一種高硬度鑄造鎂合金

任英磊,王俊杰,李榮華,楊君寶,邱克強

(沈陽工業大學 材料科學與工程學院,沈陽 110870)

一種高硬度鑄造鎂合金

任英磊,王俊杰,李榮華,楊君寶,邱克強

(沈陽工業大學 材料科學與工程學院,沈陽 110870)

設計了一種成分 (質量分數 /%)為Mg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si的合金,利用金相顯微鏡、掃描電鏡、X射線衍射和維氏硬度計研究了自然冷卻、快速冷卻及時效處理對合金顯微組織和硬度的影響.Mg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si合金慢冷組織主要由α-Mg、Mg2Cu6Al5、CaMgSi、Mg2Zn3等相構成,沒有出現Mg17Al12相.合金經快冷后,抑制了第二相從基體中的析出;時效 10 h后,CaMgSi相以細小的塊狀相均勻析出.合金具有較高的硬度值,在時效時間 10 h時最大 HV值達到 111.

鑄造鎂合金;時效處理;組織;維氏硬度

高強度鎂合金大多以Mg-Zn合金為基體,但Mg-Zn合金的鑄造性能較差,在實際應用中,需要加入其他元素來改善其鑄造性能和綜合力學性能[1,2].Al對鎂合金具有較好的固溶強化效果,而且能夠改善鎂合金的流動性,從而改善其鑄造性能.Ca是提高鎂合金性能的重要合金元素.在耐熱鎂合金中,用 Ca進行合金化是提高鎂合金高溫性能的主要措施之一[3,4].同時,Cu的合金化特性和原子尺寸與 Ca相近[5],Cu的熔點(1 083℃)遠高于 Ca的熔點 (850℃),加入 Cu能提高Mg-Zn合金的共晶溫度,有利于合金元素在快冷或固溶處理過程中固溶在基體中,增強隨后的時效強化效應[6].Mn和 Si也是提高鎂合金強度的重要合金化元素.通過在鎂合金中加入多種合金元素,使主要析出相為熱穩定相,取代熱穩定性較差的強化相Mg17Al12,從而可以提高其高溫性能.

Zn的質量分數在 8%～14%和 Al的質量分數在 2%～6%范圍內的鎂合金具有較好的高溫性能[7].為了進入 Mg-Zn-Al合金的可鑄造區[8],參考了Mg-Zn-Al合金三元相圖[9],并考慮只有加入盡可能多的 Al才能有效地提高鎂合金的鑄造性能,選定 Mg-8Zn-6Al為合金的基體.對于Mg-Cu二元合金來說,w(Cu)在 3%左右時具有較好的鑄造力學性能[10].而加入少量的Si,Mn,可以細化晶粒,并提高合金的高溫穩定性.因此,本實驗確定 Mg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si合金成分 (質量分數 /%)作為研究對象,通過自然冷卻 (慢冷)、銅模鑄造 (快冷)及對快冷樣品的時效處理,探討了合金元素對Mg-Zn合金組織及維氏硬度的影響.

1 實驗方法

選用純度為 99.9%的 Mg、Zn、Cu、Ca、Si、Mn按質量分數/%為Mg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si進行配比,在氬氣保護條件下,采用DSL-300型真空感應爐石墨坩堝熔化合金,通過自然冷卻獲得母合金 (這里稱為慢冷合金).采用感應加熱將慢冷合金重新熔化,利用噴鑄技術將液態金屬澆入銅模中,制成直徑為 3 mm的合金棒 (這里稱為快冷合金).對快冷合金試樣在普通箱式爐中進行時效處理,采用石墨粉末保護,熱處理爐恒溫區的溫度波動為 ±5℃.時效后空冷至室溫.時效工藝為:在 180℃下分別保溫 1 h、5 h、10 h、50 h、75 h和 100 h.X射線衍射分析 (XRD)在 Rigaku D/Max-2500PC衍射儀上進行.金相分析在 ZeissObserverA1M顯微鏡上進行,所用的腐蝕液為 2%的硝酸酒精溶液.電子顯微分析在附帶 X射線能譜微區成分分析 (EDS)的 S-3400N型掃描電鏡 (SEM)上進行.采用 HVS-1000數顯顯微硬度計測試合金的顯微硬度,加載載荷為50 g,加載時間為 10 s,每組試樣測 6個點,取其平均值.

