李衛(wèi)榮 ，馬昌龍，姜雄華，孫麗娟，龐 棟，李文芳，李潤(rùn)霞

（1.東莞宜安科技股份有限公司，廣東東莞，523000；2.東莞理工學(xué)院材料科學(xué)與工程學(xué)院，廣東東莞，523000；3.沈陽(yáng)工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧沈陽(yáng)，110870）

1 背景

鑄造Al-Si 合金廣泛應(yīng)用于制備高鐵鋁合金枕粱、軸箱、齒輪箱等復(fù)雜形狀的零部件[1-3]。隨著哈大線等東北高寒地區(qū)高速鐵路的投入運(yùn)行，以及中國(guó)高鐵出口俄羅斯的戰(zhàn)略發(fā)展要求，對(duì)高速列車用鋁合金低溫力學(xué)性能進(jìn)行系統(tǒng)研究日益迫切[4-5]，因此研究Al-7Si-0.3Mg 合金在低溫環(huán)境下的力學(xué)性能是十分必要的。

目前，國(guó)內(nèi)外對(duì)鋁合金低溫性能的研究主要集中于變形鋁合金。大量研究表明：隨著拉伸溫度的降低變形鋁合金的強(qiáng)度增高，加工硬化指數(shù)升高，塑性變形趨于均勻化，從而合金的塑性也提高[6-7]。但Rincon 等[8]對(duì)A319 合金的研究發(fā)現(xiàn)，隨著拉伸溫度的降低Al-Si 合金的強(qiáng)度升高，而塑性呈下降趨勢(shì)。Guanghui Ma 等[5]研究發(fā)現(xiàn)隨著溫度的降低Al-1Si-0.3Mg 合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度及塑性均呈上升趨勢(shì)，但Al-7Si-0.3Mg 合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度上升，塑性卻明顯下降。由此可見，低溫下塑性降低是影響鑄造Al-7Si-0.3Mg合金低溫使用的關(guān)鍵。Gokhale 等[9]在-50℃～120℃的溫度下對(duì)A356 合金進(jìn)行拉伸測(cè)試發(fā)現(xiàn)，Si 相破裂數(shù)量隨著溫度的降低而增加，是導(dǎo)致合金低溫塑性降低的主要原因。

稀土被譽(yù)為工業(yè)維生素，是開發(fā)新材料、發(fā)展高新技術(shù)產(chǎn)業(yè)不可或缺的重要元素。檀廷佐等研究了稀土元素Nd 對(duì)ZL101 合金性能的影響，發(fā)現(xiàn)Nd 對(duì)合金有著良好的變質(zhì)、細(xì)化和精化作用[10]，從而提供了合金的綜合性能。本文通過(guò)研究Nd 對(duì)鑄造Al-7Si-0.3Mg 合金低溫拉伸性能的影響規(guī)律及其形成原因分析，為開發(fā)具有低溫強(qiáng)韌性的鑄造Al-Si 合金提供新思路。

2 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為Al-7Si-0.3Mg 合金，在合金中添加0.2%～1.0% Nd 元素，化學(xué)成分見表1。合金熔煉在RGL-15-8 型井式電阻爐中進(jìn)行，清理干凈熔煉所用石墨坩堝及其他設(shè)備，并在坩堝內(nèi)涂上氧化鋅酒精涂料，烘干后使用。熔煉過(guò)程為，先將純Al 及Al-Si 中間合金放入坩堝中，電阻爐設(shè)定750℃保溫至完全熔化，后降溫到680℃加入純Mg、Al-Ti-B 和Al-10Nd 中間合金，保溫一定時(shí)間待鋁液熔化均勻。再重新升溫至720℃，用鋁箔包好C2Cl6 壓入熔融金屬液中并攪拌，進(jìn)行第一次除氣精煉，等待保溫10 分鐘后，去除表面氧化渣。將Al-Sr 合金作為變質(zhì)劑壓入鋁硅合金熔體中，等待變質(zhì)劑熔化后保溫10 分鐘，再熔體中壓入C2Cl6 進(jìn)行第二次除氣除渣。保溫10 分鐘后將合金熔體澆注到金屬模具中自然凝固，合金鑄錠進(jìn)行熱處理，熱處理工藝為525℃固溶處理8h，將試樣從爐中取出后立刻在水中淬火，然后在165℃下進(jìn)行6h 時(shí)效處理。

