穆 桐，孫 鎮(zhèn)，鄧子玉,董旭光，崔海濤

(1.沈陽理工大學 材料科學與工程學院，沈陽 110159；2.沈陽有色金屬研究院，沈陽 110141)

Mn對Mg-5Sn-2Al-Zn合金組織及力學性能的影響

穆 桐1，孫 鎮(zhèn)2，鄧子玉1,董旭光1，崔海濤1

(1.沈陽理工大學 材料科學與工程學院，沈陽 110159；2.沈陽有色金屬研究院，沈陽 110141)

利用純鎂錠、錫錠，純鋁粒、鋅粒及含錳10%的鎂錳中間合金制備Mg-5Sn-2Al-Zn-xMn合金(x=0、0.2、0.5及0.8)，對Mn的含量進行調(diào)整，通過光學顯微組織分析、XRD分析、掃描電鏡(EDS)以及室溫抗壓強度測試，研究不同Mn含量對合金鑄態(tài)、固溶后組織及力學性能的影響。結(jié)果表明：Mg-5Sn-2Al-Zn合金組織主要由α-Mg相、Mg2Sn相以及較少量的β-Mg17Al12相組成；Mn含量的增加促進了Mg2Sn相和β-Mg17Al12相在枝晶間的析出分布，并使枝晶細化；對不同Mn含量的合金進行室溫壓縮實驗，表明當Mn含量在0.2%和0.5%時室溫力學性能較好，固溶態(tài)合金的抗壓強度由不含Mn時的355MPa分別提高到370MPa和360MPa，鑄態(tài)合金也由不含Mn時的350MPa提高到360MPa；當含Mn達到0.8%時，顆粒狀的第二相分布明顯增多，其力學性能也急劇下降。

Mg-5Sn-2Al-Zn合金；Mn添加；顯微組織；力學性能

鎂合金是一種輕型金屬材料，其突出優(yōu)點是密度低、比強度高和阻尼減震性能好，同時具有好的導熱性、機械加工性、工件尺寸穩(wěn)定等諸多優(yōu)點，因此作為金屬結(jié)構(gòu)材料廣泛應用于航空航天、數(shù)碼產(chǎn)品、汽車制造等眾多工業(yè)生產(chǎn)領(lǐng)域，應用前景十分廣泛。目前隨著在電子通訊產(chǎn)品和汽車工業(yè)領(lǐng)域?qū)p量化的要求日益提高，鎂合金尤其是變形鎂合金產(chǎn)品的研發(fā)也受到普遍關(guān)注。牌號為AZ31的變形鎂合金目前應用最多，常用的還有AZ61、ZK60等。但以上合金中都存在熔點較低的共晶組織，尤其是AZ31合金中存在的網(wǎng)狀Mg17Al12相[1],其熔點低，高溫蠕變性能差，故工作溫度通常不超過120℃，限制了其在航空及汽車等主要領(lǐng)域的應用。已有的研究表明，稀土元素(RE)的加入可以改善鎂合金的耐高溫性能，所以Mg-RE系被視作高溫鎂合金系。然而稀土元素較為貴重，無法獲得廣泛應用。Mg-Sn基合金則很好的彌補了以上問題。研究表明，在Mg合金中添加Sn對合金的組織及力學性能都有改善[2-3]。Mg-Sn合金中存在的Mg2Sn相熔點高達770℃，大大提高合金的高溫蠕變性能[4]。另一方面，Sn元素價格較稀土元素低，擁有更高的性價比。

Mn是鎂合金中常添加的有益元素，Mn元素可與合金中的Fe等有害雜質(zhì)化合，改善合金的耐腐蝕性[5]，同時可以起到一定的細化晶粒作用。本文在Mg-5Sn-2Al-Zn合金的基礎上，對其添加不同含量的Mn元素，研究不同含量的Mn元素對合金組織及性能的影響，主要目的是通過微量Mn元素的添加來改善合金的室溫力學性能及晶體組織，得出較為合適的Mn含量數(shù)值范圍，同時也為新型Mg-Sn基合金的研發(fā)提供參考。

1 實驗材料與方法

實驗確定4個目標合金成分：Mg-5Sn-2Al-Zn、Mg-5Sn-2Al-Zn-0.2%Mn、Mg-5Sn-2Al-Zn-0.5%Mn、Mg-5Sn-2Al-Zn-0.8%Mn。

