黃曉鋒，李興鵬，郝翠翠，劉玉鳳

(蘭州理工大學(xué)，甘肅蘭州 730050）

鎂合金具有密度小，比強(qiáng)度、比剛度高，阻尼減震和鑄造性能良好等特點(diǎn)，已成為21 世紀(jì)主要的綠色功能材料之一，在汽車、航空航天、3C 等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景[1-2]。目前，很多高強(qiáng)鎂合金都是在Mg-Zn 為基礎(chǔ)上研發(fā)的，Mg-Zn 二元合金具有較大的結(jié)晶溫度區(qū)間，鑄造性能較差，通常的解決方法是加入其他元素改善其鑄造性能[3-4]；加入Cu 元素既可以增強(qiáng)合金流動(dòng)性，也可提高M(jìn)g-Zn 系合金的延展性。同時(shí)，Cu 的加入提高了Mg-Zn 系合金的共晶溫度，使其具有更高的固溶溫度，Zn、Cu 原子可以最大限度的固溶到Mg 基體，增強(qiáng)隨后的時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)[5-6]。

本文以高鋅Mg-9Zn 為基體，研究不同含量的Cu 元素對(duì)Mg-9Zn 合金顯微組織和性能的影響，可為同類鎂合金的研發(fā)提供指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

本實(shí)驗(yàn)所用合金為Mg-9Zn-xCu（x=0,1,3）鎂合金，采用金屬模鑄造熔煉，其Mg、Zn、Cu 均以純度為99.9%(w%)的金屬方式加入,實(shí)驗(yàn)合金成分見表1。

采用SG2-7.5 kW 井式電阻爐熔煉，KSW-3 恒溫控制箱控制溫度，熔煉過程采用Ar 氣保護(hù)，待Mg 和Cu 溶化后溫度升至680 ℃時(shí)加入Zn，溫度升至720 ℃時(shí)采用C2Cl6精煉除渣，靜置10～15 min，然后705 ℃進(jìn)行澆注。在箱式電阻爐中進(jìn)行熱處理，根據(jù)相關(guān)相圖以及Cu 對(duì)Mg-Zn 合金共晶溫度的影響，結(jié)合實(shí)驗(yàn)力學(xué)性能的測(cè)定，確定合金固溶時(shí)效最佳工藝如表2。

表1 實(shí)驗(yàn)合金成 （w%）

表2 固溶時(shí)效處理工藝

采用MEF-3 型光學(xué)顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察，鑄態(tài)組織腐蝕液分別為4%硝酸酒精，固溶和時(shí)效處理組織分別采用8%的硝酸和一定比例的過飽和苦味酸溶液。在JSM-6700F 型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡（帶EDS）上進(jìn)行斷口觀察及微區(qū)成分分析。在WDW-100D 型號(hào)電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)測(cè)試，拉伸試樣尺寸16 mm×3 mm×2 mm。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 顯微組織分析

2.1.1 鑄態(tài)顯微組織

從圖1 可知，Mg-9Zn-1Cu 和Mg-9Zn-3Cu 鑄態(tài)組織是由白色的α-Mg 基體和黑色的網(wǎng)狀共晶化合物組成，共晶化合物的構(gòu)成為Mg2Cu+CuMgZn[7]。圖1.a 中可以看出，Mg-9Zn 共晶組織呈明顯的斷續(xù)狀以及大量的彌散黑色粒子相；圖1.b 為Cu 含量1%，其鑄態(tài)組織呈明顯的粗大樹枝狀，共晶組織大多呈斷續(xù)狀態(tài)，晶粒內(nèi)彌散第二相粒子較Mg-9Zn有所減少；當(dāng)Cu 含量達(dá)到3%時(shí)（圖1.c），結(jié)合圖2，晶粒組織最為細(xì)小，晶界輪廓清晰，顯微組織逐漸由斷續(xù)或半連續(xù)態(tài)轉(zhuǎn)變成連續(xù)態(tài)，晶內(nèi)細(xì)小的彌散第二相粒粒子明顯較少，幾近消失。

分析認(rèn)為，這是由于成分過冷和非平衡冷卻造成的[8]。因?yàn)?，Zn 和Cu 的合金分配系數(shù)（Κ）均小于1，所以在凝固過程中，隨著枝晶干的長大，在枝晶前沿不斷有Zn 及Cu 原子排出，富集在晶界或枝晶臂的邊界，造成較大的成分過冷，阻礙了Mg 原子的擴(kuò)散，在晶界或枝晶邊界形成網(wǎng)狀共晶（Mg+Mg2Cu+CuMgZn），抑制了晶粒長大，從而細(xì)化了晶粒。且隨著Cu 含量的增加,成分過冷越明顯,更多的CuMgZn富集于α-Mg 表面，阻礙其長大。同時(shí)，在非平衡凝固過程的凝固初期，過冷度較小時(shí),α-Mg 和CuMgZn相互促進(jìn)形核作用較小，兩相各自獨(dú)立形核與長大，最后共晶組織中的α-Mg 依附在初晶α-Mg 上，使得共晶組織中的兩相看似分離，形成典型的離異共晶組織（圖2），造成Cu 的分布不均，CuMgZn 富集于晶界，形成團(tuán)聚現(xiàn)象（圖1）。