表1 Al-7Si-0.3Mg-xNd 合金的化學(xué)成分 ωB/%

將鑄錠按照GB/T 13239-2006 標(biāo)準(zhǔn)制成拉伸試樣，其中部分試樣經(jīng)過(guò)拋光后進(jìn)行拉伸，然后觀察拉伸變形中的位錯(cuò)滑移帶。拉伸試驗(yàn)分別在20℃和-60℃環(huán)境下進(jìn)行，拉伸試驗(yàn)機(jī)配備液氮冷卻低溫保溫箱，試樣在試驗(yàn)溫度下保溫15min后進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，速率為2mm/min。獲得的試驗(yàn)結(jié)果均為同條件下3 個(gè)試樣測(cè)試值的平均值。

利用TM3030 掃描電子顯微鏡觀察拉伸試樣的斷口形貌及位錯(cuò)滑移帶分布。在斷口附近垂直于斷口方向取樣，經(jīng)過(guò)鑲嵌、研磨拋光后制成金相試樣。利用OLYMPUS-GX51 光學(xué)金相顯微鏡對(duì)試樣的斷口截面組織形貌進(jìn)行觀察。

3 結(jié)果與討論

3.1 合金低溫拉伸性能

圖1 為Nd 元素對(duì)Al-7Si-0.3Mg 合金室溫（20℃）與低溫（-60℃）拉伸性的影響?？梢钥闯觯S著Nd 的添加合金室溫強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均出現(xiàn)了先升高后降低的變化趨勢(shì)。當(dāng)在合金中添加0.2wt.%的Nd 時(shí)，合金性能達(dá)到最高，室溫下（20℃）抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別達(dá)到202MPa、137MPa 和11.30%，比未添加Nd 的Al-7Si-0.3Mg 合金相比分別提高了18.82%，9.29%和51.67%。隨著Nd 元素的繼續(xù)添加，合金的室溫拉伸性能又出現(xiàn)了下降。

環(huán)境拉伸溫度對(duì)Al-7Si-0.3Mg 合金的力學(xué)性能有顯著影響，當(dāng)拉伸溫度由20℃下降到-60℃時(shí)，Al-7Si-0.3Mg 合金的抗拉強(qiáng)度由170MPa 上升到186MPa，屈服強(qiáng)度由128MPa 上升到161MPa，但伸長(zhǎng)率由7.45%降低到6.60%。由此可見，低溫環(huán)境下拉伸Al-7Si-0.3Mg 合金的強(qiáng)度提高而拉長(zhǎng)率降低。

Nd 元素的添加對(duì)Al-7Si-0.3Mg 合金低溫（-60℃）下的拉伸性能也呈現(xiàn)了類似室溫拉伸的變化規(guī)律，隨著Nd 的添加合金的低溫強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均出現(xiàn)了先升高后降低的變化趨勢(shì)。當(dāng)Nd 添加0.2%時(shí)，合金低溫下（-60℃）的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率最高，分別達(dá)到229MPa、179MPa 和8.33%，與未添加Nd 元素的Al-7Si-0.3Mg 合金相比，分別提高了23.11%、11.18%和26.21%。同樣，隨著合金中Nd 元素的進(jìn)一步增多，Al-Si 合金的低溫（-60℃）強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率也出現(xiàn)了下降的趨勢(shì)。

