Nd變質過共晶Al-17.5%Si合金的微觀組織和斷口形貌

石為喜，高 波，涂贛峰，李世偉

(東北大學 材料與冶金學院，沈陽 110004)

Nd變質過共晶Al-17.5%Si合金的微觀組織和斷口形貌

石為喜，高 波，涂贛峰，李世偉

(東北大學 材料與冶金學院，沈陽 110004)

采用單一稀土元素Nd對過共晶Al-17.5%Si合金進行變質；采用掃描電鏡、金相顯微鏡、電子探針、透射電鏡及X射線衍射等方法對變質前后合金的微觀組織、成分和相組成進行分析；并對變質前后合金的斷口形貌進行分析。結果表明：加入0.3%Nd(質量分數)到過共晶Al-17.5%Si合金中可同時變質初生硅和共晶硅，經過變質處理后，初生硅的形狀由星形和不規則形狀變為塊狀，尺寸由40～60 μm減小到10～30 μm，共晶硅由長針狀變成球狀或短棒狀；初生硅區域的主要成分是硅，中心邊緣幾乎檢測不到Nd元素，Nd沿晶界分布；與未變質合金相比，經0.3%Nd變質后的Al-17.5%Si合金硅相上孿晶密度增大，變質后的合金中沒有生成新相，α(Al)相和硅相的晶格常數變大；經0.3%Nd變質后，合金的整體性能大幅度提高，抗拉強度提高了35.8%，從120 MPa提高到163 MPa，伸長率從0.8%提高到2.2%，提高了175%。

過共晶鋁硅合金；稀土；釹；變質；初生硅；力學性能

過共晶鋁硅合金由于其優良的性能，如良好的耐磨性、耐蝕性和較低的熱膨脹系數等被廣泛的應用于汽車零部件，特別是在活塞工業中[1?4]。然而過共晶鋁硅合金中的初生硅在通常鑄造條件下非常粗大，并且形成星狀和不規則的形狀[5?9]。因為在決定合金力學性能方面，過共晶鋁硅合金中的初生硅的尺寸和形狀起了關鍵作用，因此，初生硅需經細化變質以獲得良好的力學性能[10?14]。稀土不僅具有良好的變質長效性和重熔穩定性，還能有效地細化晶粒，兼有較好的精煉凈化作用，可顯著提高合金的力學性能[15?16]。目前，關于稀土變質鋁硅合金的研究報道很多，其中變質效果較好的主要有La、Ce、Eu及混合稀土的變質[17?19]。稀土元素Nd對鎂合金的影響研究較多，Nd對提高合金常溫、高溫力學性能以及抵抗高溫蠕變有積極的作用[20?21]，因此，本文作者采用單一稀土元素Nd作為變質劑對過共晶Al-17.5%Si合金進行變質研究，研究單一稀土元素Nd對過共晶Al-17.5%Si合金微觀組織和力學性能的影響，采用SEM，EPMA和TEM等手段分析改性前后微觀結構尤其是初生硅尺寸、形態和分布的變化，同時分析稀土元素Nd在改性后合金中的分布情況，并從細化初生硅和共晶硅以及拉伸斷口形貌來探討稀土改性機理。

