于小健，吉衛(wèi)喜，錢陳豪，劉書明，沈 堅(jiān)

(1.江南大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，江蘇 無錫 214122；2. 江蘇省食品先進(jìn)制造裝備技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，江蘇 無錫 214122)

Al-7Si合金因具有質(zhì)量輕、比強(qiáng)度高和耐磨性能好等優(yōu)點(diǎn)，在汽車和航空航天等領(lǐng)域備受青睞，常用于制造汽車輪轂、飛機(jī)液壓管和直升機(jī)起落架等結(jié)構(gòu)部件[1-3]。常規(guī)鑄造Al-7Si合金組織由初生α-Al相和共晶硅組成，其中共晶硅以粗大的針片狀或者板條狀析出，割裂鋁基體的連續(xù)性，且在共晶硅的尖端和棱角處易產(chǎn)生應(yīng)力集中，降低合金力學(xué)性能。實(shí)踐證明添加變質(zhì)劑可細(xì)化Al-7Si合金顯微組織并改善其力學(xué)性能。迄今為止，Al-7Si合金的變質(zhì)劑種類繁多，生產(chǎn)中最常用的變質(zhì)劑有鈉鹽和金屬鍶[4]。鈉鹽變質(zhì)有效時(shí)間短，微量時(shí)即可將針狀共晶Si轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆虻睦w維狀[5]，但加入后易引起鋁液沸騰和飛濺、腐蝕坩堝和熔煉工具等問題，且重熔后變質(zhì)效果完全消失；而鍶變質(zhì)具有長效性且無毒，變質(zhì)后可維持6～8 h，效果遠(yuǎn)遠(yuǎn)優(yōu)于其他變質(zhì)劑，但單獨(dú)添加Sr會(huì)使合金熔體吸氫傾向加劇，造成鑄件疏松率上升和致密性下降等缺陷[6]，最終影響鑄件的力學(xué)性能和疲勞壽命。

隨著現(xiàn)代制造業(yè)水平的蓬勃發(fā)展，對產(chǎn)品以及零部件材料散熱性能的要求也日趨嚴(yán)格和苛刻。高導(dǎo)高散熱材料可直接提高零部件的壽命、產(chǎn)品競爭力以及用戶體驗(yàn)感。稀土被譽(yù)為冶金工業(yè)的“維生素”，有“工業(yè)黃金”之稱，近年來研究表明稀土以中間合金的形式加入到鋁、鈦等金屬中，可形成新型稀土合金，其性能和質(zhì)量會(huì)大幅度提高[3,7-9]。前期的研究工作中，發(fā)現(xiàn)稀土Y確實(shí)能細(xì)化變質(zhì)Al-7Si合金，提高鑄件力學(xué)性能，且具有良好的除氫效果[10-12]。然而，稀土Y價(jià)格昂貴，單獨(dú)作為變質(zhì)劑使用會(huì)大幅增加鑄件的生產(chǎn)成本，這嚴(yán)重制約了它的大規(guī)模工業(yè)化應(yīng)用。為了克服Sr變質(zhì)易吸氫的缺陷和單獨(dú)添加稀土元素帶來成本上升的不利影響，Sr-Y復(fù)合變質(zhì)被提出并研究，研究表明，復(fù)合變質(zhì)劑確能提升變質(zhì)效果，不僅能改善合金的微觀組織形貌，而且提高合金的力學(xué)性能[4,22-23]。但Sr-Y復(fù)合變質(zhì)對Al-7Si合金性能影響的研究還鮮有報(bào)道。本文基于此背景展開研究，通過改變Sr、Y添加量，研究Sr-Y復(fù)合變質(zhì)對Al-7Si合金組織、性能和導(dǎo)電率的影響，并對其作用機(jī)制進(jìn)行了分析和探討，為鋁合金新材料的發(fā)展提供了一種新的思路。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)合金由江蘇凱特汽車部件有限公司提供，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為：7.20 Si、0.36 Mg、0.14 Ti、Al 余量。合金熔煉在5 kW石墨坩堝電阻爐內(nèi)進(jìn)行，待鑄錠完全熔化后先采用C2Cl6對鋁熔體進(jìn)行精煉除渣，精煉溫度為760～780 ℃。撇渣后再加入Al-10%Sr和Al-10%Y中間合金，制備名義成分分別為0.1%Sr+0.0%Y、0.05Sr+0.05%Y、0.05Sr+0.1%Y、0.05Sr+0.15%Y、0.05%Sr+0.2%Y和0.05%Sr+0.3%Y(制成后測得其實(shí)際成分分別為0.094%Sr+0.0%Y、0.048%Sr+0.045%Y、0.046%Sr+0.093%Y、0.047S%Sr+0.144%Y、0.048%Sr+0.194%Y和0.045%Sr+0.292%Y)的6種稀土鋁合金。靜置30 min后用ELH-IU型測氫儀測得不同合金熔體的含氫量，再將鋁熔體降溫至700～720 ℃，然后使用預(yù)熱200 ℃的金屬模具澆注成形，空冷至室溫。

