毛萍莉， 李華祎

(沈陽工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 沈陽 110870)

Mg-Zn-Y合金的相關(guān)研究中，根據(jù)Zn、Y比的不同，可形成兩種具有獨特性能的相，即長周期有序結(jié)構(gòu)相(LPSO相)和準晶相(I相)[1-3].準晶相熱力學(xué)穩(wěn)定性較好，屬脆硬相，已有很多學(xué)者[4-5]研究了熱處理等工藝對含有準晶相的Mg-Zn-Y合金的組織與性能的影響.LPSO相同樣是一個非常重要的研究熱點，LPSO相具有很強的各向異性，是材料機械性能的有效增強相[6-9]，調(diào)控其形態(tài)和分布對優(yōu)化Mg-Zn-Y合金性能具有非常重要的意義.當前強化鎂合金的方法眾多，如加入合金元素，改善熱加工工藝，進行表面機械加工、動態(tài)塑性變形等[10-12].Shi等[13]研究了Mg-4Zn-4Y合金的組織與力學(xué)性能之間的關(guān)系后發(fā)現(xiàn)，合金的高強度主要來源于LPSO相，其本身的堆垛結(jié)構(gòu)會引起晶格畸變，使得合金的彈性能增加.Li等[14]對鑄態(tài)Mg-0.9Zn-1.6Y、Mg-2.1Zn-5.2Y和Mg-3.1Zn-7.6Y合金進行了拉伸測試后指出，這三種合金中所含的網(wǎng)狀W相為脆性相，對合金強度不利，且LPSO相在基體中隨機分布，因而未充分發(fā)揮強化作用.Zhu等[15]研究了Y/Zn原子比為1和0.75的Mg-7Zn-7Y和Mg-7.2Zn-5.4Y合金的性能后發(fā)現(xiàn)，除LPSO相外，合金組織中還含有W相，且經(jīng)熱擠壓后兩相開始彌散分布，提供了較高的強化作用.

本文選擇同時具有LPSO相和W相的Mg-2Zn-3Y合金為研究對象，通過設(shè)計一系列固溶處理試驗，旨在通過改變固溶溫度保留高溫過飽和組織，從而調(diào)控合金的微觀組織形態(tài)，進而達到改善合金拉伸力學(xué)性能和硬度的目的.通過確定Mg-2Zn-3Y合金的最佳固溶溫度，以期為進一步優(yōu)化含LPSO相的Mg-Zn-Y系合金的成分與性能提供參考.

1 材料及方法

以99.95%純鎂、99.7%純鋅、Mg-25%Y中間合金為原材料，熔煉設(shè)備采用表面噴有薄氮化硼涂料的碳鋼坩堝和功率為5kW的控溫坩堝電阻爐.熔煉時通入99.8%N2和余量SF6作為保護氣體，首先將鎂錠在700 ℃徹底熔化，然后加入Mg-25%Y中間合金和純鋅錠，將爐溫調(diào)至720 ℃并靜置一段時間.待合金液完全熔化后，將其充分攪拌，然后保溫30 min，經(jīng)過凈化澇渣處理后，最后澆注到預(yù)先預(yù)熱到250 ℃的圓柱模具中.試驗合金的名義化學(xué)成分如表1所示(數(shù)據(jù)均為原子分數(shù)).

表1 合金化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of alloy %

考慮到固溶溫度一般要高于第二相從基體中析出的相應(yīng)溫度，又要防止溫度太高破壞合金組織，為獲得過飽和度最大的固溶體，本文采用430、450、470和490 ℃作為固溶溫度進行測試.在具體固溶處理工藝中將試樣置入填滿MgO粉末的石墨坩堝中，使得試樣表面完全被覆蓋，進而隔絕空氣.將熱處理爐預(yù)熱至200 ℃，放入裝好試樣的石墨坩堝，在4個固溶溫度下分別保溫12 h，固溶完畢后將試樣迅速放至75 ℃熱水中水淬，隨后取出備用.

經(jīng)粗磨、精磨和拋光后，利用4%硝酸+96%無水乙醇的腐蝕液將試樣腐蝕7～10 s，隨后采用酒精清洗并烘干試樣，然后利用Zeiss Axio ObserverA1型蔡司金相顯微鏡(OM)觀察合金的微觀組織，利用帶有能譜分析儀的HitachiS-3400N掃描電子顯微鏡(SEM)觀察并分析合金中第二相的分布、尺寸、數(shù)量及微區(qū)成分.

采用D/maxⅢA型X射線衍射儀(XRD)來分析合金的物相組成，掃描角度范圍為20°～90°，掃描速度為10(°)/min.將拉伸試樣表面打磨光滑，去除表面雜質(zhì)，利用WDW-100萬能拉伸試驗機測試合金的室溫拉伸性能，拉伸速度為2 mm/min，拉伸試樣尺寸如圖1所示(單位：mm).預(yù)先標記好20 mm初始標距以計算斷后伸長率，每種狀態(tài)的試樣至少需做3次拉伸試驗，測量結(jié)果取試驗均值.采用TMVP-1型數(shù)顯顯微維氏硬度計進行硬度測試，加載載荷為50 g，加載時間為10 s，每種狀態(tài)試樣至少選取10個不同區(qū)域的點進行測試，去掉最值后取余下點的平均值作為最終結(jié)果.