1 實驗

實驗中所選用Al (99.7%)、工業結晶硅(99.99%)、Nd ( 99.5%)，在電阻爐中制備過共晶鋁硅合金。實驗合金的名義化學成分列于表1中。

表1 合金的名義化學成分Table 1 Nominal chemical composition of the alloys

用鋁箔包覆Nd經720～760 ℃時加入到合金中，在750 ℃保溫20 min后注入長150 mm、直徑為15 mm的鐵模具中，獲得改性樣品。未改性樣品在不加稀土元素Nd的條件下采用同樣的步驟制得。在鑄件的底部截取10 mm，然后經過機械打磨和拋光制得金相試樣。用金相和掃描電子顯微鏡(SEM，裝有EDS設備的SSX?550型)分析樣品變質前后微觀形貌的變化。在做組織觀察前試樣表面用0.5%HF(質量分數)酸處理。采用電子探針分析改性后樣品中的元素分布情況。采用標準方法制備透射電鏡試樣，分析改性前后合金中硅晶體中的孿晶密度的變化情況。試塊加工成d 10 mm的標準短比例拉伸試樣，標距長為50 mm。采用CMT5105型微機控制電子萬能試驗機進行拉伸強度實驗，室溫條件下以位移速度1 mm/min進行。拉伸測試樣品在每個鑄件同樣的位置取樣，試樣拉斷后其斷口采用掃描電鏡進行斷口形貌觀察與分析。

2 結果與討論

2.1 合金的微觀結構

未變質和變質的Al-17.5%Si合金中初生硅的微觀結構特征如圖1所示。圖1(a)所示為經過腐蝕處理后未改性樣品的顯微照片。由圖1(a)可知，初生硅呈典型的星狀和不規則形狀，并且其尺寸比較粗大甚至達到60 μm以上。圖1(b)所示為加入0.3%Nd改性樣品的顯微照片。由圖1(b)可知，初生硅的形狀從星狀和不規則的形狀變成了較細的多面體形狀，初生硅的尺寸減小到10～30 μm，這表明稀土Nd可以有效變質初生硅。

圖1 Al-17.5%Si和Al-17.5%Si-0.3%Nd合金中初生硅的微觀結構Fig.1 Microstructures of primary silicon in Al-17.5%Si(a)and Al-17.5%Si-0.3%Nd(b) alloys

從圖1可以看出：Al-17.5%Si合金中初生硅主要呈星狀和不規則形狀，變質后主要以多面體形式出現，且晶粒尺寸大幅度減小，初生硅形態也發生改變。為了了解改性后合金中各個元素的分布情況，對Al-17.5%Si-0.3%Nd合金樣品進行電子探針分析，其結果如圖2和3所示。

圖2 Al-17.5%Si-0.3%Nd合金的形貌及元素面掃描分布Fig.2 Microstructure(a) of Al-17.5%Si-0.3%Nd alloy and plane scanning distribution of elements Al(b), Si(c) and Nd(d)

圖3 變質后合金中元素線掃描分布曲線Fig.3 Element line scanning curves in modified alloy by EPMA

從圖2和3可以看出，初生硅區域的主要成分為硅，中心邊緣幾乎檢測不到Nd元素，這說明Nd并沒有吸附在硅相生長界面，所以用吸附理論和異質形核理論都無法解釋Nd對Al-17.5%Si合金初生硅的變質機理。同時，Nd主要分布在晶界，這種分布狀態可能會導致在熔體冷凝過程中，稀土分布在固液界面，阻礙硅向生長界面擴散，影響硅相的生長，從而減緩初生硅的生長，達到細化效果，因此，成分過冷理論可以用來解釋本實驗中Nd對Al-17.5%Si合金中初生硅的變質機理，這和文獻[22]報道的結果一致。

此外，CHANG等[17]也從稀土影響初生硅生長方面來闡釋變質機理，認為稀土降低了初晶溫度和共晶反應溫度，縮短了初生硅的冷凝時間，造成快速冷凝。結果降低了硅原子的活動能力，從而減小初生硅的尺寸。這和本文作者的研究結果比較一致。

未變質和變質的Al-17.5%Si合金中共晶硅的微觀結構如圖4所示。Al-17.5%Si合金中的共晶硅呈長針狀(見圖4(a))；加入0.3%Nd后，合金中的共晶硅形貌(見圖4(b))，大部分共晶硅由長針狀變成球狀或短棒狀，這表明稀土Nd也可以有效變質共晶硅。

圖4 Al-17.5%Si和Al-17.5%Si-0.3%Nd合金中共晶硅的SEM像Fig.4 SEM images of eutectic silicon in Al-17.5%Si(a) and Al-17.5%Si-0.3%Nd(b) alloy

