陳景愛，柳 偉，宗喜梅，許春香，牛曉峰，張金山

（太原理工大學(xué)，山西太原 030024）

0 引言

近年來，鎂合金強(qiáng)化的研究引人關(guān)注[1-3]。Mg-RE-Zn 合金中，長周期結(jié)構(gòu)相的發(fā)現(xiàn)，極大地豐富了鎂合金的強(qiáng)化手段，此外，合金中添加Li 元素也被認(rèn)為有助于提高鎂合金性能[4-6]。Kawamura[7]等通過快速凝固粉末冶金法制備出屈服強(qiáng)度高達(dá)600 MPa、延伸率達(dá)到5%的Mg97Y2Zn1鎂合金，他們還對此合金的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行了深入的研究，發(fā)現(xiàn)合金具備高強(qiáng)韌性是由于合金中存在長周期堆垛有序結(jié)構(gòu)（LPSO）。張景懷[8]等通過固溶處理制備出含長周期結(jié)構(gòu)的高性能Mg-8Li-6Y-2Zn (w%)合金，合金性能的提高主要歸因于長周期結(jié)構(gòu)相的形成。盡管人們對長周期結(jié)構(gòu)和Li 強(qiáng)化鎂合金有了一定研究，但是對于Li 在長周期相的形成轉(zhuǎn)化過程中的作用，目前還鮮有報道。本文以Mg94-xY4Zn2Lix(a%)為研究對象，系統(tǒng)研究了Li 元素的添加對Mg-Y-Zn 合金的微觀結(jié)構(gòu)以及力學(xué)性能的影響。

1 實驗材料與方法

在本研究中，兩組合金的名義成分分別為Mg94Y4Zn2(a%)和Mg89Y4Zn2Li5(a%)。合金以純單質(zhì)Mg(w=99.99%)、Y(w=99.99%)、Zn(w=99.99%)和Li(w=99.99%)為原料，在以氬氣保護(hù)的電阻爐中進(jìn)行熔煉，720 ℃澆注到經(jīng)過預(yù)熱的鋼模具中。固溶處理在OTF-1200X 真空管式爐中進(jìn)行，固溶處理時爐內(nèi)充入少量氬氣，固溶溫度為500 ℃，時間為35 h。采用光學(xué)顯微鏡（Leica DM2500 M）對合金顯微組織進(jìn)行觀察和取相，鑄態(tài)和固溶態(tài)合金顯微組織觀察前均采用2%硝酸酒精進(jìn)行腐蝕。合金相組成分析，采用X-射線衍射儀(XRD,Y-2000)，選用靶材為Cu 靶，掃描范圍為20o～80o，掃描速度為0.02(o)/s。對合金的顯微組織和不同相成分的測定，采用了配有能譜儀(EDS)的掃描電子顯微鏡(SEM,JSU-6700F)。維氏硬度在HVS-1000A 維氏硬度計上測得的，載荷為10 g，加載時間為15 s。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 鑄態(tài)合金組織及分析

圖1 是鑄態(tài)Mg94Y4Zn2和Mg89Y4Zn2Li5合 金的SEM 照片。這兩組合金均主要由黑色襯度的基體和灰色襯度的第二相組成，并且在Mg89Y4Zn2Li5合金中有少量白色襯度的相存在。在Mg94Y4Zn2合金中，枝晶粗大，第二相呈連續(xù)網(wǎng)狀分布于晶界處，并且有少量層片狀第二相存在，邊緣呈鋸齒狀突出，深入到基體中；而在Mg89Y4Zn2Li5合金中，枝晶細(xì)小，第二相區(qū)域明顯增多，并且邊緣整體較為光滑?？梢?，Li 的加入能夠促進(jìn)鑄態(tài)合金中第二相的形成，并細(xì)化枝晶。