圖1 拉伸試樣尺寸Fig.1 Size of tensile sample

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

2.1.1 鑄態(tài)合金組織

圖2為鑄態(tài)Mg-2Zn-3Y合金微觀組織及EDS能譜(室溫25 ℃).圖3為固溶處理前后合金的XRD圖譜.由圖2可見，該合金第二相組織分布不均勻，除了深色鎂基體外，其組織還含有白色和灰色兩種襯度相.結(jié)合圖3可以確定，點A處為白色襯度W相(Mg3Zn3Y2)，而點B處為灰色襯度LPSO相(Mg12ZnY).由圖2可以觀察到，LPSO相互連接呈骨骼狀分布在α-Mg基體中，W相鑲嵌在LPSO相間呈條狀.通常采用常規(guī)法鑄造時，鑄件易于出現(xiàn)氣孔等缺陷，且當合金中含有高熔點元素時，會存在個別未熔單相.在Mg-2Zn-3Y合金鑄態(tài)組織中發(fā)現(xiàn)存在個別很難完全溶入基體的未熔釔塊，因而為了提高合金組織的均勻性，同時提高合金的力學(xué)性能，有必要對合金進行固溶處理.

圖2 鑄態(tài)合金顯微組織與能譜Fig.2 Microstructures and energy spectrum of as-cast alloy

圖3 固溶處理前后合金的XRD圖譜Fig.3 XRD spectrum of alloy before and after solution treatment

2.1.2 固溶態(tài)合金組織

將Mg-2Zn-3Y合金分別在430～490 ℃范圍內(nèi)以20 ℃為溫度增量進行固溶處理.由圖3可見，與鑄態(tài)合金相比，450 ℃固溶態(tài)合金中相的種類未有變化，但第二相衍射峰的強度有所減弱.

圖4為固溶態(tài)合金的顯微組織.對圖4中不同固溶溫度下的OM和SEM組織進行對比分析，并利用ImageJ軟件進行第二相尺寸測量后發(fā)現(xiàn)，固溶處理后合金組織均勻性得到改善，第二相發(fā)生了不同程度的溶解，α-Mg基體的過飽和固溶程度提高.由430 ℃開始固溶時，合金中的局部大塊LPSO相熔斷為小塊組織，LPSO相整體骨骼開始變得均勻分散，LPSO相平均厚度為13.5 μm，條狀W相熔斷呈斷續(xù)點狀，平均長度由鑄態(tài)時的63.4 μm減小為50.9 μm(見圖4a、b).當固溶溫度升高至450 ℃時，LPSO相和W相熔斷量逐漸增大，塊狀LPSO相分離出層片狀形貌，平均厚度減小為8.2 μm，W相繼續(xù)熔斷，平均長度減小為39.6 μm(見圖4c、d).當固溶溫度達到470 ℃時，第二相均發(fā)生稍許粗化，LPSO相平均厚度為9.4 μm，斷續(xù)的W相進一步熔斷，長度減小至14.6 μm(見圖4e、f).當固溶溫度繼續(xù)升高至490 ℃時，合金組織的完整性在高溫下被損壞，第二相發(fā)生了重熔，表現(xiàn)出較嚴重的過燒現(xiàn)象(見圖4g、h).

圖5為合金中第二相演變的簡化模型.結(jié)合圖4和圖5可知，W相在固溶過程中發(fā)生了熔斷、球化、粗化和重熔4個過程.

當最初的溶質(zhì)原子溶入基體時，W相局部熔斷呈斷續(xù)條狀.界面熱力學(xué)中的Thomson-Freundlich公式[16-17]可以表示為

(1)

式中：Cr為與曲率半徑為r的顆粒相相平衡的母相溶解度；C∞為與曲率半徑為R的較平坦界面處相平衡的母相溶解度；M為摩爾質(zhì)量；σ為比界面能；ρ為第二相密度；T為熱力學(xué)溫度.由式(1)可知，第二相的溶解度與第二相各處的曲率半徑具有密切關(guān)系，在第二相突出位置處r值較小而溶質(zhì)原子濃度較高，在第二相較平滑處R值較大而溶質(zhì)原子濃度較低.為了降低相界面的溶質(zhì)原子濃度差，重新達到界面平衡，溶質(zhì)原子Zn、Y將由突出部位遷移至平滑處(如圖5中由a向b的擴散)，從而使得r、R逐漸趨近，進而使得內(nèi)部為網(wǎng)狀形貌的條狀W相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榘霃骄鶆虻那驙?當繼續(xù)保溫且溫度較高時，Zn、Y在大半徑球狀顆粒界面處的溶質(zhì)原子濃度較高，進而將吞并周圍的較小半徑球狀顆粒，從而使得W相發(fā)生了粗化.同時不同固溶溫度下的LPSO相也逐步發(fā)生熔斷，使得塊狀區(qū)域分離為板條狀和層片狀，隨著固溶溫度的升高，板條間將發(fā)生分離.當固溶溫度過高時，W相和LPSO相在晶界和晶內(nèi)分別形成重熔三角區(qū)和重熔球，進而嚴重損壞了合金組織.

