传统压铸获得AZ91D和AZ91D-1.11Nd两种合金试样，采用光学金相显微镜、扫描电子显微镜和X 射线衍射仪分析了压铸态微观组织和相组成，并测试了其拉伸力学性能、硬度、导热性能和流动性能。结果表明，在AZ91D合金中添加1.11%Nd后，压铸态晶粒有所细化，形成较多弥散分布的细小颗粒状Al2Nd和少量针状Al11Nd3，原有的半连续网状分布的β-Mg17Al12数量有所减少。压铸态AZ91D-1.11Nd合金呈现良好的综合性能，室温抗拉强度、伸长率和热导率分别为272 MPa、12.0%和69.5 W/（m·K），与AZ91D合金相比分别提高14%、100%和14%；同时呈现与AZ91D合金相当的优异铸造工艺性能，流动长度达到1 161 mm。镁合金具有低密度、高比刚度和比强度、良好的减震性能和电磁屏蔽性能、易加工、构件尺寸相对稳定、环保等优点，广泛应用于汽车、航天航空、通讯电子等领域。新能源汽车和5G通讯关键部件的轻量化对镁合金材料的性能和成形技术提出了更高的要求，而现有镁合金材料及其成形技术不能完全满足需求，因此有必要开展高强、高导热以及优异铸造工艺性能的新型压铸稀土镁合金的开发。AZ91D是最常用的商业压铸镁合金，由于良好的铸造性能和室温综合力学性能，常用来制作汽车方向盘、仪表盘、座椅、变速箱外壳等部件，但是其力学性能相对较差，限制了其更广泛的应用。稀土RE可以净化合金熔体，改善合金微观组织，提高合金室温及高温力学性能、耐腐蚀性能等，在AZ91D合金中添加适量的Ce、Nd、Pr、Y等稀土后，细化晶粒，析出Al-RE新相，减小β-Mg17Al12的尺寸，提高力学性能和耐蚀性能等。这些研究主要为稀土对AZ91D合金力学性能或耐蚀性能的影响，而包含导热性能和流动性能的综合性能研究则少有报道。为此，本研究在优化的工艺参数下传统压铸获得AZ91D和AZ91D-1.11Nd两种合金试样，分析压铸态微观组织，对比其压铸态拉伸力学性能、硬度、导热性能以及流动性能，为拓宽高强高导热压铸镁合金应用提供技术支撑。
1、试样制备方法本试验原材料采用AZ91D合金锭和Mg-30%Nd（质量分数，%）中间合金锭。首先在镁合金熔炼炉中加入AZ91D合金锭，并通入 CO 2 +0.2%SF6（体积分数，%）混合气体保护，升温至953 K。待AZ91D合金锭完全熔化后，加入Mg-30%Nd中间合金锭，完全熔化后升温至983 K，在1.5 h内搅拌两次，以保证成分均匀。然后添加精炼剂进行精炼，升温至1 013 K并静置20 min，随后降温至963 K，在冷室压铸机上进行压铸，压力32 MPa。对比合金AZ91D试样亦如上工艺参数压铸获得，压铸试样宏观图如图1a所示。
采用等离子体原子发射光谱仪（ICP）分析合金中Nd含量为1.11%。金相试样从压铸拉伸试样相同部位切取，腐蚀剂选用5%硝酸酒精，接着在Leica DMI 3000M型光学金相显微镜（OM）及JEOL HXA-8100型扫描电子显微镜（SEM）上进行显微组织和EDS分析；在采用铜靶的SmartLab型 X 射线衍射仪（XRD）上进行物相分析。采用DNS200 型万能材料试验机进行室温和高温（423 K）拉伸试验，进行高温拉伸试验前试样在该温度保温10 min，拉伸速度2 mm/min；采用 MH-5L型显微硬度仪进行显微维氏硬度（HV）测试，载荷9.8 N，加载时间20 s；采用DRPL-2C型热导率测试仪测试导热性能；测量流动试样长度来表征合金的流动性能。2、试验结果与讨论2.1 显微组织图2为AZ91D与AZ91D-1.11Nd合金压铸试样的X射线D合金压铸态XRD谱主要由α-Mg和β-Mg17Al12两种相峰组成，而AZ91D-1.11Nd压铸态XRD谱除出现上述α-Mg、β-Mg17Al12相的峰之外，还出现Al2Nd和Al11Nd3新相的峰，但没有出现Mg-Nd二元相或Mg-Al-Nd三元相的峰。
图2 压铸态AZ91D与AZ91D-1.11Nd合金的X射线Nd合金压铸试样的金相照片。可见，AZ91D合金的微观组织主要由白色的α-Mg基体和灰色、呈网状沿晶界分布的β-Mg17Al12组成，平均晶粒尺寸约38 μm。添加1.11%Nd后，晶粒有所细化，平均晶粒尺寸降至约23 μm。