圖2 為Al-7Si-0.3Mg-xNd 合金在室溫（20℃）和低溫（-60℃）下的拉伸斷口形貌。合金的室溫拉伸斷口上存在韌窩、撕裂棱和解理平臺(tái)，呈現(xiàn)出混合斷裂特征，見圖2a。在添加0.2wt.%Nd 的合金室溫（20℃）拉伸斷口中，韌窩數(shù)量增多且細(xì)小圓整，解理平臺(tái)較小，合金表現(xiàn)出塑性斷裂特征，見圖2b。當(dāng)合金中Nd 元素含量進(jìn)一步增加時(shí)，合金斷口上的韌窩尺寸變大，解理平臺(tái)數(shù)量增多，顯示合金的塑性下降，呈現(xiàn)準(zhǔn)解理斷裂特征，見圖2c 和d。

圖1 鑄態(tài)Al-7Si-0.3Mg-xNd 合金的低溫力學(xué)性能

與室溫拉伸相比較，在低溫（-60℃）下合金拉伸斷口中的解理平臺(tái)和撕裂棱均增多，見圖2e。Nd 元素對(duì)合金低溫（-60℃）拉伸斷口形貌的變化規(guī)律與室溫拉伸相同，含0.2wt.%Nd 的合金斷口中韌窩和撕裂棱數(shù)量較多，伴有少量的解理平臺(tái)，見圖2f。隨Nd 的增加合金斷口中韌窩尺寸變大，解理平臺(tái)進(jìn)一步增加，尤其是0.8wt.%Nd 的合金斷口呈現(xiàn)了解理斷裂特征，見圖2g 和h。

3.2 合金顯微組織

圖3 為Al-7Si-0.3Mg-xNd 合金的XRD，結(jié)果顯示，Al-7Si-0.3Mg 合金主要由α-Al 基體和共晶Si 相組成，加入0.2%Nd 后合金中的相組成未見顯著變化。但當(dāng)Nd 的添加量為0.4%時(shí)，合金中出現(xiàn)了第二相Al4Nd。Nd 元素進(jìn)一步增多超過(guò)0.8%時(shí)，合金中又析出了Al2NdSi2三元相，見圖3箭頭。

圖4 為Al-7Si-0.3Mg-xNd 合金的顯微組織。在Al-7Si-0.3Mg 合金中組織分布不均勻，α-Al枝晶較粗大（約為100nm），共晶Si 為短片狀，少量細(xì)小Mg2Si 相彌散分布在晶界附近，見圖4a。當(dāng)向合金中加入0.2wt.% Nd 元素后，合金的α-Al枝晶得到一定程度的細(xì)化，共晶Si 相形貌也有進(jìn)一步改善，短片狀Si 相變?yōu)榧?xì)小顆粒狀，見圖4b。當(dāng)Nd 加入量為0.4wt.%時(shí)，合金晶粒尺寸最為細(xì)?。s為50nm），共晶Si 相保持為細(xì)小粒狀，但同時(shí)在基體中出現(xiàn)了細(xì)小短棒狀的第二相，見圖4c。結(jié)合XRD 結(jié)果可確定該短棒狀相為Al4Nd 相（見圖3）。隨著合金中稀土元素Nd 含量的繼續(xù)增加，Al-7Si-0.3Mg-0.6Nd 合金中短棒狀A(yù)l4Nd 相的數(shù)量增多，尺寸也隨之增大，但合金晶粒尺寸反而變大，Si 相顆粒尺寸也未進(jìn)一步細(xì)化，見圖4d，可見過(guò)剩的Nd 元素不利于合金的細(xì)化。

