釔含量對 Mg－9Al－2.25Sr耐熱鎂合金組織及力學性能的影響

張金玲，劉 璐，王 昕，范晉平，王社斌

（太原理工大學1.材料科學與工程學院；2.新材料界面科學與工程教育部重點實驗室，太原030024）

0 引 言

隨著人們對資源和環境問題的日益關注，節能減排已成為當今社會發展的主流，具有資源豐富、輕質、高比強度等優點的鎂合金倍受關注，并已得到了迅速發展和廣泛應用。但目前常用鎂合金的高溫力學性能較差，長期使用溫度不超過120℃，這影響了其在汽車工業的廣泛應用，尤其是在對汽車輕量化進程具有重大意義的動力系統方面的應用。近年來，世界幾大主要汽車公司和材料研究機構正積極致力于高溫耐熱鎂合金的研發工作，并取得了一些重要進展［1－4］。稀土元素釔是提高鎂合金高溫力學性能的優良合金元素，由此開發出了如 WE54和WE43等系列的耐高溫鎂合金；但以往開發的稀土耐熱鎂合金中稀土的含量普遍較高，導致生產成本過高，限制了其在汽車行業中的大量應用。馬宏等［5］的研究表明，復合添加鍶和釔元素能細化AZ31合金的組織，并在合金中生成了耐高溫的Al4Sr和Al2Y相，顯著提高了合金的高溫力學性能；吳國華等［6］的研究表明，釔能有效細化AZ91鎂合金的組織，生成的Al2Y相能提高合金的高溫性能。但目前對可望成為耐熱鑄造用鎂合金的Mg－9Al－2.25Sr，有關釔元素對其顯微組織及室溫和高溫力學性能的影響至今鮮有報道。

為此，在開發汽車發動機缸體鎂合金材料的基礎研究中，作者用井式電阻爐熔煉了 Mg－9Al－2.25Sr－xY合金，并在983K時頂吹氬氣精煉，制備出了釔含量不同的耐熱鎂合金，研究了釔對其顯微組織與室溫和高溫力學性能的影響，并探討了釔提高耐熱鎂合金高溫力學性能的機理，為擴大鎂合金在汽車動力系統的應用、研究開發新型低成本耐熱鎂合金提供了基礎試驗數據。

1 試樣制備與試驗方法

試驗用原料為工業純鎂錠（純度99.8%）、鋁錠（純度99.3%）、Mg－25Y 和 Mg－30Sr中間合金，用托盤天平和電子天平稱取各原料，裝入7.5kW、φ90 mm×210mm 的SG2－7.5－10型井式坩堝爐中。在CO2和SF6（體積比為100∶1）混合氣體保護下熔化原料，調整基體金屬熔體的溫度至983K，并加入不同含量的釔元素，把氬氣（純度為99.999%，流量為450cm3·s－1）頂吹入坩堝中，在氬氣攪拌下精煉10min；調整金屬熔體溫度至973K，靜置后注入預先準備的模具中，制備了5種不同釔含量的Mg－9Al－2.25Sr－xY 合金。試驗中用 NiCr－NiSi型熱電偶測熔體的溫度，用KSW－6D－16型溫度控制儀自動控制爐內熔體的溫度（溫度誤差±2℃），用D08－2D／ZM型流量控制器控制氬氣的流量。

用Sparklab和HK－2000型ICP光譜儀分別測試樣中鎂、鋁、釔和鍶元素的含量，結果如表1所示；用NIKON L1500型光學顯微鏡觀察試樣的顯微組織；用ImageTool軟件測晶粒的尺寸；用JSU－6700F型掃描電鏡（附帶EDS能譜儀）觀察分析、表征試樣的組織形貌與微區成分；用RAX－10型X射線衍射儀（XRD）分析物相；用 BBSL－XS－20t型拉伸試驗機測室溫力學性能（拉伸速度1mm·min－1）；用加載了自制加熱設備的WE230型液壓萬能材料試驗機測試樣的高溫力學性能（試樣加熱至200℃保溫20min），圖1為拉伸試樣的尺寸。