將坯錠截取成樣塊進(jìn)行T6熱處理，熱處理工藝為：固溶 535 ℃×4.5 h+60 ℃水淬+時(shí)效180 ℃×8 h。將熱處理后的樣塊按照GB/T228-2002標(biāo)準(zhǔn)線切割成板狀拉伸試樣，在WDW電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行實(shí)驗(yàn)，拉伸速率為5 mm/min，每種成分進(jìn)行3次拉伸測試，實(shí)驗(yàn)結(jié)果取其平均值，同時(shí)通過JSM-6360LA掃描電鏡觀察其拉伸斷口形貌。電導(dǎo)率試樣和金相試樣取自拉伸試樣的夾持端部分。電導(dǎo)率檢測設(shè)備為D60K數(shù)字金屬導(dǎo)電儀，測試頻率為60 kHz，常溫下對試樣不同取向和位置進(jìn)行測量，結(jié)果取其平均值。金相試樣經(jīng)研磨和拋光后采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%的HF酸進(jìn)行腐蝕，腐蝕30 s后用去離子水沖洗和烘干，利用Nikon-MR5000金相顯微鏡觀察其組織形貌。XRD分析實(shí)驗(yàn)在X/Pert型射線衍射儀上進(jìn)行，工作電壓為40 kV，工作電流為100 mA。

2 結(jié)果與分析

2.1 復(fù)合變質(zhì)對熔體含氫量的影響

表1為添加不同含量Sr-Y復(fù)合變質(zhì)劑情況下Al-7Si合金熔體的含氫量(未變質(zhì)時(shí)熔體氫含量0.2 mL/(100g Al))。從表中明顯看出，單獨(dú)Sr變質(zhì)處理的Al-7Si合金熔體中含氫量最高，為0.29 mL/(100g Al)。當(dāng)采用Sr-Y復(fù)合變質(zhì)劑后，能有效降低熔體中的含氫量，且熔體含氫量隨復(fù)合變質(zhì)劑含量的增加呈現(xiàn)線性下降的趨勢。當(dāng)變質(zhì)劑含量為0.05%Sr+0.15%Y時(shí)，熔體含氫量僅為0.12 mL/(100 g Al)，但當(dāng)含量超過此范圍時(shí)，熔體含氫量下降幅度逐漸減小，最終趨于平緩。

表1 Sr-Y復(fù)合變質(zhì)對Al-7Si熔體含氫量的影響

單獨(dú)Sr變質(zhì)處理Al-7Si合金后，Sr改變了合金熔體表面氧化膜的性質(zhì)，使氧化物變得疏松和開裂，因此加大了水汽和氫浸入鋁熔體的幾率，從而導(dǎo)致熔體含氫量增加。而當(dāng)加入復(fù)合變質(zhì)劑后，一方面由于稀土Y表面活性較強(qiáng)，能在鋁熔體表面發(fā)生反應(yīng)生成致密的氧化膜，阻礙了氫和水汽向鋁液中的擴(kuò)散，同時(shí)可降低鋁熔體的表面張力，從而增大其流動(dòng)性，這有利于熔體中的氫逸出到液體表面；另一方面稀土Y與氫有較高的親和能力，能與熔體內(nèi)游離態(tài)的[H]發(fā)生反應(yīng)，生成化學(xué)性質(zhì)穩(wěn)定的YH2和YH3，起到凈化和固氫作用，這是熔體中氫含量下降的主要原因。

