焦云雷，王佳豪，李 健，巫瑞智

(1．天津航天機(jī)電設(shè)備研究所，天津 300458；2.哈爾濱工程大學(xué) 材料科學(xué)與化學(xué)工程學(xué)院，黑龍江 哈爾濱 150001)

中國(guó)是鎂、鋰和稀土的資源大國(guó)，要科學(xué)有效地利用好這些戰(zhàn)略資源。隨著輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料在航空、航天、武器裝備、便攜電子產(chǎn)品等國(guó)防軍工及民用產(chǎn)品等重要工業(yè)領(lǐng)域中大規(guī)模應(yīng)用，鎂鋰合金以其低密度、高性能的特點(diǎn)受到科研人員的高度重視，并得到企業(yè)界的重點(diǎn)關(guān)注。

鎂鋰鋁(Mg-Li-Al)系合金是目前研究最為廣泛的鎂鋰合金體系之一，Al元素的加入能夠有效改善鎂鋰合金的室溫性能，鋁含量的逐漸增多會(huì)有效地細(xì)化鎂鋰合金的晶粒、改善縮孔和熱裂的傾向，同時(shí)，形成的Mg17Al12相也能提高合金的抗拉強(qiáng)度。但當(dāng)合金中的w(Al)>3%時(shí)，Al元素和Li元素會(huì)形成AlLi相，這是一種軟化相，會(huì)降低鎂鋰合金的性能。在Mg-Li-Al合金中微量添加Y、Sc、Zr三種合金元素，這些合金化元素可與合金中Al元素形成盡可能多的第二相，進(jìn)而可改善合金的力學(xué)性能[1-4]。微合金化鎂鋰合金中，Y的添加雖然會(huì)使得合金的伸長(zhǎng)率比不添加的同類合金略低一些，但是卻能使合金的抗拉強(qiáng)度明顯地提升，大大增加了其實(shí)用價(jià)值；Sc在Mg-Li-Al合金中會(huì)生成Al3Sc強(qiáng)化相，同時(shí)，微量Sc的加入，可以抑制合金中晶粒的長(zhǎng)大；點(diǎn)陣錯(cuò)配度很小的Zr和Mg都是密排六方(hcp)晶體結(jié)構(gòu)，所以添加Zr元素可以很好地分散到基體中，不容易在合金中偏析、聚集形成尺寸很大的團(tuán)聚物，同時(shí)鎂鋰合金熔體中含有較高熔點(diǎn)的α-Zr彌散質(zhì)點(diǎn)，能起到異質(zhì)形核的作用[5-8]。因此，Y、Sc、Zr對(duì)鎂鋰合金的微合金化具有重要作用，需要進(jìn)一步研究。

基于上述需求，為獲取質(zhì)量更輕、力學(xué)性能更優(yōu)的鎂鋰合金材料，本試驗(yàn)采取微合金化的方法，在Mg-14Li-3Al合金中復(fù)合添加微量Y、Sc、Zr合金元素，研究鑄態(tài)合金的顯微組織和第二相類型，以及不同軋制變形量對(duì)Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金力學(xué)性能的影響，為工業(yè)化材料制備提供有益參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)選取純鎂錠(w(Mg)>99.9%)、純鋰錠(w(Li)>99.9%)、純鋁錠(w(Al)>99.9%)、鎂鈧中間合金(Mg-2Sc)、鎂鋯中間合金(Mg-30Zr)、鎂釔中間合金(Mg-17Y)為原料，通過高真空電磁感應(yīng)熔煉爐熔煉、澆注，獲得Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc鑄態(tài)合金。合金的化學(xué)成分如表1所示。

表1 Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金鑄錠化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc alloy ingot(wt/%)