圖1 鑄態(tài)下兩組合金SEM照片及EDS分析結(jié)果

圖2 是兩組合金的XRD 圖譜。從XRD 圖譜可知，鑄態(tài)下兩組合金的特征峰主要來自于α-Mg 和Mg12YZn 相。此外，鑄態(tài)Mg89Y4Zn2Li5合金的XRD圖譜中還有較弱的(Mg,Zn)24Y5相的特征峰出現(xiàn)，并且(Mg,Zn)24Y5相的特征峰均出現(xiàn)較大角度的偏移，這說明固溶造成了較大的晶格畸變。鑄態(tài)下兩組合金EDS 分析結(jié)果如圖1 所示。EDS 結(jié)果表明，兩組合金的第二相成分基本相同，都富集Y、Zn 原子，并且第二相成分很接近文獻(xiàn)中的18R 型LPSO 相[9]。EDS 結(jié)果表明，白色襯度相化學(xué)成分為Mg-13.6%Y-11.5%Zn。有研究表明[10]，在M-Y 二元合金體系中會形成Mg24Y5共晶相。另外，也有文獻(xiàn)證明[8]，Mg-Li-Y-Zn 合金中有(Mg,Zn)24Y5共晶相的存在。因此，結(jié)合XRD 分析結(jié)果，可以確定黑色襯度基體為α-Mg，灰色襯度第二相為18R 型LPSO 相，白色襯度相為(Mg,Zn)24Y5共晶相。由于Li 元素?zé)o法進(jìn)行EDS 檢測，所以這里沒有給出合金中Li 的含量，但從Mg-Li 二元合金相圖可知，當(dāng)a(Li)小于18%時，Li 固溶于Mg 中。綜合XRD 和EDS 分析結(jié)果，鑄態(tài)下兩組合金主要由α-Mg 和18R 型LPSO 相組成，但由于Li 元素的加入，導(dǎo)致Mg89Y4Zn2Li5合金中出現(xiàn)少量的(Mg,Zn)24Y5共晶相。

圖2 Mg94Y4Zn2和 Mg89Y4Zn2Li5合金固溶處理前后XRD圖譜

2.2 固溶態(tài)合金組織及分析

圖3 為Mg94Y4Zn2和Mg89Y4Zn2Li5合金經(jīng)過固溶處理后的顯微組織照片。在Mg94Y4Zn2合金中，α-Mg 基體內(nèi)部形成了大量方向性很強(qiáng)的精細(xì)條狀結(jié)構(gòu)，并且是從邊緣向內(nèi)部生長；而在Mg89Y4Zn2Li5合金中，α-Mg 基體邊緣較為光滑，但在α-Mg 基體內(nèi)部出現(xiàn)了大量相互平行的精細(xì)條狀結(jié)構(gòu)，并且貫穿于整個基體。綜合EDS 和XRD 分析結(jié)果可知，這種精細(xì)條狀結(jié)構(gòu)為14H 型LPSO 相。先前有文獻(xiàn)報道，14H 型LPSO 相的形成主要有兩種方式：①在一定條件下，部分18R 型LPSO 相逐漸溶解，Y、Zn 原子在α-Mg 基體上擴(kuò)散、富集，然后形成14H 型LPSO 相，即由18R 型LPSO 相逐漸轉(zhuǎn)變形成的[11]；②當(dāng)過飽和的α-Mg 基體中富集大量Y、Zn 原子，且α-Mg 基體中存在層錯，這時14H 型LPSO 相便以沉淀形式析出[12]。很明顯，Mg94Y4Zn2合金中14H 型LPSO 相的形成屬于第一種方式，而Mg89Y4Zn2Li5合金中14H 型LPSO 相的形成屬于第二種方式。這說明Li 的加入，改變了Mg-Y-Zn合金中14H 型LPSO 相的形成方式。

2.3 力學(xué)性能及分析

兩組合金固溶處理前后各相的顯微硬度如表1所示。從結(jié)果可以看出，鑄態(tài)下兩組合金LPSO 相硬度基本相同，都在120 Hv0.01左右，并且比α-Mg基體硬度高出約40 Hv0.01。在測試顯微硬度時，LPSO 相壓痕的周圍沒有出現(xiàn)微裂紋，這表明LPSO相不是硬脆相。相反，LPSO 相能夠作為強(qiáng)化相提高合金的性能。另外，Mg89Y4Zn2Li5合金中α-Mg基體硬度要稍低于Mg94Y4Zn2合金中α-Mg 基體的硬度。這主要由于Li 元素的添加，使Mg 的c軸和a軸同時降低，并且c軸比a軸降低的快，所以導(dǎo)致c/a降低，因此使變形更加容易[13]，從而使基體硬度有所下降。經(jīng)過固溶處理后，由于α-Mg 基體上14H 型LPSO 相的形成，使Mg94Y4Zn2和Mg89Y4Zn2-Li5合金基體顯微硬度都有所提高，而Mg89Y4Zn2Li5合金基體硬度提高的更為明顯。從固溶強(qiáng)化理論可知，較大的原子半徑差會使晶格產(chǎn)生晶格畸變，使位錯滑移變得更難，而M g89Y4Z n2L i5合金經(jīng)固溶處理 后，(Mg,Zn)24Y5共晶相的溶解使部分Y、Zn 原子重新固溶于基體，從而使基體強(qiáng)化效果更為明顯。