2.2 復(fù)合變質(zhì)對合金α-Al相的影響

圖1為0.05%Sr +0.15%Y復(fù)合變質(zhì)Al-7Si合金的XRD譜圖。從圖中衍射峰可看出，Sr-Y復(fù)合變質(zhì)后合金相主要有初生α-Al、共晶Si以及Al3Sr、 Al3Y相組成。 圖2為不同變質(zhì)劑含量下的合金α-Al晶粒細(xì)化效果圖。圖2(a)為單獨(dú)Sr變質(zhì)處理的Al-7Si合金組織，從圖中可以看出，α-Al相得到一定細(xì)化，少量的二次枝晶熔斷成條狀或不規(guī)則的細(xì)小枝晶，但晶粒尺寸大小不一，且共晶團(tuán)明顯出現(xiàn)偏析現(xiàn)象。圖2(b)～圖2(e)為Sr-Y復(fù)合變質(zhì)組織圖，從圖中可以看出，單位體積內(nèi)的晶粒和枝晶數(shù)目，隨著Sr-Y含量提高而逐漸增多，說明Sr-Y復(fù)合變質(zhì)確實(shí)能促進(jìn)柱狀枝晶形成和細(xì)化基體晶粒的效果。當(dāng)加入0.05%Sr+0.05%Y的復(fù)合變質(zhì)劑后(圖2(b)所示)，由于變質(zhì)劑含量極少，α-Al形貌多呈橢球形和卵狀，尺寸較粗大，細(xì)化效果極不理想，且共晶團(tuán)有少許團(tuán)聚現(xiàn)象，圖中白色卵狀區(qū)域是α-Al樹枝晶的不同截面。當(dāng)復(fù)合變質(zhì)劑含量增至為0.05%Sr+0.1%Y時(shí)(圖2(c)所示)，組織逐漸得到改善，大部分晶粒為條狀或橢圓狀，晶粒均勻且圓整度較好。當(dāng)加入0.05%Sr+0.15%Y復(fù)合變質(zhì)后(圖2(d)所示)，α-Al相形狀規(guī)則、分布均勻且晶界清晰，尺寸變得更加均勻細(xì)小，緊密排列在一起，主要為細(xì)小致密的等軸晶或橢圓晶，細(xì)化效果良好。繼續(xù)添加Sr-Y含量至0.05%Sr+0.2%Y(圖2(e))和0.05%Sr+0.3%Y(圖2(f))，α-Al相形貌并未進(jìn)一步改善，反而略有粗化和柱狀化的趨勢，體現(xiàn)在晶粒圓形度減弱、長寬縱橫比提高，同時(shí)α-Al形貌多為薔薇狀樹枝晶,且一次晶柱較為粗大。