為了消除鎂鋰合金鑄錠中成分偏析和殘余應(yīng)力等不利因素，使用貫通熱處理爐對(duì)合金進(jìn)行均勻化熱處理，溫度為200 ℃，等爐內(nèi)溫度穩(wěn)定后再對(duì)鑄錠進(jìn)行10 h的均勻化處理，然后隨爐冷卻至室溫。使用電火花線切割數(shù)控機(jī)床將均勻化處理的鑄錠切成規(guī)格為120 mm×50 mm×5 mm的板塊，清洗吹干保存在干燥環(huán)境中備用。

采用JD1A-90型軋機(jī)，軋輥的直徑為480 mm，設(shè)置軋機(jī)軋輥轉(zhuǎn)速為6 r/min，軋輥之間的距離根據(jù)下壓量的需要自行調(diào)節(jié)。在軋制之前，需將待軋?jiān)嚇拥谋砻嬗秒娝C(jī)打磨干凈，隨后放入200 ℃的貫通爐內(nèi)保溫20 min。經(jīng)多道次軋制，本次試驗(yàn)的軋制變形量分別選取30%、40%、50%、60%。

使用LEICA DM IRM金相顯微鏡對(duì)合金進(jìn)行光學(xué)顯微組織觀察。使用Quanta 200型掃描電子顯微鏡對(duì)合金進(jìn)行顯微結(jié)構(gòu)和組織觀察，并使用附帶的能譜儀(EDS)進(jìn)行精確地選點(diǎn)元素分析和平面元素分布掃描。采用D/Max2500PC Rigaku X射線衍射儀進(jìn)行合金的物相組成測(cè)定，儀器的表征參數(shù)為掃描電壓40 kV，掃描電流為150 mA，掃描速度為5°/min，掃描角度范圍為20°～80°。將所得的試驗(yàn)數(shù)據(jù)用MDI jade6.0程序與標(biāo)準(zhǔn)PDF卡片進(jìn)行對(duì)比，分析并大致確定鎂鋰合金中的第二相。

采用HXS-1000Z型數(shù)字式智能顯微維氏硬度計(jì)測(cè)試合金試樣的硬度值。將需要進(jìn)行測(cè)試的合金試樣在砂紙上打磨平整光亮，太薄的試樣需要鑲嵌后打磨，在拋光機(jī)拋出鏡面，用酒精沖洗后吹干。硬度測(cè)試加載力200 N，加載時(shí)間15 s。測(cè)試需在合金試樣的表面隨機(jī)取12個(gè)點(diǎn)，取平均值。

采用WDW-200D微機(jī)控制電子式萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)合金進(jìn)行拉伸測(cè)試，加載速率為1 mm/min。根據(jù)國(guó)標(biāo)GB/T 228.1-2010拉伸試樣的尺寸如圖1所示，厚度為2 mm，除了鑄態(tài)和均勻化處理后的合金板塊可以隨意切取試樣外，所有的軋制試樣沿著RD方向切取拉伸試樣。

圖1 拉伸試樣示意圖Fig.1 Schematic diagram of the tensile specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 合金鑄態(tài)顯微組織和第二相類型分析

圖2為Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金鑄態(tài)的金相顯微組織。由圖2a可看出， Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc鑄態(tài)合金中晶粒的尺寸差別較大，大晶粒的尺寸在600 μm左右，小晶粒的尺寸在60 μm左右，組織不均勻。由圖2b可看出，鑄態(tài)合金中的第二相顆粒尺寸很小且均勻，大部分彌散分布在基體中，它們的形態(tài)絕大部分呈現(xiàn)圓球狀，只有少部分呈現(xiàn)短棒狀。部分晶粒內(nèi)和晶界處出現(xiàn)了第二相偏聚并長(zhǎng)大的現(xiàn)象，尺寸大約在30 μm左右，局部區(qū)域形成的最大聚集物尺寸甚至達(dá)到了50 μm。