實驗所用主要金屬材料為純度99.9%工業(yè)純鎂錠和錫錠，合金元素Al和Zn選擇99.9%高純度工業(yè)鋁、鋅粒，由于Mn的熔點較高，超過1000℃，無法直接加入，所以選擇含Mn10%的Mg-Mn中間合金的形式加入。熔煉設備為井式坩堝電阻爐。首先使爐溫升高到400℃，然后將純鎂錠放入爐內(nèi)坩堝中，同時向爐內(nèi)通入保護氣體，保護氣氛為1%SF6+99%CO2(體積分數(shù))的混合氣體；當溫度升高到大約700℃且鎂錠全部熔化后，向Mg金屬熔體中逐一加入計算所得Sn、Al、Zn以及Mg-10%Mn中間合金；繼續(xù)加熱到740℃，用攪拌桿攪拌熔體使合金元素均勻溶解，保溫20min；保溫結(jié)束后去除熔體表面熔渣，降溫至720℃，靜置20min后澆入金屬鑄模中冷卻凝固。

金相試樣取自鑄錠中部，試樣經(jīng)切割、常規(guī)打磨、拋光后，采用1%草酸水溶液腐蝕。利用光學顯微鏡(OM)對鑄態(tài)試樣進行顯微組織觀察。對四種不同Mn含量合金進行450℃固溶24h，達到均勻化的目的[6]。通過X射線衍射儀(XRD)分析相組成，采用掃描電鏡(SEM)對試樣進行金相及EDS能譜分析。將鑄態(tài)試樣及固溶后試樣切割成φ8mm×15mm圓柱體，在萬能試驗機下進行壓縮性能檢測。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 合金的組織演變與分析

Sn除了部分會在合金中溶于α-Mg外，Sn還會與Mg形成反CaF2晶體結(jié)構(gòu)的Mg2Sn相。圖1為四種不同Mn含量合金的金相顯微組織。凝固組織均由α-Mg枝晶及枝晶間組織組成。淺色區(qū)域是α-Mg，枝晶間的深色網(wǎng)狀部分為Mg2Sn和其他相的混合組織。從圖1可以看出，鑄態(tài)合金枝晶間存在大量化合物以及彌散的化合物顆粒，主要因為合金中Sn、Al等元素含量較高，且合金澆鑄凝固過程較快，各部分熱量擴散不均，屬于典型的非平衡結(jié)晶過程，所以化合物大多分布于枝晶邊界上[7]。在枝晶間存在的黑色顆粒一般是彌散分布的點狀Mg2Sn相[8]。Mn元素含量從0%逐漸增加到0.8%，合金的鑄態(tài)組織產(chǎn)生了明顯的變化，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)逐漸得到強化，局部枝晶得到細化，枝晶間彌散分布的顆粒數(shù)量也逐漸增多。

圖1 鑄態(tài)Mg-5Sn-2Al-Zn-xMn合金組織

圖2為四種成分合金鑄態(tài)的X射線衍射圖譜。

圖2 Mg-5Sn-2Al-Zn-xMn合金鑄態(tài)XRD圖譜

從圖2中可以看出，鑄態(tài)合金XRD圖譜中有眾多明顯的α-Mg衍射峰，以及多個Mg2Sn衍射峰及少量β-Mg17Al12衍射峰，因此可以推斷合金的主要組成相為α-Mg相、Mg2Sn相以及較少的β-Mg17Al12相。由于四種合金的成分較為相近，只是存在微量Mn元素的差異，所以四種合金的衍射圖譜及峰強度近乎一致。

圖3為四種合金在450℃下固溶24h后的X射線衍射圖。

圖3 Mg-5Sn-2Al-Zn-xMn合金固溶XRD圖譜

從圖3中可以看出，經(jīng)過450℃較長時間固溶后，X射線衍射峰的數(shù)量和標定的物相種類都有所減少，多個Mg2Sn相衍射峰消失，除了α-Mg相衍射峰外只殘存一個微弱的β-Mg17Al12衍射峰，說明固溶效果比較好，基本使合金達到了均勻化。

圖4為Mg-5Sn-2Al-Zn-0.5Mn合金鑄態(tài)及固溶后的掃描電鏡照片。綜合圖2、圖3及圖4可以看出，經(jīng)過450℃、24h的固溶處理后大部分Mg2Sn顆粒和枝晶邊界上的非平衡偏聚相(富Sn、Al的化合物)溶入基體中，晶界變得模糊，組織變得均勻。

圖4 Mg-5Sn-2Al-Zn-0.5Mn合金顯微組織

圖5為含0.5%Mn合金的鑄態(tài)掃描電鏡照片。A區(qū)域為鑄態(tài)晶粒內(nèi)部，EDS分析其Mg、Sn含量分別為97.02wt%和2.98wt%，屬于部分Sn溶于α-Mg形成的基體組織。B區(qū)域位于晶界處，由EDS分析其元素組成為Mg、Sn和Zn，含量分別為94.68wt%、4.32wt%和1.00wt%，主要相組成為α-Mg以及少量Mg2Sn相和含Zn的中間相。C點顏色較亮，EDS分析其元素組成為Mg、Sn、Al及Zn，含量分別為59.16wt%、37.68wt%、2.09wt%和1.07wt%，分析其主要組成相為Mg2Sn相、少量的β-Mg17Al12相及其他少量中間相。