圖1 Mg-9Zn-xCu（x=0，1，3）合金的鑄態(tài)顯微組織

從合金的微觀組織圖2.c、d 來看，添加3%Cu的合金共晶組織明顯粗大，基體中彌散的粒狀相很少。結(jié)合Mg-9Zn-3Cu 合金EDS 分析結(jié)果，Cu 幾乎大部分存在于共晶組織以及晶界邊緣。

2.1.2 固溶處理

圖2 Mg-9Zn-xCu（x=1，3）鑄態(tài)組織SEM 照片

表3 Mg-9Zn-3Cu 合金的能譜分析結(jié)果

對(duì)比圖1.b 和圖3.b 可知,當(dāng)添加1%的Cu 時(shí)，枝晶組織明顯細(xì)化，但共晶相不能充分固溶于基體中，共晶組織多以半連續(xù)顆粒狀組織存在，同時(shí)，晶界組織變得細(xì)小均勻，晶界和晶粒內(nèi)部出現(xiàn)彌散的第二相粒子；對(duì)比圖1.c 和圖3.c 可知,當(dāng)Cu 含量達(dá)到3%時(shí)，枝晶組織更加細(xì)小均勻，網(wǎng)狀的非平衡共晶組織已很難固溶到基體中，共晶組織大部分呈顆粒狀分布于晶界，同時(shí)晶界上出現(xiàn)部分共晶相團(tuán)聚現(xiàn)象，這些顆粒主要是CuMgZn 相[9]。由于Cu 在Mg中的固溶度很低，結(jié)合Mg-Cu 二元合金相圖可知最大固溶度為1.3%，因此，當(dāng)Cu 含量為1%時(shí)，大部分固溶到基體中，但仍存在未溶的第二相（主要是MgZnCu 相），隨著Cu 含量的不斷增加，基體中的Cu含量達(dá)到過度飽和，在晶界上還殘存有除α-Mg和CuMgZn 之外的Mg2Cu 相。

圖3 Mg-9Zn-xCu（x=0，1，3）固溶處理后的顯微組織

2.1.3 時(shí)效處理

圖4 為Mg-9Zn-xCu（x=0,1,3）在不同時(shí)效溫度下的顯微組織，與固溶組織相比，時(shí)效后，在晶界具有較多析出物出現(xiàn)，這種析出相的形態(tài)也隨著Cu含量增加而變化，Mg-9Zn 和Mg-9Zn-1Cu 主要以顆粒狀析出物形式出現(xiàn)。但Mg-9Zn-3Cu 的晶界組織出現(xiàn)顯著變化，大量的析出物連續(xù)分布，部分晶粒周圍已形成網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。析出相的增多直接影響到力學(xué)性能，隨Cu 含量的增加，提高了Mg-Zn 合金的共晶溫度，因此，固溶溫度可以相應(yīng)提高，大大增加固溶淬火后合金中的空位濃度，Cu 的存在增強(qiáng)了Zn、Cu 原子和空位之間的相互作用，從而大大促進(jìn)了析出相的形核[7]。

圖4 Mg-9Zn-xCu（x=0,1,3）時(shí)效處理后的顯微組織

2.1.4 固溶時(shí)效SEM 和EDS 分析

圖5 是Mg-9Zn-xCu（x=1，3）固溶和時(shí)效后的SEM 照片，在160 ℃時(shí)效20 h 后析出相的數(shù)量較固溶態(tài)組織明顯增加，與圖3、4 現(xiàn)象一致。可以看出：時(shí)效后，添加1%Cu 的合金析出相增加，且析出相出現(xiàn)部分重疊堆垛，而添加3%Cu 的合金析出相分布均勻。從合金的微觀組織看出圖5.c、f，Mg-9Zn-xCu（x=1,3）合金固溶和時(shí)效后的析出相形態(tài)大致呈現(xiàn)棒狀和粒狀兩種形態(tài)，結(jié)合EDS 分析結(jié)果（表4）可知，這些相主要是CuMgZn 相。對(duì)于Mg-Zn 系合金的時(shí)效硬化方面的研究很多，由于固溶過程中形成較多的過飽和固溶體，其處于不穩(wěn)定狀態(tài)，時(shí)效過程產(chǎn)生分解，形成GP 區(qū)；其時(shí)效硬化主要與兩個(gè)沉淀相有關(guān)：（棒狀）、（板狀或盤狀），與時(shí)效硬化的Mg-Zn 合金沉淀相似，而Cu 的加入顯著提高了兩種沉淀相的濃度[10]。由于Mg-Zn 合金中析出相的形態(tài)和種類各異，因而通過合適的熱處理工藝以及添加不同含量的第三種合金（如Cu）可大大控制析出相的種類及數(shù)量，進(jìn)而改善合金性能。

