陳偉，劉楚明，蘇再軍，舒心

(中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長沙，410083)

鎂合金是目前工業(yè)上可應(yīng)用的最輕金屬結(jié)構(gòu)材料，具有質(zhì)量小、比強(qiáng)度和比剛度高、導(dǎo)熱減振性良好及易切削加工等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航天和航空工業(yè)等領(lǐng)域[1-3]。目前，鎂合金的強(qiáng)度及塑性較低是制約鎂合金發(fā)展及應(yīng)用的主要瓶頸之一，而添加稀土元素能有效地強(qiáng)化和凈化合金，改善鑄造性能，提高合金高溫強(qiáng)度及塑性[4-5]。Mg-Zn-Zr系合金是常用的變形鎂合金，典型代表為含鋅量較高的ZK60鎂合金，但由于鋅含量高，耐熱性差，熱裂傾向大，目前，國內(nèi)外對(duì)于 Mg-Zn-Zr系合金的研究大多都集中在含鋅量較高的合金上[6-7]，而對(duì)低鋅含量的Mg-Zn-Zr合金的研究較少。對(duì)于鑄造鎂合金，當(dāng)Zn含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)小于6%時(shí)，隨著Zn含量的增大，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度增加，而伸長率下降[8]。YU等[9]研究 Nd對(duì)Mg-Zn-Zr系鎂合金室溫強(qiáng)度與塑性的影響時(shí)指出，添加稀土元素Nd能夠使合金塑性得到較大幅度提高，同時(shí)強(qiáng)度也得到提高。20世紀(jì)80年代我國在低鋅含量的Mg-Zn-Zr系統(tǒng)中通過添加稀土元素Nd，開發(fā)出稀土鎂合金ZM6，因其具有良好的室溫強(qiáng)度和高溫性能而被廣泛應(yīng)用于航天航空領(lǐng)域[10]，但稀土元素 Nd在鎂合金中的極限固溶度約為3.6%，在ZM6合金中Nd含量超過3.0%后合金強(qiáng)度不增反降，且塑性急劇下降[11]。隨著時(shí)代發(fā)展的需要，傳統(tǒng)的 ZM6合金已不能滿足需要，發(fā)展性能更好和成本更低的鎂合金成為現(xiàn)今鎂合金的發(fā)展趨勢(shì)。稀土元素Y是在鎂中固溶度最大的元素之一，其極限固溶度約為12.5%[12]，其高固溶度使得合金易形成過飽和固溶體，起到很好的固溶強(qiáng)化作用。Peng等[13]在研究Mg-8Gd-0.6Zr-xNdyY(x+y=3%)合金時(shí)發(fā)現(xiàn)：增加Y含量能顯著提高合金的塑性。目前國內(nèi)外對(duì)Gd和Y在Mg-Zr系統(tǒng)中的研究很多[14-15]，而對(duì)添加較高含量 Y對(duì)低鋅含量的Mg-Nd-Zn-Zr合金組織及性能的影響研究較少。為此，本研究選用Mg-2Nd-0.2Zn-0.4Zr合金為基體合金，探討較高含量的Y對(duì)該合金鑄態(tài)組織及性能的影響，嘗試開發(fā)具有更優(yōu)良性能的新型鎂合金，以便為以后的工作提供實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所用材料為純鎂(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.96%)、純鋅(99.92%)、鎂鋯中間合金(30%Zr)和鎂釔中間合金(31.72%Y)，設(shè)計(jì)合金成分見表1。合金熔煉在電阻坩堝爐中進(jìn)行，熔煉時(shí)采用 RJ-2覆蓋劑，熔煉溫度為770 ℃，待合金完全熔化后，靜置15 min，在720 ℃澆入預(yù)熱至200 ℃的鐵模中，澆注成的合金鑄錠的直徑×高度為60 mm×130 mm。試樣用苦味酸+乙酸+乙醇+水溶液浸蝕，采用POLYVAR MET型金相顯微鏡觀察合金鑄態(tài)顯微組織；采用CSS-44100萬能電子實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試，拉伸速率為2 mm/min；采用Sirion-200 型掃描電鏡進(jìn)行斷口掃描和能譜分析；采用 DPMax 2500型 X線衍射儀對(duì)試樣進(jìn)行物相分析。

