原標(biāo)題：Nd 對壓鑄 AZ91D 合金組織與性能的影響

摘 要：傳統(tǒng)壓鑄獲得AZ91D和AZ91D-1.11Nd兩種合金試樣，采用光學(xué)金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡和X 射線衍射儀分析了壓鑄態(tài)微觀組織和相組成，并測試了其拉伸力學(xué)性能、硬度、導(dǎo)熱性能和流動性能。結(jié)果表明，在AZ91D合金中添加1.11%Nd后，壓鑄態(tài)晶粒有所細(xì)化，形成較多彌散分布的細(xì)小顆粒狀A(yù)l2Nd和少量針狀A(yù)l11Nd3，原有的半連續(xù)網(wǎng)狀分布的β-Mg17Al12數(shù)量有所減少。壓鑄態(tài)AZ91D-1.11Nd合金呈現(xiàn)良好的綜合性能，室溫抗拉強(qiáng)度、伸長率和熱導(dǎo)率分別為272 MPa、12.0%和69.5 W/（m·K），與AZ91D合金相比分別提高14%、100%和14%；同時(shí)呈現(xiàn)與AZ91D合金相當(dāng)?shù)膬?yōu)異鑄造工藝性能，流動長度達(dá)到1 161 mm。

前 言：鎂合金具有低密度、高比剛度和比強(qiáng)度、良好的減震性能和電磁屏蔽性能、易加工、構(gòu)件尺寸相對穩(wěn)定、環(huán)保等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于汽車、航天航空、通訊電子等領(lǐng)域。新能源汽車和5G通訊關(guān)鍵部件的輕量化對鎂合金材料的性能和成形技術(shù)提出了更高的要求，而現(xiàn)有鎂合金材料及其成形技術(shù)不能完全滿足需求，因此有必要開展高強(qiáng)、高導(dǎo)熱以及優(yōu)異鑄造工藝性能的新型壓鑄稀土鎂合金的開發(fā)。AZ91D是最常用的商業(yè)壓鑄鎂合金，由于良好的鑄造性能和室溫綜合力學(xué)性能，常用來制作汽車方向盤、儀表盤、座椅、變速箱外殼等部件，但是其力學(xué)性能相對較差，限制了其更廣泛的應(yīng)用。稀土RE可以凈化合金熔體，改善合金微觀組織，提高合金室溫及高溫力學(xué)性能、耐腐蝕性能等，在AZ91D合金中添加適量的Ce、Nd、Pr、Y等稀土后，細(xì)化晶粒，析出Al-RE新相，減小β-Mg17Al12的尺寸，提高力學(xué)性能和耐蝕性能等。這些研究主要為稀土對AZ91D合金力學(xué)性能或耐蝕性能的影響，而包含導(dǎo)熱性能和流動性能的綜合性能研究則少有報(bào)道。為此，本研究在優(yōu)化的工藝參數(shù)下傳統(tǒng)壓鑄獲得AZ91D和AZ91D-1.11Nd兩種合金試樣，分析壓鑄態(tài)微觀組織，對比其壓鑄態(tài)拉伸力學(xué)性能、硬度、導(dǎo)熱性能以及流動性能，為拓寬高強(qiáng)高導(dǎo)熱壓鑄鎂合金應(yīng)用提供技術(shù)支撐。

1、試樣制備方法

本試驗(yàn)原材料采用AZ91D合金錠和Mg-30%Nd（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）中間合金錠。首先在鎂合金熔煉爐中加入AZ91D合金錠，并通入 CO 2 +0.2%SF6（體積分?jǐn)?shù)，%）混合氣體保護(hù)，升溫至953 K。待AZ91D合金錠完全熔化后，加入Mg-30%Nd中間合金錠，完全熔化后升溫至983 K，在1.5 h內(nèi)攪拌兩次，以保證成分均勻。然后添加精煉劑進(jìn)行精煉，升溫至1 013 K并靜置20 min，隨后降溫至963 K，在冷室壓鑄機(jī)上進(jìn)行壓鑄，壓力32 MPa。對比合金AZ91D試樣亦如上工藝參數(shù)壓鑄獲得，壓鑄試樣宏觀圖如圖1a所示。