圖1 Sr-Y復(fù)合變質(zhì)Al-7Si合金的XRD譜圖

圖2 不同變質(zhì)劑含量下的Al-7Si合金組織形貌

α-Al晶粒細(xì)化原因如下：Sr是表面活性元素，加入熔體中后降低了合金熔體固液界面處的表面張力，使α-Al晶粒結(jié)晶時(shí)所需的臨界晶核半徑和臨界形核功都減小[13]，從而促進(jìn)α-Al形核導(dǎo)致合金組織細(xì)化，且Sr加入到熔體中后，導(dǎo)致共晶反應(yīng)的溫度下降，不僅擴(kuò)大了合金凝固溫度區(qū)間，而且使共晶點(diǎn)位置向更高的Si側(cè)處右移[14]，根據(jù)杠桿定理，α-Al晶粒析出數(shù)量增加。而復(fù)合變質(zhì)劑加入鋁熔體后，由于Y化學(xué)性質(zhì)活潑，少部分在鋁熔體中與Al發(fā)生共晶反應(yīng)形成Al3Y相，根據(jù)Bramifit二維點(diǎn)陣錯(cuò)配度理論計(jì)算得出Al3Y相滿足α-Al異質(zhì)形核核心的二維錯(cuò)配度要求[15-16]，故可作為α-Al異質(zhì)形核的質(zhì)點(diǎn)，提高合金凝固時(shí)α-Al的形核率，細(xì)化晶粒組織；而且由于Sr、Y原子半徑較大，Sr和大部分游離態(tài)的Y更易聚集在固液界面前沿的液相中，影響溶質(zhì)再分配，導(dǎo)致固液界面形成成分過冷，使界面前沿的液相產(chǎn)生濃度梯度，α-Al晶粒長大需突破前方過冷度和濃度梯度較大區(qū)域[17]，同時(shí)Sr、Y的偏聚對晶界也起到釘扎作用而使α-Al晶粒不能繼續(xù)長大，故添加復(fù)合變質(zhì)劑后合金的α-Al晶粒表現(xiàn)為等軸晶和柱狀晶形態(tài)，細(xì)化效果顯著。

2.3 復(fù)合變質(zhì)對共晶Si的影響

圖3給出了不同變質(zhì)劑含量下，Al-7Si合金中共晶Si的組織形貌圖。單獨(dú)添加0.1%Sr變質(zhì)的Al-7Si合金(圖3(a)所示)，已顯現(xiàn)明顯的變質(zhì)效果，共晶Si大部分呈纖維狀，但仍存在少量細(xì)片狀和棒狀，且分布相對集中。當(dāng)添加0.05%Sr+0.05%Y時(shí)(圖3(b)所示)，共晶Si有明顯的小平面生長特征，形貌主要呈粗大的長片狀或塊狀，邊緣帶有鋒利的尖角，且Si顆粒排布方向雜亂，相互之間無明顯的關(guān)聯(lián)，其長徑比約為8∶1，屬于欠變質(zhì)狀態(tài)。隨著復(fù)合變質(zhì)劑含量的增加，變質(zhì)效果逐漸增強(qiáng)。當(dāng)添加0.05%Sr+0.1%Y時(shí)(圖3(c)所示)，共晶Si形貌及分布發(fā)生變化，Si相由長片狀逐漸變成小尺寸的短桿狀、纖維狀顆粒，其尺寸明顯減小，長徑比約為4∶1，與單獨(dú)Sr變質(zhì)效果相當(dāng)。當(dāng)添加0.05%Sr+0.15%Y復(fù)合變質(zhì)劑時(shí)(圖3(d))，共晶Si形貌進(jìn)一步改善，大部分Si顆粒呈橢球狀，而纖維狀和短桿狀明顯減少，此時(shí)Si顆粒形貌最佳且分布相對均勻，其長徑比為1.2∶1，已經(jīng)達(dá)到完全變質(zhì)效果。繼續(xù)添加至0.05%Sr+0.2%Y(圖3(e))和0.05%Sr+0.3%Y(圖3(f))時(shí)，共晶Si形貌并未進(jìn)一步細(xì)化，反而略有惡化，部分Si顆粒出現(xiàn)粗化的趨勢，出現(xiàn)了少量棒狀和纖維狀，屬于過變質(zhì)現(xiàn)象。

圖3 不同變質(zhì)劑含量下的共晶Si組織形貌

Sr-Y復(fù)合變質(zhì)機(jī)理分析如下：由于Sr原子和Si原子具有較強(qiáng)的親和能力，則Sr在共晶Si生長過程中，吸附在共晶Si生長界面上，作為外來質(zhì)點(diǎn)使得Si原子不能在表面吸附和沉積，封閉和“毒化”了共晶Si的固有生長臺(tái)階，降低了共晶Si以臺(tái)階生長機(jī)制長成片狀的速度[18]；同時(shí)嵌入Si晶體孿晶凹槽中，誘導(dǎo)Si相產(chǎn)生高密度孿晶和堆垛層錯(cuò)來改變共晶Si的生長方向，促使粗大的共晶Si產(chǎn)生分枝，進(jìn)而斷裂變成更小的短棒狀或纖維狀。而Y對共晶Si相形核和生長的作用有所不同，Y不是吸附類變質(zhì)元素，在Si的生長界面上并不主動(dòng)吸附而是被排斥[19]，本質(zhì)上是屬于一種晶粒生長阻止劑，主要偏聚在固液界面的前沿，不僅改變了共晶Si{111}面原子的堆垛次序，提高了共晶Si在慢生長面{111}上臺(tái)階形核的要求，同時(shí)抑制Si晶體沿著{111}面擇優(yōu)取向和鋪開長大[20-21]，阻礙了共晶Si的自由生長，使共晶Si片厚度的增加受到限制，最終導(dǎo)致共晶Si尺寸和形態(tài)的改變，從而達(dá)到變質(zhì)效果。

