（太原科技大學(xué)，山西 太原 030024）

鎂合金作為當(dāng)下最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，有著較高的比剛度和比強(qiáng)度，減震性能、阻尼性強(qiáng)以及磁屏蔽性能好等多種優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、軌道交通、軍工等多項(xiàng)領(lǐng)域得到不同程度的應(yīng)用，被稱作“21 世紀(jì)的綠色工程材料”[1-4]。由于Mg-Al 系鎂合金在使用溫度高于120 ℃時(shí)，其力學(xué)性能會(huì)顯著降低，使得Mg-Al 系鎂合金的使用受到了限制[5-6]。

在Mg-Al 系鎂合金中加入少許具有細(xì)化晶粒和凈化熔體的稀土元素，鋁原子與化學(xué)活性高的稀土原子反應(yīng)結(jié)合成為高熔點(diǎn)彌散強(qiáng)化相，從而能抑制低熔點(diǎn)鎂鋁相的出現(xiàn)，形成高熔點(diǎn)的第二相，最終提高合金的力學(xué)性能[7-10]。稀土釤在鎂中具有固溶度大的優(yōu)點(diǎn)，并且具備細(xì)化晶粒和固溶強(qiáng)化效果[11-13]。鑒于此，本文將研究不同含量的釤對Mg-6.5Al-1.2Zn-0.3Mn 合金顯微組織和力學(xué)性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)過程

實(shí)驗(yàn)選取純度為99.95%的鎂錠，99.95%的鋅錠，99.7%的工業(yè)純鋁，和Al-10%Mn 中間合金、Mg-15%Sm 作為原材料，使用RJ-6 為精煉劑、覆蓋劑。以上原料須在溫度設(shè)定為200 ℃的烘干箱中預(yù)熱后裝入坩堝爐，在井式電阻爐中進(jìn)行熔煉時(shí)將采用熔劑保護(hù)，熔煉溫度約730 ℃后向其中加入Mg-15%Sm 中間合金，并進(jìn)行機(jī)械攪拌，760 ℃保溫10 min 后，將熔液澆注到預(yù)熱好的金屬模具中。表1為各合金的化學(xué)成分。

表1 試驗(yàn)合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

試驗(yàn)合金采用5504 型萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)對其進(jìn)行力學(xué)性能的測試，拉伸試樣尺寸如圖1 所示，拉伸速度設(shè)定為2 mm/min，最終每個(gè)樣品測量結(jié)果選取4 個(gè)拉伸樣的平均值。

圖1 試樣拉伸尺寸示意圖

最后，采用OM、XRD、S-4800 場發(fā)射式掃描電鏡進(jìn)行金相觀察和分析，分析其金相組織、相組成以及第二相的分布和形貌。

2 結(jié)果與討論

2.1 合金中的相組成與顯微組織

為了確定合金中的相組成，對所制備的合金進(jìn)行X 射線衍射圖譜（XRD）分析，如圖2 所示。從XRD 圖中可知：合金中存在α-Mg，β-Mgl7All2，Al2Sm三種相。隨著合金中Sm 含量的增加，合金中Al2Sm相的數(shù)量逐漸增多，而合金中的β-Mg17Al12相逐漸減少?？梢?，隨著Sm 元素的添加，Sm 與Al 優(yōu)先結(jié)合生成Al2Sm 相，奪去了合金中的Al 元素，自然使得β-Mg17Al12相逐漸減少。

圖2 Mg-6.5Al-1.2Zn-0.3Mn-xSm 合金的XRD 圖譜

圖3 所示是不同Sm 含量Mg-6.5Al-1.2Zn-0.3Mn 鎂合金的鑄態(tài)微觀組織。由圖3a）可知鎂合金晶界很細(xì)，晶粒尺寸較大，可明顯觀察到基體相α-Mg 和第二相β-Mg17Al12，其中基體相呈粗大塊狀分布，第二相主要沿晶界呈不規(guī)則的點(diǎn)狀分布，只有少量分布在晶內(nèi)。圖3b）可見，隨著Sm含量的增加，α-Mg 基體得到細(xì)化，β-Mg17Al12相開始變少，并且在晶界處開始呈現(xiàn)出半連續(xù)網(wǎng)狀分布，且晶內(nèi)的β 相開始減少，合金的晶粒尺寸在不斷發(fā)生變化，同時(shí)彌散分布第二相的數(shù)目逐漸增多?？梢?，稀土Sm 元素的添加對鎂合金具有晶粒細(xì)化的作用。從圖3c）可知，當(dāng)ω（Sm）=2.0%時(shí)，在晶粒內(nèi)部幾乎不存在β 相，同時(shí)觀察到鑄態(tài)合金晶粒開始變粗大。