图4为AZ91D和AZ91D-1.11Nd合金压铸试样的SEM照片。可见，AZ91D合金的微观组织主要由黑色α-Mg基体和灰色β-Mg17Al12组成，β-Mg17Al12呈网状沿晶界分布。AZ91D-1.11Nd合金的微观组织主要由黑色α-Mg基体、灰色β-Mg17Al12和大量亮色的粒状和少量针状相组成，β-Mg17Al12呈网状沿晶界分布，亮色细小颗粒状和针状相在晶界和晶粒内弥散分布，网状的β-Mg17Al12被打断且粒径减小。
图5通过EDS标记了两种合金不同相位置的点对第二相粒子分析，结果如表1所示。基体中没有检测到Nd，亮色相中检测到Nd存在，AZ91D-1.11Nd合金基体中固溶元素含量低于AZ91D。结合XRD分析结果及相关文献可知亮色颗粒状相主要为Al2Nd，针状相为Al11Nd3。Nd、Mg和Al的电负性分别为1.14、1.31和1.61，Nd与Mg、Al之间的电负性差值分别为0.17和0.47，因此Al和Nd之间的电负性差值更大，加入Nd后在熔体凝固过程中Al-Nd相会优先析出，抑制了低熔点β-Mg17Al12的析出，同时β-Mg17Al12的体积及粒径减小。
图6为压铸态AZ91D与AZ91D-1.11Nd合金的室温和高温拉伸工程应力-应变曲线，其拉伸力学性能结果列于表2中。可以看出，压铸态AZ91D合金室温抗拉强度238 MPa，屈服强度145 MPa，伸长率6%，而AZ91D-1.11Nd合金室温抗拉强度272 MPa，屈服强度149 MPa，伸长率12%，与AZ91D合金相比分别提升14%、3%和100%，室温拉伸性能优于AZ91D合金，但是423 K高温拉伸强度低于AZ91D。AZ91D-1.11Nd合金晶粒尺寸小于AZ91D合金，晶粒越小，对应体积的晶界越多，位错运动的障碍也越多，合金的强度就越高；而且Al 2 Nd和Al 11 Nd 3 在晶界和晶粒内弥散分布，能够阻止位错运动，提高合金强度。另外，3~30 μm范围晶粒尺寸的镁合金通常具有更好的塑性，所以AZ91D-1.11Nd合金室温和高温均有更好的塑性。
图6 压铸态AZ91D与AZ91D-1.11Nd合金的室温和高温拉伸工程应力-应变曲线Nd合金的力学性能、导热性和流动性
Su等人使用高压压铸法制备了Mg-4Al-4Nd-0.2Mn合金，该合金有针状Al11Nd3和颗粒状Al2Nd两种金属间相，室温和473 K时均表现出良好的强度，Al11Nd3完全分解为Al2Nd后合金室温强度下降。这是因为Al11Nd3和Al2Nd在晶粒和晶界形成的网状结构强化晶界，其中Al11Nd3为主要强化相；Al11Nd3完全分解为Al2Nd后，晶界附近的网状结构解体，合金室温强度下降。本试验所铸AZ91D-1.11Nd合金中有Al 2 Nd和少量针状Al11Nd3，Al2Nd和Al11Nd3没有在晶界处形成网状结构，而且很多Al2Nd分布在晶粒内部，423 K时不能有效阻止晶界开裂；但是AZ91D合金中仍有大量网状β-Mg17Al12存在，423 K时能够阻止晶界开裂，所以AZ91D-1.11Nd合金423 K拉伸强度低于AZ91D合金。
图7a、c为压铸态AZ91D和AZ91D-1.11Nd合金室温拉伸断口形貌。可见，AZ91D合金拉伸断口分布着微孔聚集型等轴韧窝，局部可见撕裂棱和河流状花样，为准解理断裂、塑韧混合断裂，AZ91D-1.11Nd合金韧窝数量有所增加，且相对较深，与更好塑性结果相一致。图7b、d为压铸AZ91D和AZ91D-1.11Nd合金高温拉伸断口形貌，两个拉伸断口分布着大量等轴韧窝，为微孔聚集型断裂、塑性断裂，AZ91D合金韧窝更多，更加均匀分布，表现出较好的塑性，与拉伸试验结果一致。
图7 压铸态AZ91D和AZ91D-1.11Nd合金室温和高温拉伸断口形貌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内弥散分布的Al2Nd和Al11Nd3，使β-Mg17Al12体积减小且细化，另外添加Nd也使晶粒细化，提高了合金的硬度。如图1b所示，AZ91D合金流动长度1 196 mm，而添加1.11Nd后合金流动长度略有所减小，但仍保持良好的铸造工艺性能，流动长度仍可达到1 161 mm。液态合金的粘度是影响合金流动性的主要因素，而合金中的固态夹杂物的增加会使粘度增加，使合金流动性下降，稀土元素在镁合金熔体中与MgO等发生反应去除夹杂。