圖5 Mg-5Sn-2Al-Zn-0.5Mn合金鑄態(tài)組織及EDS

圖6為三種Mn含量合金固溶組織SEM及EDS圖。

圖6 Mg-5Sn-2Al-Zn-xMn合金固溶組織SEM及EDS

圖6a為掃描電鏡1000倍下Mg-5Sn-2Al-Zn-0.2Mn合金固溶組織金相。從圖6a中已觀察不到化合物的偏聚，說明固溶較為充分。對A、B點及C區(qū)域進行EDS分析得出元素組成如表1所示。

表1 含0.2%Mn固溶組織A、B點及C區(qū)域元素組成 wt%

由表1可知，A點元素主要組成相為α-Mg相、Mg2Sn相及少量含Al中間相；B點和C區(qū)域成分較為接近，由其元素組成可分析該區(qū)域主要為α-Mg相及少量Mg2Sn相。從圖6a中可以看到一定數(shù)量彌散分布的細小第二相，這種固溶后的顯微組織避免了粗大的第二相在晶界處阻礙塑性變形，適合進行后續(xù)擠壓變形。

圖6b為Mg-5Sn-2Al-Zn-0.5Mn合金固溶組織掃描電鏡照片，對A、B、C點及D區(qū)域進行EDS分析得出元素組成如表2所示。

表2 含0.5%Mn固溶組織A、B、C點及D區(qū)域元素組成 wt%

由表2可知，A點元素主要組成相為α-Mg相、Mg2Sn相及少量含Zn中間相；B點由其元素組成分析該區(qū)域主要為β-Mg17Al12相、Al-Mn相并很可能是Al11Mn4相，以及少量Mg2Sn相；C點相組成與B點類似，且根據(jù)元素含量及形態(tài)可以推斷該區(qū)域的Al-Mn相中包含Al11Mn4和Al8Mn5兩種[9]；D區(qū)域為典型的固溶體組織。

圖6c為Mg-5Sn-2Al-Zn-0.8Mn合金固溶組織金相；與圖6a及圖6b相比，Mn含量增加，析出且彌散分布的較小的第二相粒子明顯增多，部分第二相粗化，對A、B、C、D四點進行EDS分析得出元素組成如表3所示。

表3 含0.8%Mn固溶組織A、B、C點及D區(qū)域元素組成 wt%

由表3數(shù)據(jù)可以看出，A、B、C三個區(qū)域的元素分布相類似，且三個區(qū)域,Al、Mn的含量百分比都相差不大，所以三個區(qū)域的相組成主要是α-Mg相及Al-Mn相；而D區(qū)域則為典型的部分Sn溶于Mg形成的基體組織。

2.2 合金力學性能分析

將四種合金鑄態(tài)及固溶后的樣品加工成φ8mm×15mm圓柱體試樣，在萬能試驗機下進行室溫壓縮實驗，壓縮進行到樣品破損為止，測試樣品抗壓性能。圖7為四種不同Mn含量試樣在鑄態(tài)及固溶狀態(tài)下的極限抗壓強度。

圖7 Mn含量對室溫抗壓強度的影響

由圖7可以看出，無論是鑄態(tài)還是固溶態(tài)，隨著Mn含量的逐漸增加，合金的極限抗壓強度都呈現(xiàn)一個先升后降的趨勢，并且固溶后的樣品抗壓強度多數(shù)高于鑄態(tài)，這樣的結(jié)果可能是固溶強化和彌散強化共同作用形成的。由于固溶體溶質(zhì)大量溶于基體，造成局部晶格畸變，結(jié)合彌散分布于固溶體中的顆粒相，增大了位錯運動的阻力，使滑移難以進行，從而使合金固溶體的室溫強度得到提高。當Mn含量從0%增加到0.2%或0.5%時，兩種狀態(tài)合金的極限抗壓強度都得到提高，特別是固溶態(tài)合金Mn含量由0%增加到0.2%時，其極限抗壓強度由355MPa躍升至約370MPa,雖然繼續(xù)增加Mn到0.5%，抗壓強度有所下降，接近360MPa，但仍然高于不含Mn的合金樣品。這是由于加入少量Mn元素生成了細小而彌散的Al-Mn相，起到一定的彌散強化作用。當Mn含量從0.5%增加到0.8%，鑄態(tài)合金抗壓強度由360MPa驟降至300MPa，固溶態(tài)合金抗壓強度也由360MPa驟降至320MPa，綜合圖6分析，造成這種結(jié)果是因為彌散分布的細小Al-Mn相增加，并且逐漸粗化，部分粗化成為細小塊狀，同時組織中析出的Mg2Sn等顆粒狀第二相明顯增多，Mg2Sn相易脆性斷裂，在變形中對組織產(chǎn)生割裂，綜合作用導致抗壓強度顯著下降。

