铸造Al-Si合金由于具有较低的密度、良好的力学性能和耐腐蚀性等，广泛应用于汽车制造和航空航天工业^[1-4]，尤其是由于具有良好的流动性和低的热裂敏感性，特别适用于大型复杂壁厚铸件的生产^[5-6]，ZL114A是我国使用最为广泛的Al-Si系铸造合金之一。除了熔炼过程中的冶金质量^[7]，Si相的形貌是对ZL114A合金力学性能影响最大的因素。在亚共晶Al-Si合金ZL114A的凝固过程中，Si相在〈211〉方向的生长速度比〈111〉方向的速度快^[8-9]，生长的各向异性使得Si相长成板片状。Al基体是韧性相，Si相是脆性相，虽然Si相强化Al基体，提高其强度，但是会割裂基体，严重影响其塑性，特别是在塑性变形过程中，板片状Si的尖角处会造成应力集中，使合金塑性很差。因此，变质共晶硅，改变Si在Al基体中的形貌，将它由对力学性能有害的板片状变质为无害的珊瑚状、麦穗状和细化的纤维状等是十分有必要的。

Li等^[10]发现Na会使Al-5Si合金中板片状的共晶硅变为细化的纤维状，但是Na变质存在变质效果衰退或者过变质的问题^[11]。Mario等^[12]发现Sr能变质Al-Si合金中的共晶Si，使它从板片状变为纤维状。Y也是一种有效的变质剂。Nogita等^[13]的研究表明，Y能够改变共晶硅的凝固方式。Knuutinen等^[14]认为Y是通过降低共晶温度来变质共晶Si的。Wan等^[15]认为Y能够促进共晶Si孪晶的形成，因而Si相得到了变质。目前关于Y变质共晶Si的研究比较多，但是Y元素对共晶Si的变质行为对于冷却速率比较敏感，而Y元素在不同冷却速率条件下对共晶Si变质作用的研究较少，因此开展了本实验。本工作利用扫描电子显微镜(SEM)、室温拉伸实验研究了不同冷却速率条件下Y元素在ZL114A合金中的作用，为ZL114A合金的优化升级提供一些基础数据和理论指导。

1 实验材料与方法

根据实际生产过程中可能遇到的铸件壁厚设计如图 1所示模具，采用树脂砂型制备样品并采用K型热电偶测量其相应的冷却速率，为了增加冷却速率的覆盖范围，本实验采用一部分砂型中不加冷铁，在另一部分砂型中加入冷铁的方法。将精Al(99.9999%，质量分数，下同)，Al-12%Si，Al-2%Y，Al-4%Ti-1%B(晶粒细化剂)装入电阻炉熔化，待熔化完全之后搅拌，在690~700 ℃加入纯Mg，在715~720 ℃使用C₂Cl₆进行精炼，扒渣之后，710 ℃浇注。通过红外线光谱仪测定合金成分，如表 1所示。在热电偶测量的相应部位进行取样，对不同条件的样品进行530 ℃/2 h的预固溶和540 ℃/12 h的固溶处理，在40~60 ℃水中进行淬火。在SANS-CMJ5105力学试验机上对铸态和淬火之后的试样(拉伸样品的尺寸如图 2所示)进行室温(≈20 ℃)拉伸，拉伸速率为2 mm/min，不同实验条件下的拉伸数据为该实验条件下3个拉伸试样数据的平均值。为了更加清楚地观察共晶Si的形貌，将准备好的金相样品放入40%的NaOH溶液中刻蚀5 min，利用Quanta-200环境扫描电子显微镜观察其Si相形貌和拉伸断口形貌。