圖2 Al-7Si-0.3Mg-xNd 合金斷口形貌

圖3 Al-7Si-0.3Mg-xNd 合金XRD

當(dāng)合金中Nd 加入量大于0.8wt.%后，合金的晶粒尺寸和Si 相顆粒尺寸未見明顯變化，但第二相數(shù)量進(jìn)一步增多，Al-7Si-0.3Mg-0.8Nd 合金中又出現(xiàn)了片狀第二相，通過(guò)EDS 能譜分析結(jié)合XRD 結(jié)果可確定該片狀相為Al2NdSi2相，見圖4e。當(dāng)Nd 加入量為1.0wt.%時(shí)，合金中的富Nd 元素二相Al4Nd 和Al2NdSi2數(shù)量進(jìn)一步增多，尺寸隨之變大，見他圖4f。

3.3 拉伸斷口位錯(cuò)滑移帶分布

圖5 為Al-7Si-0.3Mg-xNd 合金在不同溫度下拉伸斷口附近位錯(cuò)滑移帶分布情況，可以看出在室溫拉伸時(shí)，合金斷口附近的位錯(cuò)滑移帶分布密集，但其形態(tài)較淺，晶界處伴有少量斷裂Si 存在，見圖5a。而在低溫下（-60℃）拉伸時(shí)，合金斷口附近的位錯(cuò)滑移帶數(shù)量顯著減少，但其形態(tài)變深，同時(shí)晶界處的破裂Si 相數(shù)量增加，見圖5b。

在Al-7Si-0.3Mg 合金拉伸的塑性變形過(guò)程中，鋁基體內(nèi)發(fā)生位錯(cuò)滑移，形成了位錯(cuò)滑移帶。同時(shí)，在塑性變形產(chǎn)生位錯(cuò)滑移過(guò)程中，位錯(cuò)滑移到Si 相處受到阻礙，造成大量位錯(cuò)塞積在Si 相邊界處，從而形成應(yīng)力集中使Si 相發(fā)生斷裂，造成鋁基體中微裂紋的形成。由于室溫拉伸時(shí)Al-7Si-0.3Mg 合金內(nèi)部的熱激活能較大，當(dāng)位錯(cuò)滑移受到阻礙時(shí)，容易攀移到鄰近的滑移面繼續(xù)移動(dòng)，導(dǎo)致斷口中位錯(cuò)滑移帶分布密集，位錯(cuò)滑移帶較淺。隨著溫度降低，合金基體內(nèi)部的熱激活能下降，低溫下位錯(cuò)的攀移受到抑制，導(dǎo)致斷口中的位錯(cuò)滑移帶數(shù)量減少且形態(tài)變深，對(duì)應(yīng)于合金低溫下拉伸的強(qiáng)度得到了提高。由于合金低溫下強(qiáng)度的增大和變形均勻性增強(qiáng)，使得合金基體中Si附近位錯(cuò)數(shù)量大幅度增加，從而使更多的Si 相發(fā)生斷裂，斷裂Si 相數(shù)量增加引起了合金伸長(zhǎng)率的降低。

向合金中加入Nd 元素后，由于Si 相形貌的改善及α-Al 枝晶的細(xì)化，使合金的強(qiáng)度和塑性提高。當(dāng)加入0.2wt.%的Nd 后合金的塑性得到大幅度提高，使得Al-7Si-0.3Mg-0.2Nd 合金拉伸斷口附近滑移帶數(shù)量增多，形態(tài)進(jìn)一步變淺，見圖5c。這是由于0.2%Nd 加入后，合金的α-Al 枝晶細(xì)化，塑性得到大幅度提高。同時(shí)，含0.2%Nd 合金的Si 相形貌改善及尺寸減小，使Si 相在合金塑性變形過(guò)程中受到的位錯(cuò)塞積應(yīng)力減小，同時(shí)斷裂Si 相數(shù)量減少，且斷裂的Si 相形成的微裂紋也變小，使材料不易發(fā)生斷裂，從而使得Al-7Si-0.3Mg-0.2Nd 合金的拉伸強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率都得到了提高。低溫下拉伸，Al-7Si-0.3Mg-0.2Nd 合金斷口附近位錯(cuò)滑移帶數(shù)量更少，但形態(tài)變深，見圖5d，對(duì)應(yīng)于低溫下合金基體內(nèi)熱激活能下降，位錯(cuò)攀移受到抑制，這也造成了合金低溫下拉伸強(qiáng)度的進(jìn)一步提高。