當(dāng)Sr和Y元素同時(shí)存在時(shí)，表面活性更高的Y提高了鋁液對Sr原子的潤濕性，使得熔體中Sr原子擴(kuò)散速度加快并與Si晶胚形成絡(luò)合物，絡(luò)合物可作為共晶Si的形核基底使晶核數(shù)量增加，有利于共晶Si的細(xì)化，使共晶Si相轉(zhuǎn)變?yōu)槎汤w維狀；而Y被Sr帶動(dòng)偏聚在固液界面前沿，偏聚的Y又提高了Si相形核長大需要克服的難度，即引起固液前沿更大的界面梯度和成分過冷，導(dǎo)致Si原子擴(kuò)散變得困難，從而降低Si相的生長速率，且共晶Si生長方式由各向異性轉(zhuǎn)變?yōu)楦飨蛲裕率构簿i趨向于均質(zhì)形核和顆?；琒i顆粒最終呈現(xiàn)出細(xì)小且分布均勻的形貌，故可認(rèn)為Sr和Y具有協(xié)同變質(zhì)共晶Si的作用。

2.4 Sr-Y含量對合金力學(xué)性能和電導(dǎo)率的影響

圖4為不同變質(zhì)劑含量對合金抗拉強(qiáng)度和延伸率的影響對比圖。從圖中可以看出，單獨(dú)添加0.1%Sr時(shí)，合金抗拉強(qiáng)度和延伸率分別達(dá)到269 MPa和8.4%(添加0.5%Y變質(zhì)時(shí)，合金抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為278 MPa和8.9%)。當(dāng)采用Sr-Y復(fù)合變質(zhì)劑變質(zhì)時(shí)，合金抗拉強(qiáng)度和延伸率隨著Sr-Y含量的增加顯現(xiàn)先升高后降低的趨勢。結(jié)合顯微組織變化分析可知，添加適量Sr-Y復(fù)合變質(zhì)劑時(shí)，能夠細(xì)化α-Al枝晶和共晶Si組織，使晶粒平均尺寸都減小，則合金單位面積內(nèi)晶粒、晶界和位錯(cuò)數(shù)量增多，應(yīng)力集中現(xiàn)象得到緩和，強(qiáng)度和延伸率得到大大提升。當(dāng)Sr-Y含量為0.05%Sr+0.15%Y時(shí)，組織中α-Al枝晶和共晶Si顆粒形態(tài)和數(shù)量俱佳，合金處于完全變質(zhì)狀態(tài)，此時(shí)抗拉強(qiáng)度和延伸率分別達(dá)到最大值296 MPa和10.2%，比單獨(dú)Sr變質(zhì)的抗拉強(qiáng)度和延伸率提高10%和21%。隨著Sr-Y含量進(jìn)一步增多，α-Al形態(tài)變?yōu)橹鶢罹?，Si顆粒有所粗化，故合金抗拉強(qiáng)度和延伸率開始下降。