圖5 Mg-9Zn-xCu（x=1,3）固溶和時(shí)效后的SEM 照片

表4 圖5.c、f 的EDS 結(jié)果分析

2.2 力學(xué)性能分析

圖6 Mg-9Zn-xCu（x=0，1，3）在不同狀態(tài)下的力學(xué)性能

圖6 為Mg-9Zn-xCu（x=0，1，3）合金的力學(xué)性能變化，由圖可知Mg-9Zn 在固溶后抗拉強(qiáng)度和延伸率為230 MPa 和12.31%，較鑄態(tài)抗拉強(qiáng)度和延伸率212 MPa 和8.2%分別提高了8.5%和50.12%,而時(shí)效后抗拉強(qiáng)度提高到254 MPa，但延伸率有所下降，為7.25%；而當(dāng)添加1%的Cu 時(shí)，力學(xué)性能提高明顯,固溶時(shí)效后抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為299 MPa和12.06%，較鑄態(tài)時(shí)213 MPa 和10.7%提高了40.38%和12.71%，但延伸率較固溶處理后降低了26.79%；Cu 含量增加到3%時(shí),固溶時(shí)效后的抗拉強(qiáng)度較1%Cu 時(shí)有所下降，但相比鑄態(tài)性能還是提高明顯。加入3%的Cu 以后，晶界上連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的析出相不利于力學(xué)性能的進(jìn)一步提高。

2.3 拉伸斷口分析

圖7 是Mg-9Zn-xCu（x=0，1，3）鑄態(tài)拉伸斷口形貌。由圖7.a Mg-9Zn 合金斷口形貌可知，其斷口存在大量的撕裂棱以及少量的粒狀第二相，表現(xiàn)出一定的韌性；Mg-9Zn-1Cu 和Mg-9Zn-3Cu 合金斷口中存在少許撕裂狀韌窩，如圖7.b、c，同時(shí)斷口上“鑲嵌”有少量彌散第二相粒子。

圖7 Mg-9Zn-xCu（x=0，1，3）鑄態(tài)拉伸斷口形貌

從圖8 中可以看出，熱處理后，拉伸斷口均出現(xiàn)不同程度的韌窩和微裂紋，晶界或晶內(nèi)分布有彌散的析出相顆粒，析出相的周圍環(huán)繞著塑性區(qū)，有利于合金塑性變形。結(jié)合Mg-9Zn-3Cu 合金EDS 分析（表5），斷口中顆粒（圖8.c 點(diǎn)A）的成分比可知，其強(qiáng)化相由Mg2Cu+CuMgZn 組成，提高合金力學(xué)性能，而（圖8.c 點(diǎn)B）Zn、Cu 原子較少，為合金基體相，以改變提高塑性。同時(shí)，在拉伸過程中，由于析出相與基體相處存在較大的應(yīng)力集中而產(chǎn)生微裂紋，引起裂紋擴(kuò)展，當(dāng)施加足夠大外力時(shí)，析出相粒子周圍大量位錯(cuò)塞積環(huán)繞，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而產(chǎn)生裂紋，進(jìn)而造成斷裂。

圖8 Mg-9Zn-xCu(x=0,1,3)熱處理拉伸斷口形貌

3 結(jié)論

表5 圖8.c 斷口EDS 分析結(jié)果

（1）隨著Cu 含量的增加，Mg-9Zn-xCu(x=0,1，3)晶粒組織逐漸細(xì)化，熱處理后，Mg-9Zn 及Mg-9Zn-1Cu 的析出相主要為顆粒狀分布于晶界，而Mg-9Zn-3Cu 的析出相則形成了網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。

（2）隨著Cu 含量的增加，Mg-9Zn-xCu(x=0,1,3)合金的抗拉強(qiáng)度呈先升高再降低的趨勢(shì)。其中，Mg-9Zn-1Cu 的抗拉強(qiáng)度最高，達(dá)到299 MPa，延伸率為12.06%。Cu 含量達(dá)到3%時(shí)，由于晶界上的析出相已聚集成網(wǎng)狀，削弱了抗拉強(qiáng)度。

（3）Mg-9Zn-xCu（x=0,1,3）合金鑄態(tài)和熱處理后的斷口上都出現(xiàn)不同程度的韌窩，表現(xiàn)出一定的韌性，熱處理后，彌散分布在晶界的析出相周圍出現(xiàn)更多的韌窩，有利于塑性提高。

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