圖1 壓鑄試樣及兩種合金的壓鑄流動試樣對比

采用等離子體原子發(fā)射光譜儀（ICP）分析合金中Nd含量為1.11%。金相試樣從壓鑄拉伸試樣相同部位切取，腐蝕劑選用5%硝酸酒精，接著在Leica DMI 3000M型光學(xué)金相顯微鏡（OM）及JEOL HXA-8100型掃描電子顯微鏡（SEM）上進(jìn)行顯微組織和EDS分析；在采用銅靶的SmartLab型 X 射線衍射儀（XRD）上進(jìn)行物相分析。采用DNS200 型萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫和高溫（423 K）拉伸試驗(yàn)，進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn)前試樣在該溫度保溫10 min，拉伸速度2 mm/min；采用 MH-5L型顯微硬度儀進(jìn)行顯微維氏硬度（HV）測試，載荷9.8 N，加載時(shí)間20 s；采用DRPL-2C型熱導(dǎo)率測試儀測試導(dǎo)熱性能；測量流動試樣長度來表征合金的流動性能。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1?顯微組織

圖2為AZ91D與AZ91D-1.11Nd合金壓鑄試樣的X射線衍射圖譜?？梢姡珹Z91D合金壓鑄態(tài)XRD譜主要由α-Mg和β-Mg17Al12兩種相峰組成，而AZ91D-1.11Nd壓鑄態(tài)XRD譜除出現(xiàn)上述α-Mg、β-Mg17Al12相的峰之外，還出現(xiàn)Al2Nd和Al11Nd3新相的峰，但沒有出現(xiàn)Mg-Nd二元相或Mg-Al-Nd三元相的峰。

圖2 壓鑄態(tài)AZ91D與AZ91D-1.11Nd合金的X射線衍射圖譜

圖3為AZ91D與AZ91D-1.11Nd合金壓鑄試樣的金相照片?？梢?，AZ91D合金的微觀組織主要由白色的α-Mg基體和灰色、呈網(wǎng)狀沿晶界分布的β-Mg17Al12組成，平均晶粒尺寸約38 μm。添加1.11%Nd后，晶粒有所細(xì)化，平均晶粒尺寸降至約23 μm。

圖3 壓鑄態(tài)AZ91D與AZ91D-1.11Nd合金的金相照片

圖4為AZ91D和AZ91D-1.11Nd合金壓鑄試樣的SEM照片?？梢姡珹Z91D合金的微觀組織主要由黑色α-Mg基體和灰色β-Mg17Al12組成，β-Mg17Al12呈網(wǎng)狀沿晶界分布。AZ91D-1.11Nd合金的微觀組織主要由黑色α-Mg基體、灰色β-Mg17Al12和大量亮色的粒狀和少量針狀相組成，β-Mg17Al12呈網(wǎng)狀沿晶界分布，亮色細(xì)小顆粒狀和針狀相在晶界和晶粒內(nèi)彌散分布，網(wǎng)狀的β-Mg17Al12被打斷且粒徑減小。

圖4 壓鑄態(tài)AZ91D與AZ91D-1.11Nd合金的掃描電鏡照片

圖5通過EDS標(biāo)記了兩種合金不同相位置的點(diǎn)對第二相粒子分析，結(jié)果如表1所示?；w中沒有檢測到Nd，亮色相中檢測到Nd存在，AZ91D-1.11Nd合金基體中固溶元素含量低于AZ91D。結(jié)合XRD分析結(jié)果及相關(guān)文獻(xiàn)可知亮色顆粒狀相主要為Al2Nd，針狀相為Al11 Nd3。Nd、Mg和Al的電負(fù)性分別為1.14、1.31和1.61，Nd與Mg、Al之間的電負(fù)性差值分別為0.17和0.47，因此Al和Nd之間的電負(fù)性差值更大，加入Nd后在熔體凝固過程中Al-Nd相會優(yōu)先析出，抑制了低熔點(diǎn)β-Mg17Al12的析出，同時(shí)β-Mg17Al12的體積及粒徑減小。