圖4 固溶態(tài)合金顯微組織Fig.4 Microstructures of alloy at solid solution state

圖5 第二相演變簡化模型Fig.5 Simplified evolution model for second phases

由此可見，為了讓更多的第二相溶解于鎂基體中，當在450 ℃固溶時，可以在第二相不發(fā)生粗化的情況下令Mg-2Zn-3Y合金基體達到盡可能高的過飽和程度，從而使得網(wǎng)狀W相溶解為球狀，同時使得作為強化相的LPSO相分布更加均勻，此時合金的固溶效果最好.

2.2 拉伸性能

通常采用固溶處理能夠很好地起到強化鎂合金的作用.Mg-2Zn-3Y合金為具有LPSO有效增強相的稀土鎂合金，對其進行拉伸力學(xué)性能測試能夠反映出合金組織與強度之間的關(guān)系.圖6為Mg-2Zn-3Y合金的拉伸性能測試結(jié)果，具體測試指標數(shù)據(jù)如表2所示.由圖6和表2可見，隨著固溶溫度的提高，Mg-2Zn-3Y合金的抗拉強度、屈服強度和伸長率呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢，合金在450 ℃固溶時的拉伸性能最好，其抗拉強度為187 MPa，屈服強度為107 MPa，伸長率為8.0%，拉伸測試結(jié)果與合金組織特征相符，說明合金在450 ℃下的固溶強化效果最好.Mg-2Zn-3Y合金強化因素主要有兩方面：一方面是高溫下Zn、Y溶質(zhì)原子獲得擴散遷移能力，使得第二相發(fā)生溶解，Zn、Y與Mg的原子半徑相差約為15%，Zn、Y溶入α-Mg基體時，基體晶格的點陣位置會被Zn、Y所占據(jù)，構(gòu)成置換固溶體，造成晶格畸變，使得位錯不容易通過，位錯運動阻力增大，從而強化基體[18]；另一方面是W相的球化作用使得原本對基體具有割裂作用的魚鱗狀組織轉(zhuǎn)變?yōu)閼?yīng)力集中較小的光滑無尖角的球狀組織，球狀W相和層片狀LPSO相起到了協(xié)同強化作用[19].在提高固溶溫度后，LPSO相并不能完全溶解，因而在固溶態(tài)合金中仍可起到強化作用.

2.3 顯微硬度

圖7為Mg-2Zn-3Y在不同固溶溫度下的顯微硬度.通常維氏硬度可以反映鎂合金局部抵抗塑性變形的能力，其硬度的大小與第二相的特性、形態(tài)和分布與基體飽和度有關(guān).由圖7可知，Mg-2Zn-3Y合金的硬度隨固溶溫度的提高先增大后減小.當固溶溫度為450 ℃和470 ℃時，合金硬度相差不大，當固溶溫度為470 ℃時，合金硬度達到最大值83.0 HV.分別對合金的球狀W相與LPSO相接觸區(qū)域以及α-Mg基體進行測試后發(fā)現(xiàn)，合金基體硬度較小，其數(shù)值為67.2 HV，LPSO相與W相接觸區(qū)域硬度為83.9 HV，表明第二相具有較好的強化效果，球狀W相有利于提高合金的硬度，同時固溶態(tài)組織的均勻化也有效提升了合金的整體硬度.

圖6 Mg-2Zn-3Y合金拉伸性能Fig.6 Tensile properties of Mg-2Zn-3Y alloy

表2 Mg-2Zn-3Y合金拉伸性能指標Tab.2 Tensile property indexes of Mg-2Zn-3Y alloy

圖7 Mg-2Zn-3Y合金顯微硬度Fig.7 Microhardness of Mg-2Zn-3Y alloy

3 結(jié) 論

不同固溶溫度對鑄態(tài)Mg-2Zn-3Y合金的微觀組織、強度、伸長率和硬度產(chǎn)生了一定影響，通過分析可以得到如下結(jié)論：

1) 鑄態(tài)Mg-2Zn-3Y合金由LPSO相和W相構(gòu)成.固溶處理后合金的相組成未有改變，兩相部分溶于基體，LPSO相塊狀區(qū)域分離為層片狀，W相呈現(xiàn)出熔斷、球化、粗化、重熔4個過程.

2) 在450 ℃固溶處理下合金中的LPSO相和W相溶解程度較高，合金基體過飽和程度也較高，此時固溶效果最好.

3) 合金強化機制主要為固溶強化和球狀W相與LPSO相的第二相協(xié)同強化.