圖4 不同變質(zhì)劑含量的合金力學(xué)性能

合金力學(xué)性能改善可歸功于復(fù)合變質(zhì)劑對合金的細(xì)晶強(qiáng)化作用。當(dāng)Sr-Y復(fù)合變質(zhì)劑加入合金后，有利于α-Al枝晶縮頸、熔斷、游離和增殖，α-Al晶粒得到細(xì)化，枝晶數(shù)量增加，則單位面積內(nèi)晶界面積增加。根據(jù)Hall--Petch公式，晶界是位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙，晶粒越細(xì)，晶界越多越曲折，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力就越大，則合金的強(qiáng)度和塑性就越高。復(fù)合變質(zhì)后的Si顆粒形貌由粗大的纖維狀和針片狀向顆粒轉(zhuǎn)變，可起到釘扎位錯(cuò)、阻礙晶界遷移的作用，受力時(shí)降低了對合金基體的割裂，也減少了由于應(yīng)力集中產(chǎn)生斷裂的機(jī)會(huì)，在斷裂之前可承受較大的變形量，因此合金強(qiáng)度提高。同時(shí)復(fù)合變質(zhì)時(shí)，Y能減少Al2O3等非金屬夾雜物含量，降低其對力學(xué)性能的有害作用；Y還具有除氣降氫作用，能降低合金疏松率和氣孔率，提高合金的致密度，從而提高合金的強(qiáng)度和延伸率。

一般情況下合金的導(dǎo)熱性、散熱性與導(dǎo)電性正相關(guān)，故測量導(dǎo)電率也能側(cè)面反映合金的導(dǎo)熱和散熱性能[22]。Al-Si合金中Al為導(dǎo)體、Si為半導(dǎo)體，電子傳輸過程中電子流會(huì)選擇性通過或完全避開Si顆粒繞行，因此合金的電導(dǎo)率主要取決于共晶Si的形貌和尺寸等結(jié)構(gòu)特征。同時(shí)合金的晶體結(jié)構(gòu)越完整，組織缺陷越少，合金導(dǎo)電性也越好。

圖5為不同Sr-Y含量下合金的導(dǎo)電率。可以看出，導(dǎo)電率與合金力學(xué)性能變化規(guī)律一致，都是隨著Sr-Y含量增加呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢。添加少量復(fù)合變質(zhì)劑時(shí)，合金α-Al枝晶相對發(fā)達(dá)，共晶Si呈片狀和纖維狀，對電子傳輸阻礙作用較大，電子流散射作用明顯，且共晶Si相互連接在一起，類似于電阻“串聯(lián)”，使得電子傳輸通道減少，電子流通過明顯減小，故合金導(dǎo)電率較低。隨著Sr-Y復(fù)合變質(zhì)劑含量增加，共晶Si形貌棒狀化和球化，顆粒間相互“并聯(lián)”，球化后的共晶Si對電子流散射作用減小，從而降低電子通過晶界的阻力，故合金導(dǎo)電率升高。當(dāng)復(fù)合變質(zhì)劑含量為0.05%Sr+0.15%Y時(shí)，共晶Si處于完全變質(zhì)狀態(tài)，粒化程度較高，顆粒之間間隙增大且相對分散，電子流可暢通無阻，故電導(dǎo)率達(dá)到最高值41.7% IACS，同時(shí)復(fù)合變質(zhì)能夠減少合金的氣孔和夾渣缺陷，亦有益于合金導(dǎo)電率的提升。但Sr-Y復(fù)合變質(zhì)劑過量時(shí)會(huì)優(yōu)先聚集于晶界，與鋁基體形成有害的富稀土金屬間化合物，增加了電子流通過的難度，導(dǎo)致合金導(dǎo)電能力減弱，鑄件的散熱性能降低。故Sr-Y復(fù)合變質(zhì)Al-7Si合金最佳添加量為0.05%Sr+0.15%Y，與添加單獨(dú)Sr、Y相比，不僅減少了Sr和稀土Y的使用量，節(jié)約了企業(yè)生產(chǎn)成本，而且能夠降低合金熔體含氫量，同時(shí)獲得了力學(xué)性能更高的合金鑄件。