圖2 試驗(yàn)合金鑄態(tài)金相組織Fig 2 Microstructure of the as-cast specimen

Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc鑄態(tài)合金的SEM掃描圖像如圖3所示。從圖3可以看出，基體中均勻分布著大量第二相，且第二相形態(tài)不一，小尺寸第二相顆粒呈球狀，較大尺寸的第二相顆粒呈短棒狀和不規(guī)則形態(tài)，還有部分聚集長(zhǎng)大形成團(tuán)簇的第二相(如圖中箭頭所示)，尺寸在30 μm左右，這與圖2所觀察到的第二相顆粒的尺寸基本吻合。

圖3 鑄態(tài)合金的SEM圖像Fig.3 SEM image of the as-cast specimen

圖4和圖5分別是鑄態(tài)合金的局部元素面掃圖和第二相選點(diǎn)EDS圖譜。圖4a為EDS分層圖像，能看到三個(gè)第二相點(diǎn)元素分布情況與基體有明顯的區(qū)別。圖4b為Mg的分布圖，第二相占據(jù)的位置點(diǎn)的顏色較暗，這是因?yàn)榈诙喾植键c(diǎn)中鎂含量低于基體中的。由圖4c～4f可知，合金中：x(Al)>x(Sc)>x(Y)，且它們都在第二相點(diǎn)位上呈聚集的狀態(tài)，說明了第二相中存在Al、Y、Sc三種元素。圖4e可看出，Zr在第二相點(diǎn)位上聚集效果不是很明顯，幾乎是彌散分布在基體之中，這也說明了Zr元素對(duì)第二相的貢獻(xiàn)很小。有研究表明，在二元金屬間化合物Al3Sc相中復(fù)合添加其他不同元素時(shí)，當(dāng)這些元素的添加量達(dá)到一定含量后會(huì)形成新結(jié)構(gòu)的X元金屬間化合物[9]。因此，Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金在凝固過程中形成了一種初生Al3(Sc,Y,Zr)相。從圖5中可知，Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金該區(qū)域第二相中Al、Sc、Y、Zr的摩爾分?jǐn)?shù)分別為23.71%、4.41%、3.71%、0.06%，此結(jié)果與面掃的結(jié)果吻合，因此可以確定該相為Al3(Sc, Y, Zr)相。

圖4 試驗(yàn)合金鑄態(tài)的表面選區(qū)元素面掃圖像Fig.4 SEM images of the as-cast specimen

圖5 試驗(yàn)合金鑄態(tài)中第二相的SEM圖像及其對(duì)應(yīng)的EDS圖譜Fig.5 SEM image and the corresponding EDS patterns of the second phase in the as-cast specimen

2.2 不同軋制變形量對(duì)合金硬度的影響

Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金均勻化態(tài)和軋制變形量為30%、40%、50%、60%試樣的硬度如圖6所示。由圖6可知，隨著軋制變形量的增加，合金的硬度逐漸增加，從71.3 HV(均勻化態(tài)合金)增加到了77.45 HV(60%軋制變形量)，但增加的幅度很小，總共提升了6.15 HV。這主要是因?yàn)樵谲堉浦靶鑼⒋堉圃嚇釉?00 ℃的貫通爐內(nèi)保溫20 min，而該過程中晶粒會(huì)獲得能量繼續(xù)長(zhǎng)大，在隨后的軋制變形過程中，由于軋制應(yīng)力的作用減少了合金內(nèi)部組織縮松，并且細(xì)化了晶粒。從試樣的硬度結(jié)果來看，變形強(qiáng)化效果要大于前期保溫所造成的強(qiáng)度降低，因此合金的硬度總體上呈現(xiàn)出上升的趨勢(shì)。

圖6 不同軋制變形量的Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金試樣的硬度變化趨勢(shì)Fig.6 Hardness trend of Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc alloy specimen under different rolling reductions