2 實驗結果與分析

2.1 慢冷Mg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si合金的顯微組織分析

圖1(a)為Mg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si合金在慢冷條件下的金相顯微組織形貌,可以看出,合金鑄態組織有明顯枝晶組織存在,枝晶間夾雜著很多細小的顆粒狀相,枝干上有短條狀析出物,晶內的析出相較少,合金組織粗大而不均勻,還生成了穿過幾個晶粒的粗大方形環狀相.這種特征從 SEM的形貌上更加清晰可見,如圖 1(b)所示.可以明顯看出,晶界具有共晶組織特征.根據圖 1(b)中箭頭所指的取點位置,將EDS分析結果在表 1中給出.其中粗大塊狀相(如圖 1b中箭頭 1所示)和金相組織照片中的方形環狀相是對應的.經過能譜分析,粗大塊狀相Ca、Mg、Si的摩爾比約等于 1∶1∶1(表 1中 1點 ),可知該相為 Ca-Mg-Si三元合金相.圖 1(b)中有大量明亮的板條狀相,其中最為明亮的相 (如圖 1b中箭頭 2所示)的 n(Cu):n(Al)接近 6:5(表 1中 2點),可知該相為 Mg-Cu-Al三元合金相.根據 XRD分析結果 (圖 5),可以確定粗大塊狀相是 CaMgSi相,最為明亮的板條狀相為Mg2Cu6Al5相,推斷其他明亮度稍微低的相為Mg2Zn3相.同時α-Mg基體 (如圖 1b中箭頭 3所示)中固溶了少量的 Zn和 Mn.可見,本文所設計的合金中不存在一般Mg-Al合金中常見的β-Mg17Al12.

圖1 Mg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si合金在慢冷條件下的顯微組織Fig.1 M icrostructure ofMg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si alloy in natural cooling condition(a)—OM;(b)—SEM

表1 Mg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si慢冷合金的 EDS分析結果 (摩爾分數 /%)Table 1 EDS analysis ofMg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si alloy in natural cooling condition.%

2.2 Mg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si合金快冷及時效顯微組織分析

圖2為快冷 Mg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si合金的 SEM組織.與慢冷合金組織相比,合金組織明顯得到細化,并且慢冷合金中的枝晶組織已經不再存在.由于銅模急冷作用,α-Mg基體固溶合金元素的能力增強,第二相析出有限.XRD分析不能確定第二相的生成,如圖 4所示.

圖2 快冷Mg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si合金的 SEM組織Fig.2 SEM m icrostructure of rap idly quenched Mg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si alloy

圖3為快冷 Mg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si合金在不同時效時間下的組織形貌.與快冷未時效組織相比,可以看出,時效 1 h后,合金組織有所粗化且不均勻,如圖 3(a)所示.時效 5 h后,部分晶界斷開,第二相沒有明顯的析出,仍表現為組織粗化過程,如圖 3(b)所示.根據XRD分析,合金中沒有明顯的第二相析出,如圖 4所示.時效 10 h后,合金組織的粗化基本完成.經過 EDS和 XRD分析,大圓塊狀組織是 Al、Mn元素的富集區,有暗色 CaMgSi相沿晶界和晶內彌散均勻分布,如圖 3(c)所示.XRD分析表明,合金中沒有發現 CaMgSi外的其他合金相,說明時效后其他合金元素沒有析出,仍主要固溶在合金基體組織中,起固溶強化的作用.CaMgSi相的彌散強化和合金元素的固溶強化作用,將在后面的硬度分析中得到驗證.時效 50 h后,合金晶界明顯粗大,第二相的生成量有所增多,如圖 3(d)所示.