為了更進一步分析稀土改性前后合金微觀結構的變化，對改性前、后的樣品進行了TEM分析。圖5所示為顯示改性前、后Al-17.5%Si中孿晶密度變化的TEM像。從圖5可以看出，變質前試樣硅相中的孿晶很少；而經過0.3%Nd變質后，硅相中孿晶顯著增多，孿晶密度增加。一般認為，變質后合金硅晶體中的孿晶密度比未變質合金硅晶體中孿晶密度要高得多[18]。未變質的硅相上存在孿晶，但孿晶密度很低，這是由合金中雜質引起的。因雜質元素很少，能促使硅產生孿晶的雜質就更少，所以孿晶密度很低。將稀土元素Nd變質劑加入到合金后，因Nd的原子半徑為rNd=0.182 nm，能促使硅相產生孿晶，所以孿晶密度劇增。但當孿晶未達到一定密度之前，硅的生長仍然是各相異性的[23]。這表明額外的孿晶也許正是稀土元素Nd的變質機理之一。這與文獻[18]所報道的采用稀土元素La變質Al-17%Si得出的結論一致。

2.2 合金的物相分析

采用XRD分析變質前后硅晶體和α(Al)的晶格變化。圖6所示為Al-17.5%Si合金變質前、后的XRD譜。由圖6可知，變質后Al-17.5%Si合金中未檢測到富Nd相。與標準PDF卡片(Al：00—004—0787，Si：00—027—1402)相比，鋁和硅的衍射峰明顯發生偏移(見表2)。通過CELREF V3軟件計算，主要原理是利用晶體面間距公式計算。經計算，硅的晶格常數a0從變質前的0.543 37 nm增加到 0.544 93 nm；α(Al)的晶格常數a0從0.404 90 nm增加到0.406 19 nm，這可能由于稀土元素Nd固溶到硅和鋁晶格中引起晶格畸變造成的，但其機理需進一步研究。

圖5 Al-17.5%Si和Al-17.5%Si-0.3%Nd合金中孿晶密度變化的TEM像Fig.5 TEM images showing variation of twinning density in Al-17.5%Si(a) and Al-17.5%Si-0.3%Nd(b) alloy

圖6 Al-17.5%Si和Al-17.5%Si-0.3%Nd合金的XRD譜Fig.6 XRD patterns of Al-17.5%Si(a) and Al-17.5%Si-0.3%Nd(b) alloy

表2 改性前、后Al-17.5%Si合金中鋁相與硅相的晶格常數Table 2 dactual and dnorm of all phases of Al-17.5%Si before and after modification with 0.3% Nd

2.3 合金的力學性能

鋁硅合金的力學性能是材料的微觀結構特征的綜合反映，如初生硅和共晶組織的形態、尺寸及分布等。力學性能測試的結果表明：改性樣品的整體性能有了很大的提高。Al-17.5%Si合金的力學性能如圖7所示。由圖7可知：合金的抗拉強度提高35.8%，從未變質的120 MPa提高到變質后的163 MPa；伸長率提高175%，從未變質0.8%提高到變質后的2.2%。

圖7 過共晶Al-17.5%Si和Al-17.5%Si-0.3%Nd合金的力學性能Fig.7 Mechanical properties of hypereutectic Al-17.5%Si(a)and Al-17.5%Si-0.3%Nd(b) alloy

圖8所示為Al-17.5%Si合金的變質前后進行拉伸試驗所獲得的應力—位移曲線。從圖8可以看出，稀土變質前、后Al-17.5%Si合金在拉伸過程中看不到明顯的屈服現象；Al-17.5%Si合金在未經過任何變質處理的條件下，其抗拉強度僅為120 MPa，斷后其伸長率僅為0.8%；經過0.3%Nd變質后，抗拉強度提高35.8%，達到163 MPa，而塑性也有得到了顯著的改善，斷后伸長率達到2.2%，相對于原始組織提高近3倍。