當(dāng)合金中Nd 元素含量大于0.4%時(shí)，斷口附近的位錯(cuò)滑移帶數(shù)量也隨之進(jìn)一步減少，但微裂紋顯著增多，見圖5e。含0.4%Nd 的合金雖然組織細(xì)化，可提供合金強(qiáng)韌性，但合金基體中出現(xiàn)的短棒狀A(yù)l4Nd 相，降低了合金的強(qiáng)韌性。在合金拉伸過(guò)程中，位錯(cuò)不但在Si 相處塞積引起斷裂，而且在Al4Nd 相處的塞積會(huì)導(dǎo)致細(xì)小的Al4Nd 脫落，從而在尖端處形成應(yīng)力集中割裂合金基體，造成了合金強(qiáng)度和韌性的降低。在低溫拉伸時(shí)，由于合金低溫下變形均勻性的增加，斷口附近的位錯(cuò)滑移帶數(shù)量減少，形態(tài)更淺，Si 相和Al4Nd 相斷裂和脫落數(shù)量增多，形成更多的裂紋源，合金塑性降低，見圖5f。

圖4 Al-7Si-0.3Mg-xNd 合金顯微組織及EDS 能譜

在Al-7Si-0.3Mg-0.8Nd 合金中，除了長(zhǎng)大的Al4Nd 相，過(guò)量的Nd 元素還在合金基體中形成了Al2NdSi 相，拉伸時(shí)在尖端處產(chǎn)生應(yīng)力集中現(xiàn)象，進(jìn)一步割裂合金基體，產(chǎn)生微裂紋源，微裂紋數(shù)量增加，裂紋的擴(kuò)展連通難度降低，最終導(dǎo)致試樣斷裂，見圖5g。在低溫拉伸時(shí)，斷口附近的位錯(cuò)滑移帶數(shù)量更少，形態(tài)更淺，斷裂Si 相和第二相的數(shù)量進(jìn)一步增多（見圖5h），對(duì)應(yīng)于合金塑性的進(jìn)一步降低。

4 結(jié)論

（1）在Al-7Si-0.3Mg 合金中加入Nd 元素后，合金在低溫（-60℃）下的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)，Nd 元素含量為0.2wt.%時(shí)達(dá)到峰值。Al-7Si-0.3Mg-0.2Nd 合金的低溫抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為249MPa、206MPa 和13.8%。

（2）Al-7Si-0.3Mg 合金中加入0.2wt.%Nd 后，組織中α-Al 枝晶細(xì)化，共晶Si 相由短片狀變?yōu)榧?xì)小粒狀，而當(dāng)合金中Nd 含量分別大于0.4%和0.8%后，在組織中形成針狀A(yù)l4Nd 相和片狀A(yù)l2NdSi2相，反而降低了合金的室溫和低溫力學(xué)性能。

圖5 Al-7Si-0.3Mg-xNd 合金拉伸斷口附近位錯(cuò)滑移帶分布

（3）Al-7Si-0.3Mg 合金中加入0.2%Nd 后，室溫拉伸斷口附近滑移帶數(shù)量增多，形態(tài)變淺；低溫拉伸斷口附近位錯(cuò)滑移帶數(shù)量變少，但形態(tài)變深，同時(shí)斷裂Si 相數(shù)量減少，對(duì)應(yīng)于低溫下拉伸強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的提高。隨著合金中Nd 含量增加，基體中出現(xiàn)的Al4Nd 相和Al2NdSi 相，在拉伸時(shí)割裂合金基體，產(chǎn)生微裂紋源，導(dǎo)致了合金低溫力學(xué)性能的降低。