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。

图1 压铸试样及两种合金的压铸流动试样对比

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射线衍射图谱。可见，AZ91D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射线衍射图谱

图3为AZ91D与AZ91D-1.11Nd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3 压铸态AZ91D与AZ91D-1.11Nd合金的金相照片

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4 压铸态AZ91D与AZ91D-1.11Nd合金的扫描电镜照片

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Al11 Nd3。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5 压铸态AZ91D与AZ91D-1.11Nd合金的能谱取点位置

表1 压铸态AZ91D与AZ91D-1.11Nd合金的能谱扫描分析结果

2.2 压铸态性能

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

表2 压铸态AZ91D与AZ91D-1.11Nd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物，使熔体粘度下降，流动性提高。然而随着稀土元素的增加，本试验合金形成了Al2Nd和Al11 Nd3，这些相的结晶温度高于共晶温度，合金初生晶数量增加，形成骨架，使镁合金的流动性下降 。

AZ91D合金的热导率为61.1 W/（m·K），而AZ91D-1.11Nd合金的导热系数为69.5 W/（m·K），较AZ91D合金提高14%。AZ91D合金中Al、Zn和Mn等原子固溶在基体中，会引起晶格畸变，扰乱晶格的周期性，使电子-声子、声子-声子的碰撞几率增大，强烈地阻碍了电子和声子的自由运动，从而使电子和声子的平均自由程减小。如表1中EDS扫描分析结果所示，AZ91D-1.11Nd合金由于Al2Nd和Al11Nd3等析出相消耗了基体中的溶质元素，释放了晶格畸变，降低了溶质对电子和声子传输的散射作用，因此AZ91D-1.11Nd合金具有更好的导热性能。

3、结论

（1）压铸态AZ91D合金组织主要由α-Mg基体和半连续网状分布的β-Mg17Al12组成。添加1.11%Nd后，半连续网状Mg17Al12被打断且粒径减小，同时在晶界和晶粒内出现较多弥散分布的细小颗粒状Al 2 Nd和少量针状Al11Nd3 ，并且晶粒有所细化。

（2）压铸态AZ91D合金室温抗拉强度、屈服强度、伸长率和硬度分别为238 MPa、145MPa、6.0%和HV57.8，而AZ91D-1.11Nd合金室温抗拉强度、屈服强度、伸长率和硬度分别为272 MPa、149 MPa、12.0%和HV59.5，分别提高14%、3%、100%和3%。

（3）压铸态AZ91D合金热导率61.1 W/（m·K），而AZ91D 1.11Nd合金热导率提高至69.5 W/（m·K）。

（4）压铸态AZ91D合金流动长度1 196 mm，而AZ91D-1.11Nd合金流动长度略有所减小，但仍达到1 161 mm，呈现良好的铸造工艺性能。

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