3 結(jié)論

(1)鑄態(tài)的Mg-5Sn-2Al-Zn合金的相組成主要是α-Mg相和Mg2Sn相以及較少的β-Mg17Al12相。隨著Mn含量的逐漸提高，枝晶間網(wǎng)狀組織得到強化，析出的顆粒狀第二相數(shù)量增多；

(2)經(jīng)過450℃長時間固溶處理，Mg2Sn相大部分溶于基體組織，而Al-Mn相等不易固溶，彌散分布于合金組織中；

(3)合金的室溫抗壓強度隨著Mn含量的提高呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢，且Mn含量在0.2%時，室溫抗壓強度最高；

(4)固溶后合金強度普遍高于鑄態(tài)，主要是固溶強化和彌散分布的細小的Al-Mn相共同作用的結(jié)果。當Mn含量達到0.8%，抗壓強度顯著降低。

[1]張靜，潘復生，李忠盛.耐熱鎂合金材料的研究和應用現(xiàn)狀[J].鑄造，2004,53(10)：770-774.

[2]Sung Hyuk Park，Jae-Gil Jung，Jonghun Yoon，et al.Influence of Sn addition on the microstructure and mechanical properties of extruded Mg-8Al-2Zn alloy [J].Materials Science & Engineering,2015,A(626):128-135.

[3]Fugang Qi,Dingfei Zhang,Xiaohua Zhang,et al.Effect of Sn addition on the microstructure and mechanical properties of Mg-6Zn-1Mn (wt.%) alloy[J].Journal of Alloys and Compounds,2014(585):656-666.

[4]董旭光,付俊偉,楊院生.Al和Zn對鑄造Mg-5Sn合金微觀組織和力學性能的影響[J].金屬學報,2013,49(5):621-628.

[5]朱蜜,龔佳,王少華,等.Mn對Mg-9Al-2Sn鎂合金耐蝕性能的影響[J].腐蝕科學與防護技術(shù),2013,25(6):477-482.

[6]Yang Mingbo,Qin Caiyuan,Pan Fusheng.Effects of heat treatment on microstructure and mechanical properties of Mg-3Sn-1Mn magnesium alloy [J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2011(21):2168-2174.

[7]田樹科,郭學鋒.鑄態(tài)Mg-Sn-Al-Zn合金組織和力學性能[J].熱加工工藝,2014,43(4):64-67.

[8]曹鳳紅,陳云貴,丁武成,等.Ca對鑄態(tài)Mg-5Sn-3Al-2Zn合金組織與性能的影響[J].特種鑄造及有色合金,2015,35(11):1133-1136.

[9]吳震,金培鵬,王金輝,等.Mg-Al-Mn系鎂合金中含Mn粒子的形貌和分布特征[J].鑄造技術(shù),2014,35(6):1121-1123.

(責任編輯：趙麗琴)

Effect of Mn Addition on the Microstructure and Properties of Mg-5Sn-2Al-Zn Alloys

MU Tong1,SUN Zhen2,DENG Ziyu1,DONG Xuguang1，CUI Haitao1

(1.Shenyang Ligong University，Shenyang 110159，China;2.Shenyang Research Institute of Nonferrous Metals,Shenyang 110141,China)

Mg-5Sn-2Al-Zn-xMn(x=0,0.2,0.5and0.8) alloys with different compositions were prepared by using pure Mg,Sn,Al,Zn and Mg-10%Mn alloy.The microstructure and mechanical properties of different alloys were analyzed by optical microscopy,XRD(X-ray diffraction),SEM(scanning electron microscopy) and the compression intensity tester.The results show that Mg-5Sn-2Al-Zn alloys are composed mainly of α-Mg,Mg2Sn and some β-Mg17Al12phases.The addition of Mn promoted the precipitation of Mg2Sn and β-Mg17Al12phases at grain boundaries and in dendritic arms,and made dendritic grains refined.The compressive test was also done by using alloys of different Mn addition.While the addition of Mn reached 0.2% or 0.5%,the alloys performed better in mechanical properties at room temperature,the compressive strength of alloys after solution increased from 355MPa of no Mn addition to 370MPa and 360MPa.The compressive strength of cast alloys also increased from 350MPa to 360MPa.With the Mn content of 0.8%,second phases of particulate form in the structure increased significantly,and the mechanical properties fell dramatically. Key words： Mg-5Sn-2Al-Zn alloy；addition of Mn；microstructure；mechanical properties

2016-08-26

遼寧省教育廳一般項目(L2014074)

穆桐(1990—)，男，碩士研究生；通訊作者：鄧子玉(1961—)，男，教授，研究方向：新材料塑性成形技術(shù)。

1003-1251(2017)03-0027-05

TG113

A