表1 合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of alloys %

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 Y對(duì)Mg-2Nd-0.2Zn-0.4Zr合金組織的影響

圖1所示為各鑄態(tài)合金的XRD衍射圖譜。由圖1可見：未加稀土元素 Y的 A合金主要由 α-Mg和Mg12Nd相組成；加入稀土元素Y后，合金中的第二相發(fā)生了改變，B，C和 D合金主要由 Mg41Nd5和Mg24Y5等第二相化合物和 α-Mg基體組成。由于 Zr含量較低，且基本上溶入α-Mg基體中，故在XRD衍射圖譜中未發(fā)現(xiàn)Zr的衍射峰。

圖1 鑄態(tài)合金XRD衍射圖譜Fig.1 XRD patterns of as-cast alloys

圖2 所示為鑄態(tài)合金的光學(xué)顯微組織。從圖2可以看出：加入稀土元素Y后，合金的晶粒得到明顯細(xì)化。其中合金A的原始粒徑約為100 μm，加入稀土元素的B，C和D合金的平均晶粒粒徑分別約為40，35和40 μm?？梢娂尤胂⊥猎豗可以達(dá)到明顯的晶粒細(xì)化效果，其中添加6% Y時(shí)的細(xì)化效果最佳。凝固過程中溶質(zhì)再分配造成固液界面前沿成分過冷度增大是加入稀土元素Y細(xì)化合金晶粒的主要機(jī)理[16]。此外，從圖2可以看出：合金A晶界處有網(wǎng)狀第二相化合物，晶內(nèi)存在大量針狀相；加入稀土元素Y后，合金B(yǎng)和C晶界處第二相化合物有所減少，而當(dāng)Y含量達(dá)到8%時(shí)，合金D晶界第二相化合物明顯增多而且粗化。

圖2 試驗(yàn)合金的光學(xué)顯微組織Fig.2 Optical microstructures of tested alloys

圖3 鑄態(tài)合金顯微組織SEM形貌及EDS能譜分析位置Fig.3 SEM images of as-cast alloys and position of EDS

采用掃描電子顯微鏡對(duì)試驗(yàn)合金進(jìn)行組織分析，結(jié)果如圖3所示。圖3(a)所示為合金A的SEM形貌，可以看出：A合金晶界處存在大量的粗大網(wǎng)狀離異共晶化合物，晶內(nèi)還有一些針狀相呈觸須狀層疊排列；在合金B(yǎng)，C和D中，由于加入稀土元素Y，合金晶界處聚集了條塊狀的共晶組織，晶內(nèi)發(fā)現(xiàn)球塊狀的稀土相(圖3中所標(biāo)識(shí)的B2，C2和D2)，其中在合金D晶界處還發(fā)現(xiàn)大量具有規(guī)則形狀的方塊狀白色稀土相(圖3中所標(biāo)識(shí)D3)。通過對(duì)這些標(biāo)識(shí)的位置進(jìn)行EDS能譜檢測(cè)分析，結(jié)果(如表2)表明：在合金A晶界處的相中含大量的Mg, 少量的Nd和Zn，根據(jù)其中各元素比例，可認(rèn)為A1相是含Zn的Mg12Nd固溶體，其化學(xué)成分一般可表示為 Mg12(NdxZn1-x)；添加稀土元素Y后，各合金中的共晶相B1，C1和D1中的各元素比例相互接近，并對(duì)合金D中的共晶相進(jìn)行線掃描分析，如圖4所示，可知Nd和Zn主要分布在晶界，在晶內(nèi)分布極少，而Y在晶界處富集不明顯，只是略比晶內(nèi)的高，Zr則大多溶于基體內(nèi)，結(jié)合XRD分析，可認(rèn)為共晶相B1，C1和D1為溶解了部分Y和Zn的Mg41Nd5相；合金B(yǎng)，C和D中晶內(nèi)球塊狀相B2，C2和D2主要含Mg和少量稀土元素，根據(jù)EDS中各元素比例，可能為Antion等[17-18]在研究WE43合金時(shí)所報(bào)道的Mg12RE相(RE由多種稀土元素共同組成)；而合金D中具有規(guī)則形狀的方塊狀相D3，其質(zhì)點(diǎn)成分與 Liu等[19]所研究的 Mg-7Y-4Gd-1.5Zn-0.4Zr合金中的方塊相成份相近。對(duì)于其具體成分和結(jié)構(gòu)有很多種說法，通常認(rèn)為其組成可表示為 Mg24RE5，其中 RE在該合金中主要是Y，這也驗(yàn)證了XRD測(cè)試的結(jié)果。