圖5 壓鑄態(tài)AZ91D與AZ91D-1.11Nd合金的能譜取點(diǎn)位置

表1 壓鑄態(tài)AZ91D與AZ91D-1.11Nd合金的能譜掃描分析結(jié)果

2.2?壓鑄態(tài)性能

圖6為壓鑄態(tài)AZ91D與AZ91D-1.11Nd合金的室溫和高溫拉伸工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線，其拉伸力學(xué)性能結(jié)果列于表2中。可以看出，壓鑄態(tài)AZ91D合金室溫抗拉強(qiáng)度238 MPa，屈服強(qiáng)度145 MPa，伸長率6%，而AZ91D-1.11Nd合金室溫抗拉強(qiáng)度272 MPa，屈服強(qiáng)度149 MPa，伸長率12%，與AZ91D合金相比分別提升14%、3%和100%，室溫拉伸性能優(yōu)于AZ91D合金，但是423 K高溫拉伸強(qiáng)度低于AZ91D。AZ91D-1.11Nd合金晶粒尺寸小于AZ91D合金，晶粒越小，對應(yīng)體積的晶界越多，位錯(cuò)運(yùn)動的障礙也越多，合金的強(qiáng)度就越高；而且Al 2 Nd和Al 11 Nd 3 在晶界和晶粒內(nèi)彌散分布，能夠阻止位錯(cuò)運(yùn)動，提高合金強(qiáng)度。另外，3~30 μm范圍晶粒尺寸的鎂合金通常具有更好的塑性，所以AZ91D-1.11Nd合金室溫和高溫均有更好的塑性。

圖6 壓鑄態(tài)AZ91D與AZ91D-1.11Nd合金的室溫和高溫拉伸工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線

表2 壓鑄態(tài)AZ91D與AZ91D-1.11Nd合金的力學(xué)性能、導(dǎo)熱性和流動性

Su等人使用高壓壓鑄法制備了Mg-4Al-4Nd-0.2Mn合金，該合金有針狀A(yù)l11Nd3和顆粒狀A(yù)l2Nd兩種金屬間相，室溫和473 K時(shí)均表現(xiàn)出良好的強(qiáng)度，Al11Nd3完全分解為Al2Nd后合金室溫強(qiáng)度下降。這是因?yàn)锳l11Nd3和Al2Nd在晶粒和晶界形成的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)強(qiáng)化晶界，其中Al11Nd3為主要強(qiáng)化相；Al11Nd3完全分解為Al2Nd后，晶界附近的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)解體，合金室溫強(qiáng)度下降。

本試驗(yàn)所鑄AZ91D-1.11Nd合金中有Al 2 Nd和少量針狀A(yù)l11Nd3 ，Al2Nd和Al11Nd3沒有在晶界處形成網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，而且很多Al2Nd分布在晶粒內(nèi)部，423 K時(shí)不能有效阻止晶界開裂；但是AZ91D合金中仍有大量網(wǎng)狀β-Mg17Al12存在，423 K時(shí)能夠阻止晶界開裂，所以AZ91D-1.11Nd合金423 K拉伸強(qiáng)度低于AZ91D合金。

圖7a、c為壓鑄態(tài)AZ91D和AZ91D-1.11Nd合金室溫拉伸斷口形貌?？梢?，AZ91D合金拉伸斷口分布著微孔聚集型等軸韌窩，局部可見撕裂棱和河流狀花樣，為準(zhǔn)解理斷裂、塑韌混合斷裂，AZ91D-1.11Nd合金韌窩數(shù)量有所增加，且相對較深，與更好塑性結(jié)果相一致。圖7b、d為壓鑄AZ91D和AZ91D-1.11Nd合金高溫拉伸斷口形貌，兩個(gè)拉伸斷口分布著大量等軸韌窩，為微孔聚集型斷裂、塑性斷裂，AZ91D合金韌窩更多，更加均勻分布，表現(xiàn)出較好的塑性，與拉伸試驗(yàn)結(jié)果一致。