圖8 Al-17.5%Si和Al-17.5%Si-0.3%Nd合金的應力—位移曲線Fig.8 Stress—displacement curves of Al-17.5%Si(a) and Al-17.5%Si-0.3%Nd(b) alloy

合金的力學性能是一個反映合金的組成成分、金相顯微組織等因素的綜合指標[24]。合金鑄態組織中(見圖1(a))存在尺寸比較粗大的星狀和不規則形狀的初生硅，嚴重地割裂了基體組織，同時作為組織中的脆性相，硅相的本身強度并不高，在初生硅的尖角處、棱角處以及針狀共晶硅的尖角處，都容易產生應力集中，導致裂紋，造成試樣抗拉強度較低，塑性較差。隨著變質后合金組織(見圖1(b))中的初生硅尺寸的細化，形態的規則化，初生硅的尖角逐漸被鈍化，合金的抗拉強度得到明顯的提高。共晶硅也由未變質的針狀轉變為變質后的球狀或短棒狀，這顯著地改善了合金的組織形態，并且延緩了脆相斷裂的趨勢，使得合金的強度和塑性明顯地提高。但總體上來說，未經變質處理Al-17.5%Si合金的斷裂方式是典型的脆性斷裂，在拉伸曲線上也沒有看到明顯的屈服現象。

為了更好地研究稀土元素Nd對鋁硅合金的力學性能的影響，采用掃描電子顯微鏡對拉伸試樣斷口形貌進行了觀察和分析。圖9所示為變質處理前后Al-17.5%Si合金的室溫拉伸條件下斷口SEM像。

圖9 室溫條件下Al-17.5%Si和Al-17.5%Si-0.3%Nd合金的斷口SEM像Fig.9 Fractural SEM images of Al-17.5%Si(a) and Al-17.5%Si-0.3%Nd(b) alloy at room temperature

圖9(a)所示為未變質試棒斷裂后斷口的SEM像。在試棒斷口上，出現了河流狀花紋、解理扇和相當數量的初生硅斷面，幾乎全為解理性斷裂，如圖中A處和B處；在圖中A處的初生硅是比較典型的多面體結構初生硅，從其硅片尖端產生的裂紋迅速在硅片內某些特定方向上擴展，形成脆性斷裂；在B處的初生硅顆粒由于受到明顯的應力集中而產生了“人”字形裂紋。從宏觀上來看，鋁硅合金的斷裂屬于脆性斷裂，但是從微觀觀察，還是能夠發現帶有一定的韌窩斷裂的特征。α相基體在斷裂過程中承載了大部分塑性變形，在硅顆粒的周圍產生了長條狀韌窩，分布在硅顆粒的周圍(見C點處)，因為受到硅顆粒分布的影響，韌窩的形狀不規則，數量較少，分布也不均勻。因此，未變質的過共晶Al-17.5%Si合金的斷裂方式是一種以初生硅的脆性斷裂為主的混合斷裂方式，作為脆性相硅顆粒在受到應力集中后首先發生斷裂，隨后裂紋擴展到鋁基體中，并撕裂鋁基體，導致材料斷裂失效。從圖9(b)中可以看到，與未變質的合金組織相比，變質后合金中初生硅的尺寸明顯減小，開裂的初生硅數量也相對較少，韌窩分布也較為均勻。從斷口形貌可以看出，試棒斷口具有明顯的韌性斷裂特征，出現了迭波和韌窩，解理性斷區減少。試棒斷裂時，雖有一部分初生硅粒子因應力集中而產生晶間裂紋源，但是大部分初生硅由于細化、尖角鈍化，對基體的割裂作用降低，邊角鈍化的初生硅比板條狀的初生硅所能承受的應力要大，且有一部分裂紋在鋁基體穿過時繞過了初生硅，使鋁基體的塑性得以發揮，并在組織中形成較大的韌帶，同時作為增強相初生硅可以阻礙裂紋的擴展，所以合金的抗拉強度和伸長率都得到提高。變質后的過共晶Al-17.5%Si合金的斷裂方式己經逐漸以韌性斷裂為主，而裂紋核心仍然產生于初生硅中。