2.3 不同軋制變形量對(duì)合金拉伸性能的影響

均勻化處理后不同軋制變形量Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金試樣沿RD方向的拉伸曲線如圖7所示。軋制應(yīng)變量對(duì)合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的影響如圖8所示。由圖8可知， Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金鑄態(tài)的抗拉強(qiáng)度很低，而且塑性較差，抗拉強(qiáng)度為153 N/mm2，伸長(zhǎng)率只有8.2%。經(jīng)過200 ℃10 h均勻化處理后的Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金試樣的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率都有明顯增大，達(dá)到169 N/mm2和12.1%，這主要是因?yàn)榫鶆蚧缶Я?nèi)部的成分更加均勻，而且消除了部分的殘余應(yīng)力。Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金在常規(guī)軋制變形過程中，隨著軋制變形量的增大，合金的抗拉強(qiáng)度逐漸上升，從均勻化態(tài)的169 N/mm2升高到235 N/mm2，而伸長(zhǎng)率卻隨著軋制變形量的增加而減小。

圖7 不同軋制變形量的Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.7 Stress-strain curves of Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc alloys under different rolling reductions

圖8 不同軋制變形量的Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率變化趨勢(shì)Fig.8 Variation trend of ultimate tensile strength and elongation of Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc alloy under different rolling reductions

Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金在整個(gè)軋制應(yīng)變過程中，至少存在細(xì)晶強(qiáng)化、應(yīng)變硬化和彌散強(qiáng)化這三種強(qiáng)化機(jī)制的交互作用。金屬的應(yīng)變硬化行為已經(jīng)得到了很好的解釋，其中位錯(cuò)累積是應(yīng)變硬化的主要原因。隨著軋制變形量的增加，位錯(cuò)密度不斷增加，位錯(cuò)的相互作用加劇，諸如會(huì)產(chǎn)生固定的割階、位錯(cuò)纏結(jié)等障礙，使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力增大，引起變形抗力增加[10]。與此同時(shí)，合金在變形過程中，內(nèi)部晶粒會(huì)沿著軋制方向(RD方向)伸長(zhǎng)，滑移的晶粒內(nèi)部的位錯(cuò)有一定概率纏結(jié)在一起，位錯(cuò)無法繼續(xù)運(yùn)動(dòng)，當(dāng)應(yīng)力繼續(xù)增大時(shí)，可能使晶粒破碎，這使得合金內(nèi)部原先的部分晶粒被撕碎、分解成幾個(gè)小晶粒，促進(jìn)了晶粒細(xì)化。隨著晶粒得到細(xì)化，合金內(nèi)部晶界面積也得到增大，這使得合金的硬度也得到小幅度地提升。

除了應(yīng)變硬化和細(xì)晶強(qiáng)化外，分散的析出相在軋制變形過程中也有助于提升合金的強(qiáng)度。鑄態(tài)合金中的第二相主要為Al3(Sc, Y, Zr)相，在軋制變形過程中，分散的析出相在軋制應(yīng)力的作用下被碎化成小顆粒均勻分布在基體中，而這些均勻分布的小顆粒析出相可以充當(dāng)裂紋源和勢(shì)壘，阻礙位錯(cuò)在拉伸試驗(yàn)中的運(yùn)動(dòng)。除此之外，部分晶粒內(nèi)和晶界處的第二相偏聚現(xiàn)象在軋制應(yīng)力的作用下得到了消除和改善。

3 結(jié) 論

1)Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc鑄態(tài)合金中組織成分不均勻，晶粒尺寸的差異比較大，大晶粒的尺寸在600 μm左右，小晶粒的尺寸在60 μm左右。鑄態(tài)合金中的第二相彌散分布在整個(gè)基體中，部分區(qū)域有大量第二相顆粒發(fā)生團(tuán)聚，其尺寸在30 μm左右。

2)Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc鑄態(tài)合金中第二相為Al3(Sc,Y,Zr)，鑄態(tài)合金中不存在AlLi軟化相。

3) 隨著軋制變形量的增加，合金的抗拉強(qiáng)度增加，伸長(zhǎng)率減小。軋制變形量為60%的合金表現(xiàn)出最高的硬度和強(qiáng)度，其硬度為77.45 HV，抗拉強(qiáng)度為235 N/mm2，伸長(zhǎng)率為6.5%。