2 结果与讨论

根据已有实验结果，选择3个特定冷却速率进行结果描述。图 3是不同冷却速率条件下不同Y含量的铸态ZL114A的共晶硅形貌(见图中箭头)。从图 3可以看出，在慢冷条件下，铸态ZL114A合金的共晶硅是板片状(图 3(a-1))，随着冷却速率的逐渐增大，共晶硅逐渐变窄变短(图 3(a-2)，(a-3))，这是由于冷却速率变大，在共晶硅凝固过程中，固液界面前沿的过冷度变大，共晶硅的形核核心增大，同时长大的共晶硅的数量变多，硅在合金液中的含量一样，即Si原子的数量固定，同时长大的共晶硅团簇增大，结果是Si相变窄变短。在慢冷条件下(V=0.16 ℃/s)，随着Y含量的增加，板片状的共晶硅(图 3(a-1))也变得更窄更短(图 3(b-1)，(c-1))。在快冷条件下(V=3.2 ℃/s)，随着Y含量的增加，共晶硅开始出现分枝，成为珊瑚状(图 3(b-3)，(c-3))。从图 3铸态共晶硅尺寸和形貌可以看出，Y元素对冷却速率十分敏感，并且在快冷条件下，对共晶硅的变质效果更好，也就是说在相同铸型条件下，Y元素更适合在生产薄壁铸件的时候使用。

图 4是不同冷却速率条件下不同Y含量的固溶淬火态ZL114A的共晶硅形貌(见图中箭头)。在固溶处理的过程中，共晶Si会发生熔断、球化的过程^[16-18]。从图 4可以看出，无论是哪种冷速，共晶硅都发生了熔断、球化的现象，但是其球化程度不同。在慢冷条件下(图 4(a-1))，板片状的共晶硅从不同的部位熔断，变为细小的板片状，从图 4(a-2)，(a-3)可以看出，随着冷却速率的增大，共晶Si变得更加细小，球化程度不断增加。在相同的冷却速率下，随着Y含量的增加，共晶Si变得更加细小，球化程度增加。Y含量相同时，冷却速率越大，共晶Si越细小，球化程度越高。对比图 3和图 4可知，如果铸态合金共晶Si越窄越短，那么固溶淬火态合金共晶Si球化程度就越高(见图 3(c-1)和图 4(c-1)，图 3(a-3)和图 4(a-3))，如果铸态合金共晶Si出现了珊瑚状，发生了分枝，那么固溶淬火态合金共晶Si的球化程度会更高且更加均匀(见图 3(c-3)和图 4(c-3))。在固溶处理过程中，窄的(图 3(c-1))有分枝的共晶Si(图 3(c-3))比宽的共晶Si(图 3(a-1))更容易熔断，熔断的位置越多，熔断之后的共晶Si就会越短，球化程度也就越高^[19-21]。

图 5是不同冷却速率条件下不同Y含量的ZL114A合金铸态室温拉伸性能。冷却速率相同，随着Y含量的增加，合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率都有一定程度的增加，但是抗拉强度和屈服强度增加的程度较小，伸长率增加的程度较大，说明Y元素主要影响ZL114A合金塑性，对其强度影响不大。慢冷V=0.73 ℃/s时，ZL114A合金的抗拉强度和伸长率比ZL114A+0.08Y合金的好。因为材料的宏观力学性能比如抗拉强度、屈服强度、伸长率等受冶金质量和微观组织等多种因素的影响，对比微观组织共晶Si(见图 3(a-2), (b-2))，差异不明显，因此推测，当冷却速率是0.73 ℃/s时，力学性能出现异常变化，是由含氢量、含氧量以及夹杂物含量等引起的。Y含量相同，随着冷却速率的增加，抗拉强度变化不大，屈服强度有一定程度的下降，伸长率明显增加。无论是在慢冷还是在快冷条件下，添加Y元素，能够增加铸态ZL114A合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率。