表1 合金的化學成分（質量分數）Tab.1 Chemical composition of alloys（mass）%

圖1 室溫和高溫拉伸試樣的尺寸Fig.1 Size of tensile samples at room temperature（a）and high temperature（b）

2 試驗結果與討論

2.1 釔含量對組織的影響

由圖2，3可以看出，釔的質量分數從0增加到0.90%時，合金的晶粒尺寸呈現先減小后增大的趨勢。當釔的質量分數為0時，晶粒平均尺寸為105μm；當釔的質量分數為0.35%時，枝晶間距減小，合金的晶粒細小均勻，平均尺寸僅為35μm；當釔的質量分數大于0.35%時，合金組織有變粗大的趨勢（晶粒尺寸也增大），晶間化合物數量逐漸增多，如圖2（d）所示。這說明添加適量的釔可以達到細化合金晶粒的目的。

由圖4～5及表2可知，未添加釔的合金主要由粗大的α－Mg、骨骼狀β－Mg17Al12相（A區）和桿狀相Al4Sr（B區）組成，其晶粒和枝晶間距較大，Al4Sr相數量多，呈柵欄型密集分布；當釔的質量分數為0.16%時，合金中β－Mg17Al12相的尺寸變小，數量減少，呈明顯的斷網狀和部分球塊狀彌散分布，雖然Al4Sr相的數量有所減少，但其分布卻較為均勻，同時出現了少量顆粒狀Al2Y相（D區）和塊狀Al2Sr相（C區）；當釔的質量分數為0.35%時，合金中的β－Mg17Al12相消失，主要由α－Mg、Al4Sr和 Al2Y相組成，此時顆粒狀Al2Y相數量明顯增多，并彌散分布于晶內，Al4Sr相的數量變少，斷續分布于晶界；當釔的質量分數為0.60%時，合金中重新出現了Al2Sr相，Al4Sr相數量有所減少，尺寸也較圖4（b）中的更短小；當釔的質量分數為0.90%時，合金中Al4Sr相的數量甚微，Al2Sr相數量相應增多，且以蜂窩網狀的相（E區）大量存在，鋁和鍶的原子分數比接近于7∶8，根據鋁－鍶二元相圖判斷其為Al7Sr8相，但由于PDF卡片數據庫中缺少該相的衍射數據，故目前無法對其進行衍射峰標定。

圖2 不同釔含量鑄態鎂合金的顯微組織Fig.2 Microstructure of cast magnesium alloy with different Y contents

圖3 不同釔含量鑄態鎂合金的晶粒尺寸Fig.3 Grain size of cast magnesium alloy with different Y contents

隨著釔含量的增加，合金中的Al2Y相由最初的顆粒狀逐漸發生富集團聚。這是因為加入金屬熔體中的釔元素首先與鋁反應生成Al2Y相（熔點1 485℃），鋁、釔反應平衡后，熔體中的鍶與鋁反應，根據鋁元素的濃度不同依次生成Al4Sr相（熔點1 040℃）、Al2Sr相（熔點936℃）和 Al7Sr8相（熔點666℃），由此抑制了合金中β－Mg17Al12相（熔點437℃）的生成；隨釔元素含量的增加（Al2Y數量增加）及鋁元素的消耗，鋁－鍶化合物中鋁原子數依次減少，形成化合物的熔點依次降低，從而改變了合金中第二相的種類、數量以及分布。這一試驗結果說明，調整金屬熔體中的釔含量可以控制合金中的高溫相比例，進而改善合金的高溫力學性能。

圖4 不同釔含量鑄態鎂合金的SEM形貌Fig.4 SEM morphology of cast magnesium alloys with different Y contents

圖5 不同釔含量鑄態鎂合金的XRD譜Fig.5 XRD patterns of cast magnesium alloys with different Y contents

