0. 引言

铸造铝硅合金具有密度小、导热系数大、耐腐蚀性好、铸造性能好、流动性好、收缩率小、加工成型性好等优点,广泛应用于汽车、航空航天、建筑等领域[1-3],常用于制造中低强度的复杂铸件,如高铁动车组的枕梁、涡轮泵壳以及汽车转向节铸件等[4]。铸造铝硅合金根据硅含量可以分为亚共晶、共晶以及过共晶铸造铝硅合金。通过降硅增镁成分调控研制的硅质量分数在3.2%~3.5%之间的低硅铸造铝合金属于亚共晶铝硅合金,与工业生产常用的A356铝合金相比,其强度更高,屈服强度达到（300±5）MPa,抗拉强度达到（350±5）MPa,但塑性偏低,断后伸长率仅为5.5%左右[5-6]。亟待提高低硅铸造铝合金塑性以满足高性能汽车关键零部件的应用需要。

要进一步提升低硅铸造铝合金的拉伸性能尤其是断后伸长率,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。常通过向低硅铸造铝合金中添加适量的镁、铜、锰、钠、锶等合金元素和稀土元素来改善其显微组织[7-8]。其中：添加镁和铜元素可以形成弥散分布的Mg2Si相以及Al2Cu相,从而提高合金强度[9]；添加锰元素可以使合金中针状β-Fe相变为汉字形α-Fe相,从而提高合金塑性[10]；添加钠元素可以使共晶硅由针状变为纤维状且不受精炼除气过程影响,需注意的是钠变质过程中产生的污染较严重[11]；添加锶元素可以使共晶硅由针状变为杆状或球状,但锶会与磷作用产生毒害,同时吸气较为严重[12]；添加稀土元素能同时细化α-Al相和共晶硅组织,进而改善合金性能。其中,添加钇元素可以通过提高合金共晶点温度,细化共晶硅组织,使其由针片状变为短棒状[13-14],并且,钇元素能同时细化A356合金中的共晶硅组织和铁相[15]。

目前,关于稀土钇细化显微组织、改善合金性能的研究多集中在共晶或过共晶铝硅合金上[13-15],缺乏对亚共晶铝硅合金影响的报道。为此,作者在低硅铸造铝合金中添加了不同质量分数钇元素,并进行了T6热处理,研究了钇添加量对合金显微组织和拉伸性能的影响及机理,以期为进一步改善低硅铸造铝合金的拉伸性能尤其是断后伸长率提供参考。

1. 试样制备与试验方法

试验原料包括自行研制的AlSi3MgCuCr新型低硅铸造铝合金[5-6]及Al-10Y、Al-3B中间合金。按照稀土钇添加量（质量分数,下同）分别为0,0.03%,0.06%,0.09%,0.12%,0.15%,硼添加量为0.02%配料,将原料在SG2-5-10型电阻炉中加热到730℃熔炼,在（720±5）℃浇注到尺寸为?4cm×12cm的合金模具之中。

采用PERKINE 7300DV型电感离子耦合等离子原子发射光谱仪对铸锭进行化学成分分析,结果见表1。在Nabertherm型马弗炉中对铸锭进行T6热处理,即540℃固溶4h水淬,180℃×8h时效,空冷至室温。根据GB/T 228—2002,制取有效直径6mm、标距长度30mm的拉伸试样,采用MTS C45.305型万能试样拉伸机测试拉伸性能,拉伸速度为1mm·min−1,测3个试样取平均值。

将金相试样在M-2型金相试样机上进行粗磨及细磨,使用2.5μm金刚石抛光膏抛光,乙醇清洗吹干,用质量分数0.5%HF腐蚀,采用Nikon MA100型光学显微镜（OM）和SIGMA300型热场发射扫描电镜（SEM）观察铸态和热处理态显微组织,使用SEM配套的能谱仪（EDS）分析微区成分。使用Image pro plus 6.0图像处理软件测定初生α-Al二次枝晶臂间距,对共晶硅颗粒圆度进行半定量分析,共晶硅颗粒圆度计算公式为

式中：R为共晶硅颗粒圆度；n为单个视场内共晶硅组织的数量；m为所统计视场的场数；L为二次枝晶臂长度；C为单个视场中单个共晶硅相的周长；S为单个视场中单个共晶硅相的面积。

采用SmartLAB型X射线衍射仪（XRD）进行物相分析,铜靶,Kα射线,额定功率为18kW,加速电压为40kV,电流为30mA,扫描速率为5（°）·min−1。采用DSC404C型高温差示扫描量热仪（DSC）进行差热分析,保护气体为氩气,加热和冷却速率均为10℃·min−1。

2. 试验结果与讨论

2.1 对显微组织的影响

由图1可见：不同钇添加量铸态试验合金均主要由初生α-Al和共晶硅组织构成；未添加钇时共晶硅呈针片状,初生α-Al枝晶尺寸粗大,随着钇添加量增加,共晶硅逐渐变为纤维状,初生α-Al得到细化。由图2可知：未添加钇时初生α-Al二次枝晶间距为48.25μm,随着钇添加量增加,二次枝晶间距先减小后增大,当钇添加量为0.12%时二次枝晶间距最小,为37.03μm,细化效果最佳。当共晶硅形核时,钇原子富集在其周围,诱导孪晶结构产生,不同取向的孪晶使共晶硅组织倾向自由生长,从而由针状变为珊瑚状[16]；同时,钇元素富集在硅相生长表面,阻碍硅相生长使其发生细化[17],向纤维状发展。此外,活泼的钇原子更易在初生α-Al枝晶固液界面前沿富集,从而抑制初生α-Al枝晶长大；同时,根据晶格错配度理论,在640℃下析出的Al3Y相因与α-Al的低错配度而成为α-Al基体的异质形核核心,降低了形核界面能,从而细化α-Al[18-21]。