图 6是不同冷却速率条件下不同Y含量的ZL114A合金固溶淬火态室温拉伸性能。ZL114A合金中含有微量的Mg元素，在人工时效过程中会生成对基体有强化作用的析出相(β″和β′相)^[22-25]，对力学性能有很大的影响，为了单纯分析共晶Si尺寸和形貌对合金力学性能的影响，而排除析出相对力学性能的影响，本实验的样品在固溶淬火处理后不进行时效处理。另外，铸态合金中的共晶硅在固溶到500 ℃以上才会发生熔断、球化等变化过程，人工时效过程中所使用的温度不会超过200 ℃，对共晶硅的尺寸和形貌没有影响，因此本实验所使用的样品没有进行时效处理。冷却速率相同，随着Y含量的增加，合金抗拉强度小幅增加，屈服强度变化不大，伸长率增加明显，说明Y元素主要影响ZL114A合金塑性，对其强度影响不大。Y含量相同，随着冷却速率的增加，抗拉强度和屈服强度变化不大，伸长率明显增加。无论是在慢冷还是在快冷条件下，添加Y元素，对固溶淬火态ZL114A合金的抗拉强度和屈服强度影响不大，但能够显著提高ZL114A合金的伸长率，尤其是在快冷条件下。

ZL114A合金属于亚共晶Al-Si合金，脆硬的共晶Si相在Al基体中起强化作用，但是慢冷条件下原合金中的共晶Si相是板片状的(图 3(a-1))，棱角十分明显，在合金受力过程中，共晶Si的棱角处极易发生应力集中而导致合金断裂，合金伸长率很低(图 5)^[26-27]。在快冷条件下或者经过变质处理后，共晶Si变得窄且短甚至产生分枝(图 3(c-1)，(c-3))，在合金受力过程中，应力集中减弱，因此其伸长率提高，力学性能提高(图 5)。在经过固溶处理之后，共晶Si球化程度越高且越均匀的合金(图 4(c-1)，(c-3))，在合金受力过程中，共晶Si就越不容易造成应力集中而导致合金断裂，合金伸长率提高，力学性能提高(图 6)^[28-29]。因此，ZL114A合金的室温拉伸性能随着Y元素的加入而提高，尤其是在快冷的条件下。

图 7是图 3(a-1)和图 4(c-3)试样的拉伸断口形貌。图 7(a)中，裂纹处的共晶Si颗粒很少，由于裂纹源大都是在共晶Si与铝基体结合的界面处产生，共晶Si与铝基体脱离、掉落，因此裂纹处的共晶Si颗粒很少。图 7(b)中，裂纹附近的共晶Si颗粒较多，很多共晶Si上有裂纹(见图中黑色箭头)，说明裂纹源是由于共晶Si破裂产生，所以共晶Si没有从铝基体上脱离，裂纹处的共晶Si颗粒较多，另外，图 7(b)中仍然有部分裂纹源是在共晶Si与铝基体结合的界面处产生(如图中白色箭头所示)，说明合金断裂裂纹萌生方式由在共晶Si与铝基体结合的界面处产生变为由共晶Si破裂和在界面处产生二者结合。在慢冷条件下，在受力过程中，未变质的共晶Si棱角分明，在棱角处引起应力集中，从而割裂基体，导致试样断裂，而在快冷条件下，变质之后的共晶Si球化程度高，应力集中的程度小，因此共晶Si颗粒破裂，导致试样断裂。从图 7可知，Y元素的加入改变了ZL114A合金裂纹萌生的方式，尤其是在快冷条件下。从共晶Si和铝基体结合的地方萌生裂纹所消耗的能量要比共晶Si颗粒破裂萌生裂纹所消耗的能量小很多，所以快冷条件下被Y元素变质的合金的力学性能更好^[30-33]。

3 结论

(1) 无论是在慢冷还是在快冷条件下，Y都能变质共晶Si并提高铸态合金的力学性能，且在快冷条件下效果更加明显。

(2) 被Y元素变质的共晶Si在固溶处理时更容易发生熔断、球化，因此合金固溶淬火态的力学性能更好，伸长率大幅提高，尤其是在快冷条件下。

(3) 随着Y元素的加入，ZL114A合金裂纹萌生方式由在共晶Si与铝基体结合的界面处产生变为由共晶Si破裂和在界面处产生二者结合。