圖7 壓鑄態(tài)AZ91D和AZ91D-1.11Nd合金室溫和高溫拉伸斷口形貌

AZ91D合金硬度HV57.8，添加1.11Nd后合金硬度稍提高至HV59.5。添加Nd后，形成了在晶界和晶粒內(nèi)彌散分布的Al2Nd和Al11Nd3，使β-Mg17Al12體積減小且細(xì)化，另外添加Nd也使晶粒細(xì)化，提高了合金的硬度。

如圖1b所示，AZ91D合金流動長度1 196 mm，而添加1.11Nd后合金流動長度略有所減小，但仍保持良好的鑄造工藝性能，流動長度仍可達(dá)到1 161 mm。液態(tài)合金的粘度是影響合金流動性的主要因素，而合金中的固態(tài)夾雜物的增加會使粘度增加，使合金流動性下降，稀土元素在鎂合金熔體中與MgO等發(fā)生反應(yīng)去除夾雜物，使熔體粘度下降，流動性提高。然而隨著稀土元素的增加，本試驗(yàn)合金形成了Al2Nd和Al11 Nd3，這些相的結(jié)晶溫度高于共晶溫度，合金初生晶數(shù)量增加，形成骨架，使鎂合金的流動性下降 。

AZ91D合金的熱導(dǎo)率為61.1 W/（m·K），而AZ91D-1.11Nd合金的導(dǎo)熱系數(shù)為69.5 W/（m·K），較AZ91D合金提高14%。AZ91D合金中Al、Zn和Mn等原子固溶在基體中，會引起晶格畸變，擾亂晶格的周期性，使電子-聲子、聲子-聲子的碰撞幾率增大，強(qiáng)烈地阻礙了電子和聲子的自由運(yùn)動，從而使電子和聲子的平均自由程減小。如表1中EDS掃描分析結(jié)果所示，AZ91D-1.11Nd合金由于Al2Nd和Al11Nd3等析出相消耗了基體中的溶質(zhì)元素，釋放了晶格畸變，降低了溶質(zhì)對電子和聲子傳輸?shù)纳⑸渥饔?，因此AZ91D-1.11Nd合金具有更好的導(dǎo)熱性能。

3、結(jié)論

（1）壓鑄態(tài)AZ91D合金組織主要由α-Mg基體和半連續(xù)網(wǎng)狀分布的β-Mg17Al12組成。添加1.11%Nd后，半連續(xù)網(wǎng)狀Mg17Al12被打斷且粒徑減小，同時(shí)在晶界和晶粒內(nèi)出現(xiàn)較多彌散分布的細(xì)小顆粒狀A(yù)l 2 Nd和少量針狀A(yù)l11Nd3 ，并且晶粒有所細(xì)化。
（2）壓鑄態(tài)AZ91D合金室溫抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率和硬度分別為238 MPa、145MPa、6.0%和HV57.8，而AZ91D-1.11Nd合金室溫抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率和硬度分別為272 MPa、149 MPa、12.0%和HV59.5，分別提高14%、3%、100%和3%。
（3）壓鑄態(tài)AZ91D合金熱導(dǎo)率61.1 W/（m·K），而AZ91D 1.11Nd合金熱導(dǎo)率提高至69.5 W/（m·K）。
（4）壓鑄態(tài)AZ91D合金流動長度1 196 mm，而AZ91D-1.11Nd合金流動長度略有所減小，但仍達(dá)到1 161 mm，呈現(xiàn)良好的鑄造工藝性能。

作者
雷宇 張忠明 徐春杰
西安理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院
雷宇 黃正華 趙?虎 康躍華
廣東省科學(xué)院材料與加工研究所
廣東省金屬強(qiáng)韌化技術(shù)與應(yīng)用重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室
粵港輕合金先進(jìn)制造技術(shù)聯(lián)合研發(fā)中心
徐濤 楊曉煒
嘉瑞科技（惠州）有限公司
李衛(wèi)榮
東莞宜安科技股份有限公司
本文來自：《鑄造》雜志