以上分析表明，過共晶Al-17.5%Si合金斷裂的方式主要有如下兩種形式：初生硅顆粒的斷裂和界面處基體的撕裂。從以上觀察到的現象可以發現，未變質的過共晶Al-17.5%Si合金斷裂主要以初生硅的斷裂為主，即解理性斷裂主要發生在初生硅顆粒中，帶有明顯的穿晶斷裂特征。而變質后的合金斷口上呈現出明顯迭波和韌窩，解理性斷區減少，具有明顯的韌性斷裂特征?？傊?，過共晶Al-17.5%Si合金的斷裂方式呈混合斷裂形式，解理斷裂主要發生在初生硅顆粒上，韌性斷裂主要發生在鋁基體中。

3 結論

1) 將0.3%Nd加入到過共晶Al-17.5%Si合金中可同時細化初生硅和共晶硅，初生硅尺寸由40～60 μm減小到10～30 μm，初生硅從星狀和不規則的形狀變成較細的多面體形狀，共晶硅從長針狀變成球狀或短棒狀。

2) EPMA分析表明初生硅區域主要成分是Si，中心邊緣幾乎檢測不到Nd元素，Nd沿晶界分布。

3) TEM 分析表明，與未變質合金相比，0.3%Nd變質后的Al-17.5%Si合金Si相上孿晶密度顯著增加。

4) 在變質后的Al-17.5%Si合金中未檢測到富稀土Nd相，Nd固溶到Si相和α(Al)相中，引起硅相和α(Al)相的晶格常數增加。

5) 改性樣品的整體性能有了很大提升?？估瓘姸忍岣?5.8%，從未變質的120 MPa提高到變質后的163 MPa，伸長率提高175%，從未變質0.8%提高到變質后的2.2%。

6) 過共晶Al-17.5%Si合金以混合斷裂方式斷裂，既有初生硅的脆性斷裂特征又有鋁基體的韌性斷裂特征。初生硅越細小，初生硅自身的斷裂強度和界面撕裂所需的強度都會越高，從而提高了材料整體的抗拉強度，初生硅的鈍化和球化有助于提高界面處撕裂時所需應力，也有助于提高材料宏觀的抗拉強度。

REFERENCES

[1] WU Ya-ping, WANG Shu-jun, LI Hui, LIU Xiang-fa. A new technique to modify hypereutectic Al-24%Si alloys by a Si-P master alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2009,477(1/2): 139?144.

[2] KIM T S, LEE B T, LEE C R, CHUN B S. Microstructure of rapidly solidified Al-20Si alloy powders[J]. Materials Science and Engineering A, 2001, 304/306: 617?620.

[3] LIU Xiang-fa, WU Yu-ying, BIAN Xiu-fang. The nucleation sites of primary Si in Al-Si alloys after addition of boron and phosphorus[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2005,391(1/2): 90?94.

[4] WU Shu-sen, TU Xiao-lin, FUKUDA Y, KANNO T, NAKAE H.Modification mechanism of hypereutectic Al-Si alloy with P-Na addition[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2003, 13(6): 1285?1289.

[5] XU Chang-lin, JIANG Qi-chuan. Morphologies of primary silicon in hypereutectic Al-Si alloys with melt overheating temperature and cooling rate[J]. Materials Science and Engineering A, 2006, 437(2): 451?455.

[6] LU De-hong, JIANG Ye-hua, GUAN Gui-sheng, ZHOU Rong-feng, LI Zhen-hua, ZHOU Rong. Refinement of primary Si in hypereutectic Al-Si alloy by electromagnetic stirring[J].Journal of Materials Processing Technology, 2007, 189(1/3):13?18.

[7] XU Chang-lin, WANG Hui-yuan, LIU Chang, JIANG Qi-chuan.Growth of octahedral primary silicon in cast hypereutectic Al-Si alloys[J]. Journal of Crystal Growth, 2006, 291(2): 540?547.