圖3 兩組合金固溶處理后合金的顯微組織照片

表1 兩組合金固溶處理前后各相顯微硬度

3 結(jié)論

（1）鑄態(tài)下，Mg94Y4Zn2合金是由α-Mg 和18R型LPSO 相組成，而Mg89Y4Zn2Li5合金由α-Mg、18R 型LPSO 相及少量的(Mg,Zn)24Y5共晶相組成。Li 元素的添加，促進(jìn)了鑄態(tài)Mg89Y4Zn2Li5合金中18R 型LPSO 相的形成，同時細(xì)化枝晶。

（2）經(jīng)過固溶處理后，Mg94Y4Zn2和Mg89Y4Zn-2Li5合金基體上都有大量方向性很強(qiáng)的14H 型LPSO 相形成，但Li 元素的添加，使14H 型LPSO相以沉淀形式析出，而不是由18R 型LPSO 相逐漸轉(zhuǎn)變形成的。

（3）Li 元素的添加，使鑄態(tài)Mg89Y4Zn2Li5合金中α-Mg 基體的顯微硬度降低，但經(jīng)過固溶處理后，14H 型LPSO 相的析出以及Y、Zn 原子的重新固溶強(qiáng)化作用，使基體的顯微硬度提高到89 Hv0.01。

[1]張文波,丁庚,陳長玖,等.長周期堆垛有序結(jié)構(gòu)增強(qiáng)的超高強(qiáng)度鎂合金的研究[J].鑄造工程,2013,37(2):5–7.

[2]梁艷,黃曉峰,王韜,等.高強(qiáng)鎂合金的研究狀況及發(fā)展趨勢[J].中國鑄造裝備與技術(shù),2009(1):8-12.

[3]Cheng W L,Kim H S,You B S,et al.Strength and ductility of novel Mg-8Sn-1Al-1Zn alloys extruded at different speeds[J].Materials Letters,2011(65):1525–1527.

[4]Mackenzie L W F,Pekguleryuz M.The influences of alloying additions and processing parameters on the rolling microstructures and textures of magnesium alloys[J].Materials Science and Engineering A,2008(480):189–197.

[5]Son H T,Kim Y H,Kim D W,et al.Effects of Li addition on the microstructure and mechanical properties of Mg-3Zn-1Sn-0.4Mn based alloys[J].Journal of Alloys and Compounds,2013(564):30–137.

[6]楊金龍,李思宇,葉凌英,等.Li對Al-3.5Cu-1.5Mg合金組織與性能的影響[J].材料工程,2013(5):23–32.

[7]Kawamura Y,Hayashi K,Inoue A,et al.Rapidly solidified powder metallurgy Mg97Zn1Y2alloys with excellent tensile yield strength above 600 MPa[J].Materials Transaction,2001,42(7):1172–1176.

[8]Zhang J H,Zhang L,Leng Z,et al.Experimental study on strengthening of Mg-Li alloy by introducing long-period stacking ordered structure[J].Scripta Materialia,2013(68):675–678.

[9]Zhang J S,Chen C J,Que Z P,et al.18R and 14H long-period stacking ordered structures in the Mg93.96Zn2Y4Sr0.04alloy and the modification effect of Sr on X-phase[J].Materials Science and Engineering A,2012(552):81–88.

[10]Zhao H D,Qin G W,Ren Y P,et al.The maximum solubility of Y in α-Mg and composition ranges of Mg24Y5-xand Mg2Y1-xintermetallic phases in Mg-Y binary system[J].Journal of Alloys and Compounds,2011(509):627–631.

[11]Grobner J,Kozlov A,Fang X Y,et al.Phase equilibria and transformations in ternary Mg-rich Mg-Y-Zn alloys[J].Acta Materialia,2012(60):5948–5962.

[12]Bi G L,Fang D Q,Zhao L,et al.Double-peak ageing behavior of Mg-2Dy-0.5Zn alloy[J].Journal of Alloys and Compounds,2011(509):8268–8275.

[13]Mendis C L,Oh-ishi K,Ohkubo T,et al.Effect of Li additions on the age hardening response and precipitate microstructures of Mg-2.4Zn-0.16Zr based alloys[J].Materials Science and Engineering A,2012(535):122–128.

[14]李東南，汪先明.鑄型冷卻速度對半固態(tài)鎂合金漿料凝固組織的影響[J].中國鑄造裝備與技術(shù)，2005（4）.