圖3 Mg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si合金快冷后經不同時效時間的 SEM組織Fig.3 SEM m icrostructures ofMg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si al loy after rapid quenching and different aging t ime(a)—1 h;(b)—5 h;(c)—10 h;(d)—50 h

圖5為合金 Mg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si在不同處理狀態下的維氏硬度.可以看出,合金的平均 HV值都在 86以上,呈單峰形分布,其最大峰值出現在時效 10 h附近,達到了111.慢冷合金因其基體組織和第二相粗大且分布不均勻,其中 CaMgSi為粗大的方形環狀相,所以硬度最低,僅為 86.合金經過快冷處理后,合金組織明顯細化,合金元素幾乎全部固溶在鎂基體當中,硬度有所提高.在時效過程當中,硬強的CaMgSi相以細小的塊狀均勻彌散析出,使硬度提高.值得注意的是,時效 10 h時,由于 CaMgSi相的彌散強化作用,合金硬度大幅提高.有力地證明了 CaMgSi相的形態分布的變化為合金時效后力學性能的提高做出了重要的貢獻.時效 10 h后,隨時效時間的延長,合金組織變得粗大,析出相變化有所增多,硬度值略有降低,發生過時效.可以由硬度的變化推斷,所研究的合金具有較高的初始硬度和較大的峰值硬度,時效時間在 10 h左右時,合金性能達到最好.

表2列舉了幾種鎂合金的主要第二相、時效時間及硬度關系.從中可以看出,AM60、AZ91合金組織中都存在Mg17Al12,這幾種鎂合金 (包括加入混合稀土和釔)的鑄態硬度值都不高,HV值在70以下,經過熱處理以后的 HV最大值在 83以下.而本實驗合金中時效后析出的 CaMgSi相極大地提高了合金的維氏硬度,慢冷Mg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si合金的 HV值就達到 86,時效 10 h后 HV最大值為 111.

表2 幾種鎂合金的主要第二相與硬度值的關系Table 2 Relations be tween hardness value and m ain second phases in several kinds ofmagnesium alloys

3 結 論

Mg-8Zn-6Al-3Cu-3Ca-1.5Mn-1Si合金經熔化后自然緩慢冷卻的組織由α-Mg、Mg2Cu6Al5、CaMgSi和 Mg2Zn3相組成.在快冷和緩慢冷組織中,均未發現 Mg17Al12相.合金經快冷和時效處理后,CaMgSi相以細小的塊狀相彌散析出,由于 CaMgSi相的彌散強化和合金元素的固溶強化作用,實驗合金具有較高的硬度值,在時效10 h時硬度達到最高值 111HV.

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A castmagnesium alloy with high hardness

R EN Ying-lei,W AN G Jun-jie,LI R ong-hua,YAN G Jun-bao,Q IU Ke-qiang

(School ofMaterials Science and Engineering,Shenyang U niversity of Technology,Shenyang 110870,China)

A m agnesium alloy w ith the composition(m ass fraction/%)ofM g-8Zn-6A l-3Cu-3Ca-1.5M n-1Siw as designed in this paper.Effects of natural cooling,rapid quenching and aging treatm ent on the m icrostructure and hardness of this alloyw ere investigated by opticalm icroscopy(OM),scanning electron m icroscope(SEM),X-ray diffraction (XRD)and V ickershardness tester.The m ain phases ofM g-8Zn-6A l-3Cu-3Ca-1.5M n-1Si natural cooling alloy w ereα-M g,M g2Cu6A l5,Ca M gSi and M g2Zn3,and M g17A l12phase did not appear. The rapidly quenching restrained the precipitation of second phases.W hen the quenching alloy aged for 10 h,Ca M gSi phace precipitated in fine block shape.The alloy had a higher value of hardness and the highest HV value of 111 w as obtained w hen aged for 10 h.

cast m agnesium alloy;aging treatm ent;m icrostructure;V ickers hardness

TG 146.2

A

1671-6620(2010)04-0255-05

2010-09-12.

沈陽市科技局基礎研究項目 (20093627-2).

任英磊 (1964—),男,遼寧本溪人,沈陽工業大學教授,E-mail:ghe@sut.esu.cn;邱克強 (1962—),男,遼寧錦州人,沈陽工業大學教授,博士生導師.

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