表2 圖3中各點(diǎn)的EDS結(jié)果Table 2 EDS results of point marked in Fig.3

2.2 Y對(duì)Mg-2Nd-0.2Zn-0.4Zr合金力學(xué)性能的影響

圖5所示為各合金鑄態(tài)的室溫力學(xué)性能。由圖5可見：當(dāng)稀土元素Y的含量為4%和6%時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率都逐漸升高，且當(dāng)Y元素含量為 6%時(shí)，合金表現(xiàn)出最佳的綜合力學(xué)性能，其中抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為245 MPa和150 MPa，伸長率高達(dá)16%，較未加入稀土元素Y的合金A分別提高了39%，29%和191%。但當(dāng)Y元素含量為8%時(shí)，合金的綜合力學(xué)性能下降。

各合金拉伸斷口SEM形貌如圖6所示。由于鎂合金具有密排六方晶體結(jié)構(gòu)，對(duì)稱性低，其 c/a為1.623，接近理想的密排c/a為1.633，室溫滑移系少，其斷裂行為一般是解理斷裂或準(zhǔn)解理斷裂，加入稀土元素能改變這種斷裂模式。由圖6可知：合金A的斷口可看到明顯的晶粒界面和一些解理小刻面，表現(xiàn)為典型的脆性斷裂。合金B(yǎng)和C的斷口具有大量的撕裂棱，屬于準(zhǔn)解理斷裂，且合金C的斷口出現(xiàn)因塑性變形形成的韌窩，部分韌窩內(nèi)還含有破碎的第二相粒子，說明其斷裂方式接近韌窩斷裂。合金D的斷口有大量呈階梯狀的解理臺(tái)，且存在平整光滑的解理面。圖 7所示為合金D拉伸試樣斷口縱截面的光學(xué)顯微組織?？梢钥闯觯浩鋽嗝鏋槊黠@的穿晶斷裂，并且在晶界與第二相界面處存在明顯的二次裂紋。由此可推斷合金的塑性由好到差的順序?yàn)楹辖餋、合金B(yǎng)、合金A和合金D，這與力學(xué)性能測(cè)試的結(jié)果一致。

圖4 合金D元素成分線掃描Fig.4 Line scanning of alloy D

圖5 試驗(yàn)合金的力學(xué)性能Fig.5 Tensile properties of tested alloys

圖6 試驗(yàn)合金的斷口形貌Fig.6 Fractographs of tensile fracture of tested alloys

圖7 合金D斷口縱截面的光學(xué)顯微組織Fig.7 Longitudinal section fracture optical microstructure of alloy D