圖3 Mg-6.5Al-1.2Zn-0.3Mn-xSm 合金的金相顯微組織

為了進(jìn)一步分析鎂合金試樣組織的形貌狀態(tài)，采用掃描電鏡對Mg-6.5Al-1.2Zn-0.3Mn-1.0Sm 合金試樣進(jìn)行掃描觀察，如圖4a）觀察到合金組織是由不連續(xù)白色第二相β-Mg17Al12，點(diǎn)狀和粒狀的A1-RE 相和黑色基體α-Mg 所構(gòu)成。當(dāng)Sm 質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%時(shí)，第二相多數(shù)呈塊狀聚集在基體中，第二相逐漸變細(xì)小。其原因是合金中的Al 與Sm 優(yōu)先形成了Al2Sm，粗大的β-Mg17Al12相由粗線條狀、塊狀變?yōu)閺浬⒎植?、不連續(xù)的顆粒狀和小塊狀。圖4c）～e）分別為圖4a）富釤相線掃描的結(jié)果。結(jié)果表明：Al 和Sm 是相中心區(qū)的主要組成部分，而Mg 占據(jù)了相周圍的區(qū)域，作為合金組成元素的鋅卻沒有在線掃描中顯示。所以，線掃描結(jié)果證實(shí)了在Mg-6.5Al-1.2Zn-0.3Mn-1.0Sm 鎂合金中Al 與Sm形成了金屬間化合物。

2.2 合金的力學(xué)性能

圖5 和表2 分別為樣品的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線和力學(xué)性能，由圖可知Mg-6.5Al-1.2Zn-0.3Mn-xSm合金的屈服強(qiáng)度和室溫抗拉強(qiáng)度隨著衫元素的加入得到了明顯提高，合金的塑性有所改善。當(dāng)加入1%的Sm 時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度為161.8 MPa，塑性為7.33%.這是由于室溫下Sm 在Mg 基體中的固溶度比較小，當(dāng)加入的Sm 適量時(shí)，形成的第二相彌散分布阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，材料的強(qiáng)度上升。當(dāng)Sm 加入量達(dá)到2%時(shí)，晶粒細(xì)化不明顯，伸長率有所降低。

圖4 鑄態(tài)Mg-6.5Al-1.2Zn-0.3Mn-1Sm 合金的SEM 及富Sm 相的線掃描圖

表2 試驗(yàn)合金室溫時(shí)的力學(xué)性能

圖5 Mg-6.5Al-1.2Zn-0.3Mn-xSm（x=0，1，2）合金的室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線

3 結(jié)論

1）Sm 元素對鎂合金Mg-6.5Al-1.2Zn-0.3Mn-xSm有細(xì)化晶粒的作用，并且Sm 與Al 優(yōu)先生成Al2Sm相，使得合金中的β-Mg17Al12相減少；由于Sm 元素的加入使得粗大的β-Mg17Al12相由網(wǎng)狀變?yōu)閺浬⒎植?、不連續(xù)的顆粒狀和小塊狀，并且Al2Sm 相能夠阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，阻礙晶界的遷移，細(xì)化晶粒，提高變形抗力.

2）在本實(shí)驗(yàn)條件下隨著Sm 質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加Mg-6.5Al-1.2Zn-0.3Mn-xSm 合金抗拉強(qiáng)度有所提高，塑性也得到提高；當(dāng)Sm 質(zhì)量分?jǐn)?shù)增大到一定數(shù)值時(shí)Mg-6.5Al-1.2Zn-0.3Mn-xSm 合金的塑性與抗拉強(qiáng)度反而會(huì)有所降低。

3）在本實(shí)驗(yàn)條件下Sm 質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%，比Sm質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2%對Mg-6.5Al-1.2Zn-0.3Mn-xSm 合金的晶粒細(xì)化程度以及力學(xué)性能的提高更明顯。