图 1不同钇添加量铸态试验合金的显微组织

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

图 2不同钇添加量铸态试验合金中α-Al的二次枝晶间距

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

由图3可见：T6热处理后未添加钇试验合金中的共晶硅呈短棒状或粗大球粒状,同时出现白色的针片状铁相；随着钇添加量增加,热处理后试验合金中的共晶硅组织显著细化,主要呈弥散分布的细小球粒状,同时在周围分布有白色点状铁相。由图4可知：未添加钇时共晶硅颗粒圆度为1.38,随着钇添加量增加,共晶硅颗粒圆度先减小后增大,当钇添加量为0.09%时最接近1,说明共晶硅组织最接近球状。随着钇添加量在0.09%~0.15%范围内增加,合金中的白色针状析出相逐渐变多且长大。由图5可知,未添加钇时合金中仅有铝相、硅相,添加钇元素后,合金中还出现了Al3Y相和Al2Si2Y相。析出的Al3Y相可作为异质形核核心促进基体α-Al相细化,而Al2Si2Y相在硅相周围富集并产生孪晶,促使硅相各向异性生长,使共晶硅组织向球状发展。

图 3T6热处理后不同钇添加量试验合金的显微组织

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

图 4T6热处理后不同钇添加量试验合金中共晶硅颗粒圆度

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

图 5T6热处理后不同钇添加量试验合金的XRD谱

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

由图6可见：铸态试验合金中的钇原子均在硅相周边富集,这阻碍了硅相生长,细化了共晶硅组织。由图7可知,当钇添加量为0.12%时,铸态试验合金中析出了粗针状富钇相。由于钇原子在铝中溶解度低,因此钇添加过量时,多余的钇原子被推入共晶硅枝晶之间,与铝和硅原子结合形成Al2Si2Y。

图 6不同钇添加量铸态试验合金中共晶硅相微观形貌和EDS元素面扫描结果

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

图 7添加0.12%钇铸态试验合金中针状析出相的EDS分析结果

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

2.2 对热性能的影响

由图8可知：不同钇添加量试验合金的DSC曲线中均出现了两个吸热（放热）峰,较低温度峰代表共晶硅相转变,较高温度峰代表初生α-Al相转变；以冷却曲线为例,随着钇添加量增加,α-Al相和共晶硅相转变温度均先升高后降低,当钇添加量为0.09%时,转变温度最高。由上可知,适量钇元素的添加提高了合金的α-Al形核温度以及共晶硅转变温度,从而增加了合金凝固过程中的过冷度,促进了α-Al相以及共晶硅的形核,进而细化组织。

图 8不同钇添加量铸态试验合金的DSC曲线

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

2.3 对拉伸性能及断口形貌的影响

由图9可见：热处理后未添加钇试验合金的屈服强度、抗拉强度和断后伸长率分别为274.10MPa,340.25MPa,8.16%；加入0.03%钇后,屈服强度增加至295.12MPa,抗拉强度增加至350.00MPa,断后伸长率降低为7.6%；随着钇添加量在0.06%~0.12%范围内增加,合金强度变化不大,但断后伸长率降低,当钇添加量为0.09%时,热处理后合金的综合力学性能最佳,屈服强度、抗拉强度和断后伸长率分别为304.99MPa,364.90MPa,7.56%。这是因为,添加钇可以细化初生α-Al相与共晶硅相,起初细化程度随添加量增加而增大,综合力学性能提升,然而当添加量增加至0.12%时,合金中析出了粗针状Al2Si2Y相并随着钇添加量继续增加而长大,因此综合力学性能开始降低。

图 9T6 热处理后不同钇添加量试验合金的拉伸性能

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

由图10可见：未添加钇和添加0.03%钇试验合金拉伸断口处有部分韧窝及撕裂棱,由短棒状共晶硅组织断裂形成了凹坑,断口表面有大量的光滑晶粒界面和解理平面,裂纹沿晶界扩展,断裂模式为韧脆混合断裂；添加0.06%钇后,拉伸断口中出现解理平台以及较大的撕裂棱,呈准解理断裂模式,说明此时合金韧性较低；当钇添加量为0.09%时,拉伸断口中大块解理平面变少,撕裂棱数量变多,说明其韧性提高；随着添加量增加至0.15%,断口中出现大片解理平面,呈脆性断裂模式。断口形貌演变与力学性能变化相符。

图 10T6热处理后不同钇添加量试验合金的拉伸断口形貌

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

3. 结论

（1）添加钇能有效细化低硅铸造铝合金中的初生α-Al枝晶和共晶硅组织,随着钇含量增加,铸态组织中的共晶硅由针片状变为纤维状,热处理后由短棒状变为球粒状；随着钇添加量增加,合金的形核温度以及共晶温度先升高后降低,α-Al和共晶硅先细化后粗化,当钇添加量为0.12%时,开始析出粗针状Al2Si2Y相。

（2）随着钇添加量增加,热处理后试验合金的屈服强度和抗拉强度先增大后减小,断后伸长率基本降低。当添加量为0.09%时,α-Al形核温度以及共晶硅转变温度最高,试验合金的屈服强度、抗拉强度和断后伸长率均较大,分别为304.99MPa,364.9MPa,7.56%,综合力学性能最佳。随着钇添加量变化,拉伸断口形貌变化不大,呈现韧脆混合断裂形貌,但当钇添加量为0.15%时断裂模式转变为脆性断裂。

文章来源——材料与测试网