3 分析與討論

力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果顯示：加入稀土元素Y后，合金的力學(xué)性明顯改善，其中加入6% Y后，合金的綜合力學(xué)性能最佳，其抗拉強(qiáng)度達(dá)到245 MPa，伸長率高達(dá)16%。稀土元素Y是在鎂中固溶度最大的元素之一，在鎂合金中有凈化和強(qiáng)化作用，在一定范圍內(nèi)，隨著Y含量的增加，合金的塑性也隨之提高[20]。加入稀土元素Y后，因?yàn)閅元素的高固溶度使得合金易形成過飽和固溶體，形成固溶強(qiáng)化，從而使合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度明顯提高。另外，加入高熔點(diǎn)稀土元素Y后，合金在凝固過程中能獲得更多的結(jié)晶核心，從而使合金組織明顯細(xì)化，晶粒度減小。由Hall-Petch關(guān)系式[21]：σs=σ0+K·d-1/2可知：在一定條件下，晶粒粒徑減小，合金的屈服強(qiáng)度提高，其相應(yīng)的抗拉強(qiáng)度也明顯提高。晶粒細(xì)化在提高合金強(qiáng)度的同時(shí)也提高合金的塑性，這是因?yàn)榫Я＜?xì)小時(shí)，塞積在晶界的位錯(cuò)群所產(chǎn)生的應(yīng)力場(chǎng)容易影響相鄰晶粒，也就容易啟動(dòng)相鄰晶粒的位錯(cuò)源而產(chǎn)生協(xié)調(diào)變形，使變形不均勻程度減小。因此，細(xì)晶粒變形比較均勻，可獲得較大的變形量，伸長率較高。

由于鎂合金具有密排六方結(jié)構(gòu)，其斷裂方式通常為解理斷裂或準(zhǔn)解理斷裂，加入稀土元素能改變這種模式。未加稀土元素的合金斷口可以看到明顯的晶粒界面和一些解理小刻面，屬于脆性斷裂；加入稀土元素Y后，合金的斷裂方式由脆性斷裂向韌性斷裂轉(zhuǎn)變，當(dāng)Y含量為6%時(shí)，合金的斷口出現(xiàn)大量的撕裂棱和韌窩，部分韌窩內(nèi)還存在破碎的第二相粒子，說明其斷裂方式接近韌窩斷裂，這對(duì)合金塑性的提高起到了重要的作用。對(duì)于Mg-Y二元合金而言，當(dāng)Y含量達(dá)到8% 時(shí)，Mg-Y合金就會(huì)由韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔裑22]。隨著Y含量的進(jìn)一步增加，當(dāng)Y含量為8%時(shí)，晶界共晶相數(shù)量明顯增多，形態(tài)粗大，連接成不連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，這增強(qiáng)了對(duì)基體的割裂作用，裂紋易在這些共晶相與基體的界面間產(chǎn)生，合金斷口又表現(xiàn)為解理斷裂，這是當(dāng)Y含量為8%時(shí)，合金抗拉強(qiáng)度和伸長率明顯下降的主要原因。

4 結(jié)論

(1) 在Mg-Nd-Zn-Zr鑄態(tài)鎂合金中添加稀土元素Y，晶粒細(xì)化明顯，其中加入6% Y的合金晶粒細(xì)化效果最佳，合金的平均晶粒粒徑由原來的100 μm細(xì)化至 35 μm。

(2) 在Mg-Nd-Zn-Zr鑄態(tài)鎂合金中添加稀土元素Y后，合金的力學(xué)性能得到提高，其中加入6% Y的合金綜合力學(xué)性能最佳，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提高至245 MPa和150 MPa，伸長率大幅提高至16%，較原始合金提高191%。

(3) 未加稀土元素Y的Mg-Nd-Zn-Zr合金主要存在共晶相Mg12Nd，加入稀土元素Y后，Nd和Y主要以Mg41Nd5和Mg24Y5化合物形式存在于鑄態(tài)組織中；當(dāng)Y含量為8%時(shí)，合金脆性化，晶界處共晶相變得粗大，對(duì)基體割裂作用增強(qiáng)，合金綜合力學(xué)性能下降。

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