[8] XU Chang-lin, JIANG Qi-chuan, YANG Ya-feng, WANG Hui-yuan, WANG Jin-guo. Effect of Nd on primary silicon and eutectic silicon in hypereutectic Al-Si alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2006, 422(1/2): L1?4.

[9] 趙愛民, 毛衛民, 甄子勝, 姜春梅, 鐘雪友. 冷卻速度對過共晶鋁硅合金凝固組織和耐磨性能的影響[J]. 中國有色金屬學報, 2001, 11(5): 827?833.ZHAO Ai-min, MAO Wei-min, ZHEN Zi-sheng, JIANG Chun-mei, ZHONG Xue-you. Effects of cooling rate on solidification microstructures and wear resistance of hypereutectic Al-Si alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2001, 11(5): 827?833.

[10] GAO Bo, CHEN Lei, YU Fu-xiao, SUN Shu-chen, TU Gan-feng.Effect of DH treatment on microstructure and mechanical properties of an LM28-0.3wt%Nd hypereutectic aluminum silicon alloy[J]. Rare Metals, 2007, 26(6): 578?583.

[11] CHEN Chong, LIU Zhong-xia, REN Bo, WANG Ming-xing,WENG Yong-gang, LIU Zhi-yong. Influence of complex modification of P and RE on microstructure and mechanical properties of hypereutectic Al-20Si alloy[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2007, 17(2): 301?306.

[12] 張 蓉, 黃太文, 劉 林. 過共晶Al-Si合金熔體中初生硅生長特性[J]. 中國有色金屬學報, 2004, 14(2): 262?266.ZHANG Rong , HUANG Tai-wen, LIU Lin. Growth behavior of primary silicon in hypereutectic Al-Si alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2004, 14(2): 262?266.

[13] GAO Bo, CHEN Lei, SUN Shu-chen, TU Gan-feng, TIAN Xiao-mei, ZHAO Tie-jun, WU Wen-yuan, BIAN Xue. Effect of Nd on microstructure and mechanical properties of hypereutectic Al-25Si alloy[J]. Journal of Rare Earths, 2007, 25: 473?476.

[14] 張金山, 許春香, 韓富銀. 復合變質對過共晶高硅鋁合金組織和性能的影響[J]. 中國有色金屬學報, 2002, 12(S1):107?110.ZHANG Jin-shan, XU Chun-xiang, HAN Fu-yin. Effect of composite modifier on structures and properties of hypereutectic Al-Si alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2002,12(S1): 107?110.

[15] KWON Y D, LEE Z Y. The effect of grain refining and oxide inclusion on the fluidity of Al-4.5Cu-0.6Mn and A356 alloys[J].Materials Science and Engineering A, 2003, 360: 372?376.

[16] 賴華清, 徐 翔, 范宏訓. 稀土在鑄造鋁合金中的作用[J]. 熱加工工藝, 2001(5): 37?39.LAI Hua-qing, XU Xiang, FAN Hong-xun. Effect of rare earth in casting aluminum alloy[J]. Hot Working Technology, 2001(5):37?39.

[17] CHANG J Y, MOON I, CHOI C S. Refinement of cast microstructure of hypereutectic Al-Si alloys through the addition of rare earth metals[J]. Journal of Materials Science, 1988, 33:5015?5023.

[18] ZHANG Di, YI Hong-kun, Lü Wei-jie, FAN Tong-xiang.Influence of La on microstructures of hypereutectic Al-Si alloy[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2003, 13(3): 541?545.

[19] YI Hong-kun, ZHANG Di. Morphologies of Si phase and La-rich phase in as-cast hypereutectic Al-Si-xLa alloys[J].Materials Letters, 2003, 57: 2523?2529.

