徑6mm、標(biāo)距長(zhǎng)度30mm的拉伸試樣,采用MTS C45.305型萬(wàn)能試樣拉伸機(jī)測(cè)試?yán)煨阅?拉伸速度為1mm·min−1,測(cè)3個(gè)試樣取平均值。

將金相試樣在M-2型金相試樣機(jī)上進(jìn)行粗磨及細(xì)磨,使用2.5μm金剛石拋光膏拋光,乙醇清洗吹干,用質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.5%HF腐蝕,采用Nikon MA100型光學(xué)顯微鏡（OM）和SIGMA300型熱場(chǎng)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(cè)定初生α-Al二次枝晶臂間距,對(duì)共晶硅顆粒圓度進(jìn)行半定量分析,共晶硅顆粒圓度計(jì)算公式為

式中：R為共晶硅顆粒圓度；n為單個(gè)視場(chǎng)內(nèi)共晶硅組織的數(shù)量；m為所統(tǒng)計(jì)視場(chǎng)的場(chǎng)數(shù)；L為二次枝晶臂長(zhǎng)度；C為單個(gè)視場(chǎng)中單個(gè)共晶硅相的周長(zhǎng)；S為單個(gè)視場(chǎng)中單個(gè)共晶硅相的面積。

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

2. 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 對(duì)顯微組織的影響

由圖1可見(jiàn)：不同釔添加量鑄態(tài)試驗(yàn)合金均主要由初生α-Al和共晶硅組織構(gòu)成；未添加釔時(shí)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(xì)化。由圖2可知：未添加釔時(shí)初生α-Al二次枝晶間距為48.25μm,隨著釔添加量增加,二次枝晶間距先減小后增大,當(dāng)釔添加量為0.12%時(shí)二次枝晶間距最小,為37.03μm,細(xì)化效果最佳。當(dāng)共晶硅形核時(shí),釔原子富集在其周?chē)?誘導(dǎo)孿晶結(jié)構(gòu)產(chǎn)生,不同取向的孿晶使共晶硅組織傾向自由生長(zhǎng),從而由針狀變?yōu)樯汉鳡?/span>[16]；同時(shí),釔元素富集在硅相生長(zhǎng)表面,阻礙硅相生長(zhǎng)使其發(fā)生細(xì)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(zhǎng)大；同時(shí),根據(jù)晶格錯(cuò)配度理論,在640℃下析出的Al3Y相因與α-Al的低錯(cuò)配度而成為α-Al基體的異質(zhì)形核核心,降低了形核界面能,從而細(xì)化α-Al[18-21]。

圖 1不同釔添加量鑄態(tài)試驗(yàn)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(yàn)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(jiàn)：T6熱處理后未添加釔試驗(yàn)合金中的共晶硅呈短棒狀或粗大球粒狀,同時(shí)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(yàn)合金中的共晶硅組織顯著細(xì)化,主要呈彌散分布的細(xì)小球粒狀,同時(shí)在周?chē)植加邪咨c(diǎn)狀鐵相。由圖4可知：未添加釔時(shí)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(dāng)釔添加量為0.09%時(shí)最接近1,說(shuō)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(nèi)增加,合金中的白色針狀析出相逐漸變多且長(zhǎng)大。由圖5可知,未添加釔時(shí)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(zhì)形核核心促進(jìn)基體α-Al相細(xì)化,而Al2Si2Y相在硅相周?chē)患a(chǎn)生孿晶,促使硅相各向異性生長(zhǎng),使共晶硅組織向球狀發(fā)展。

圖 3T6熱處理后不同釔添加量試驗(yàn)合金的顯微組織

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

圖 4T6熱處理后不同釔添加量試驗(yàn)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 5T6熱處理后不同釔添加量試驗(yàn)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(jiàn)：鑄態(tài)試驗(yàn)合金中的釔原子均在硅相周邊富集,這阻礙了硅相生長(zhǎng),細(xì)化了共晶硅組織。由圖7可知,當(dāng)釔添加量為0.12%時(shí),鑄態(tài)試驗(yàn)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(guò)量時(shí),多余的釔原子被推入共晶硅枝晶之間,與鋁和硅原子結(jié)合形成Al2Si2Y。

圖 6不同釔添加量鑄態(tài)試驗(yàn)合金中共晶硅相微觀形貌和EDS元素面掃描結(jié)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(yàn)合金中針狀析出相的EDS分析結(jié)果

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

2.2 對(duì)熱性能的影響

由圖8可知：不同釔添加量試驗(yàn)合金的DSC曲線中均出現(xiàn)了兩個(gè)吸熱（放熱）峰,較低溫度峰代表共晶硅相轉(zhuǎn)變,較高溫度峰代表初生α-Al相轉(zhuǎn)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(zhuǎn)變溫度均先升高后降低,當(dāng)釔添加量為0.09%時(shí),轉(zhuǎn)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(zhuǎn)變溫度,從而增加了合金凝固過(guò)程中的過(guò)冷度,促進(jìn)了α-Al相以及共晶硅的形核,進(jìn)而細(xì)化組織。

圖 8不同釔添加量鑄態(tài)試驗(yàn)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(duì)拉伸性能及斷口形貌的影響

由圖9可見(jiàn)：熱處理后未添加釔試驗(yàn)合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率分別為274.10MPa,340.25MPa,8.16%；加入0.03%釔后,屈服強(qiáng)度增加至295.12MPa,抗拉強(qiáng)度增加至350.00MPa,斷后伸長(zhǎng)率降低為7.6%；隨著釔添加量在0.06%~0.12%范圍內(nèi)增加,合金強(qiáng)度變化不大,但斷后伸長(zhǎng)率降低,當(dāng)釔添加量為0.09%時(shí),熱處理后合金的綜合力學(xué)性能最佳,屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率分別為304.99MPa,364.90MPa,7.56%。這是因?yàn)?添加釔可以細(xì)化初生α-Al相與共晶硅相,起初細(xì)化程度隨添加量增加而增大,綜合力學(xué)性能提升,然而當(dāng)添加量增加至0.12%時(shí),合金中析出了粗針狀A(yù)l2Si2Y相并隨著釔添加量繼續(xù)增加而長(zhǎng)大,因此綜合力學(xué)性能開(kāi)始降低。

圖 9T6 熱處理后不同釔添加量試驗(yàn)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(jiàn)：未添加釔和添加0.03%釔試驗(yàn)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(kuò)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(tái)以及較大的撕裂棱,呈準(zhǔn)解理斷裂模式,說(shuō)明此時(shí)合金韌性較低；當(dāng)釔添加量為0.09%時(shí),拉伸斷口中大塊解理平面變少,撕裂棱數(shù)量變多,說(shuō)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(xué)性能變化相符。

圖 10T6熱處理后不同釔添加量試驗(yàn)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(jié)論

（1）添加釔能有效細(xì)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(xì)化后粗化,當(dāng)釔添加量為0.12%時(shí),開(kāi)始析出粗針狀A(yù)l2Si2Y相。

（2）隨著釔添加量增加,熱處理后試驗(yàn)合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度先增大后減小,斷后伸長(zhǎng)率基本降低。當(dāng)添加量為0.09%時(shí),α-Al形核溫度以及共晶硅轉(zhuǎn)變溫度最高,試驗(yàn)合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率均較大,分別為304.99MPa,364.9MPa,7.56%,綜合力學(xué)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(dāng)釔添加量為0.15%時(shí)斷裂模式轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔选?/span>

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