圖5 不同變質(zhì)劑含量下的合金導(dǎo)電率

2.5 合金拉伸斷口形貌

圖6為單獨(dú)Sr變質(zhì)和Sr-Y復(fù)合變質(zhì)的合金拉伸斷口形貌。從圖6(a)可以看出，單獨(dú)Sr變質(zhì)的拉伸斷口存在少數(shù)卵型韌窩，呈不規(guī)則形狀，韌窩很淺且直徑較大，斷口上存在較多撕裂棱和起伏臺(tái)階，微觀上屬于解理斷裂。同時(shí)Sr的吸氫效應(yīng)使得合金熔體的枝晶間填充能力降低，導(dǎo)致斷口表面可明顯觀察到鑄造疏松、微觀孔洞等缺陷，且放大后的斷口形貌(圖6(b))還可以觀察到微裂紋，微裂紋存在于Si相內(nèi)部或Si相與基體界面處。在外加載荷的作用下，微裂紋加速Si顆粒與α-Al基體脫離，且微裂紋數(shù)量越多越容易擴(kuò)展和聚合，最終導(dǎo)致晶界脆化使材料斷裂，降低合金的強(qiáng)度和塑性。

Sr-Y復(fù)合變質(zhì)處理后(圖6(c))的斷口表面平整無起伏，斷裂帶上呈現(xiàn)大量細(xì)小密集的韌窩，其形狀規(guī)則、分布均勻，是典型的韌性斷裂。加入復(fù)合變質(zhì)劑后，由于固液兩相區(qū)變窄、粘度降低，使得熔體流動(dòng)性提高，合金的補(bǔ)縮能力增強(qiáng)[23]，降低了氣孔、疏松出現(xiàn)的概率。同時(shí)由于共晶Si尺寸的細(xì)化和邊角的鈍化，提高了微裂紋萌生和擴(kuò)展的阻力，故放大后的斷口形貌(圖6(d))未發(fā)現(xiàn)微裂紋，但可觀察到Si顆粒在拉伸過程中拔出留下的韌窩坑，韌窩坑包裹Si顆粒牢固鑲嵌在基體上，可阻止Si顆粒脫離基體，使Si顆粒與基體界面結(jié)合度增加，從而有利于載荷的傳遞，表現(xiàn)為合金強(qiáng)度和延伸率的提升。

圖6 不同變質(zhì)劑下的Al-7Si合金斷口形貌

3 結(jié) 論

1)采用復(fù)合Sr-Y復(fù)合變質(zhì)劑后，Al-7Si合金熔體中的含氫量明顯降低，且隨著Sr-Y含量的增加，熔體含氫量呈線性下降趨勢，但當(dāng)含量超過一定范圍時(shí)，熔體含氫量下降幅度逐漸減小，最終趨于平緩。

2)Sr-Y復(fù)合變質(zhì)對Al-7Si合金α-Al相具有良好的細(xì)化和球化效果。當(dāng)復(fù)合變質(zhì)含量為0.05%Sr+0.15%Y時(shí)，α-Al枝晶高度細(xì)化為致密的等軸晶或橢圓晶，其形態(tài)分布均勻、形狀規(guī)則且晶界清晰，晶粒尺寸更加細(xì)小。

3)Sr-Y復(fù)合變質(zhì)Al-7Si合金共晶Si時(shí)，二者可起到協(xié)同變質(zhì)共晶Si的作用。相比單獨(dú)使用Sr時(shí)，當(dāng)復(fù)合變質(zhì)劑含量為0.05%Sr+0.15%Y時(shí)，共晶Si相高度球化，形貌從板片狀和纖維狀轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀，其形態(tài)圓潤而細(xì)小，圓形度最優(yōu)且分布更加均勻，達(dá)到完全變質(zhì)效果。

4)添加適量的Sr-Y復(fù)合變質(zhì)劑可提高Al-7Si合金的力學(xué)性能和導(dǎo)電率，當(dāng)含量為0.05%Sr+0.15%Y時(shí)，T6熱處理后的合金抗拉強(qiáng)度、延伸率和導(dǎo)電率達(dá)到了296 MPa、10.2%和41.7% IACS，比單獨(dú)Sr變質(zhì)分別提高了10%、21%和7%。拉伸斷口表面平整無起伏，斷裂帶上呈現(xiàn)大量細(xì)小密集的韌窩，其形狀規(guī)則、分布均勻，屬于典型的韌性斷裂。