[20] 黃曉鋒, 王渠東, 曾小勤, 朱燕萍, 盧 晨, 丁文江. 釹對Mg-5Al-1Si高溫蠕變及組織性能的影響[J]. 中國稀土學報,2004, 22(3): 361?364.HANG Xiao-feng, WANG Qu-dong, ZENG Xiao-qing, ZHU Yan-ping, LU Chen, DING Wen-jiang. Effect of neodymium on microstructure and high temperature creep properties of Mg-5Al-1Si magnesium alloy[J]. Journal of the Chinese Rare Earth Society, 2004, 22(3): 361?364.

[21] 遲大釗, 吉澤升, 梁維中. Mg-Nd-Zr-Zn合金的制備及釹對合金組織性能的影響[J]. 中國稀土學報, 2004, 22(2): 251?253.CHI Da-zhao, JI Ze-sheng, LIANG Wei-zhong. Preparation of Mg-Nd-Zr-Zn alloy and effect of neodymium on its structure and property[J]. Journal of the Chinese Rare Earth Society, 2004,22(2): 251?253.

[22] 魏伯康, 林漢同, 劉俊明, 蔡啟舟, 童杏林, 毛玉鳳. 稀土在過共晶Al-Si合金中的變質作用[J]. 特種鑄造及有色合金,1993(3): 6?9, 26.WEI Bo-kang, LIN Han-tong, LIU Jun-min, CHAI Qi-zou,TONG Xin-lin, MAO Yu-feng. Modification mechanism of hypereutectic Al-Si alloy treated with rare earth metals[J].Special Casting & Nonferrous Alloys, 1993(3): 6?9, 26.

[23] 孫偉成, 張淑榮, 張濱茹, 蘇美君. 稀土Al-Si合金的變質機理研究[J]. 稀有金屬, 1992, 3: 189?195.SUN Wei-cheng, ZHANG Shu-rong, ZHANG Bin-ru, SU Mei-jun. Study on modification mechanism of Al-Si alloy by rare earth[J]. Chinese Journal of Rare Metals, 1992, 3: 189?195.

[24] 葛良琦. Al-20%Si合金中初生硅形態控制技術[D]. 南京: 南京理工大學, 2007: 56?61.GE Liang-qi. Study on the technologies of morphologies modification of primary silicon in Al-20%Si alloys[D]. Nanjing:Nanjing University of Science and Technology, 2007: 56?61.

Microstructure and fracture morphology of hypereutectic Al-17.5%Si alloy modified with Nd

SHI Wei-xi, GAO Bo, TU Gan-feng, LI Shi-wei(School of Materials and Metallurgy, Northeastern University, Shenyang 110004, China)

Pure Nd was adopted to modify the hypereutectic Al-17.5%Si alloy. The morphology, composition and phase of alloys before and after modification were analyzed by SEM, OM, EPMA, TEM and XRD. The fracture morphologies of the alloy were analyzed by SEM before and after modification. The results show that 0.3% Nd, mass fraction) can effectively refine the primary and eutectic silicon in alloy. The morphology of primary silicon after modification transforms from pentalpha and irregular shape to block, and the grain size of primary silicon is refined from 40?60 μm to 10?30 μm. A majority of eutectic silicon changes from acicular or lamellar morphology to small short rod. No Nd is detected in the center and edge of silicon, Nd distributes along the grain boundary. The twinning density in modified Si crystals is much higher than that of the initial sample. No new phase forms, and the lattices of silicon and aluminum increase after modification. The tensile strength of the alloy modified by 0.3%Nd increases by about 35.8% from 120 MPa to 163 MPa, and its elongation increases by about 175% from 0.8% to 2.2%.

hypereutectic Al-Si alloys; rare earth; neodymium; modification; primary silicon; mechanical properties

TG146.2

A

1004-0609(2011)04-0719-08

國家“十一五”科技支撐項目(2009BAE80B01)；教育部博士點新教師基金資助項目(200801451082)

2010-04-09；

2010-08-19

高 波，講師，博士；電話：024-83681320；E-mail: surfgao@yahoo.com.cn

(編輯 龍懷中)