表2 不同區域中相的EDS分析結果（原子分數）Tab.2 EDS analysis results of phases in different areas%

2.2 釔含量對力學性能的影響

由圖6可知，合金的室溫和高溫力學性能隨釔含量的增加均呈先增大后減小的“山峰型”變化，轉折點釔的質量分數為0.35%，此時合金在室溫下的抗拉強度和屈服強度分別為207.65，159.77MPa，比未添加釔元素的分別提高了67.90%和61.50%；在200℃時的抗拉強度和屈服強度分別為192.52，134.83MPa，比未添加釔元素的提高了64.07%和42.83%；釔的質量分數大于0.35%后，合金的力學性能呈下降趨勢。這說明，在合金中添加適量的稀土釔可顯著提高其室溫和高溫力學性能。對于釔質量分數為0.35%的合金，其在200℃的抗拉強度和屈服強度比室溫下的分別降低了7.3%和15.6%；且隨釔含量的增加，高溫強度的增長幅度大于室溫強度的。這一試驗結果說明，加入合金中的釔元素通過精煉反應形成了高熔點化合物，該化合物在凝固過程中所形成的高溫相以及組織結構決定了鎂合金的高溫性能。

圖6 釔含量對合金在室溫和200℃下力學性能的影響Fig.6 Mechanical properties vs Y contents for alloys at room temperature and 200℃

2.3 分析與討論

在 Mg－9Al－2.25Sr熔體中加入稀土釔元素精煉（983K）時，固溶于鎂熔體中的表面活性元素釔能降低鎂熔體的表面能、臨界形核功和共晶溫度，增加鎂熔體的過冷度從而增加結晶形核率［7］，進而實現合金組織的細化。另外，釔和鎂都是密排六方晶格結構，鎂的晶格常數a＝0.323nm，c＝0.521nm，釔的晶格常數a＝0.365nm，c＝0.573nm，兩者非常接近，同時兩者的原子半徑相差較小（鎂原子的半徑為0.136nm，釔原子的半徑為0.162nm），根據金屬結晶原理中晶粒形核核心的“尺寸結構相匹配”原則，釔原子可以成為α－Mg的結晶核心，起到細化晶粒的作用。

由元素電負性差值以及相圖可知，在鎂－鋁－鍶系合金熔體中加入釔元素精煉時，釔首先與鋁反應生成Al2Y（1 485℃）化合物，并彌散分布于鎂熔體中，于凝固（620℃左右）時優先析出。因Al2Y是面心立方結構，且與α－Mg的錯配度δ遠大于15%［8］，不能成為α－Mg的異質形核核心［9］。為此，在α－Mg形核并長大時，A2Y相被推移到結晶前沿的凝固界面，機械地阻礙α－Mg相晶粒的自由生長，也起到了細化晶粒的效果。但釔的質量分數大于0.35%后，雖然熔體中不生成低溫β－Mg17Al12相，但因消耗的鋁量增加，所形成的Al2Y相數量也增加并發生團聚，減弱了其在合金基體中的彌散分布效果，并導致鋁－鍶化合物中鋁原子數減少而形成低熔點的化合物，出現大量蜂窩網狀的Al7Sr8相，惡化了合金的凝固組織形貌（圖4），合金的平均晶粒尺寸也呈變大的趨勢（圖3），減弱了細化效果。這一結果預示著控制稀土元素釔的含量，就可以控制鎂合金高溫相的組織與形貌。

在室溫下鎂合金的變形方式以位錯滑移為主，晶界可以有效阻礙位錯滑移，從而提高合金的室溫強度。根據霍耳－配奇（Hall－Petch）關系可［10］知，晶粒尺寸減小時，晶體的表面積與體積之比增大，從而使界面應力（表面張力和周圍晶粒的作用力）增大。表面應力使晶粒表面層附近的晶格發生扭曲，周圍晶粒的相互作用也引起晶粒表面層晶格的扭曲，使接近晶粒界面處產生了阻礙晶體變形的難變形區。多晶體的晶粒越細，相應的難變形區越大，則使其產生滑移的變形抗力越大。未添加釔元素時，合金的晶粒尺寸為105μm，晶界對位錯滑移的阻礙小，因此合金的力學性能較低；加入釔元素后，細化了組織，使得合金在變形時難變形區增大，有更多的晶界來阻礙位錯運動，從而提高了合金的力學性能。本試驗中含0.35%（質量分數）釔的合金晶粒僅為35μm，細小而均勻，故其室溫力學性能最佳；隨著釔含量的進一步增加，晶粒又有長大的趨勢，因而合金的室溫力學性能也相應地呈下降的趨勢，測試值與該理論相一致。

已有的研究結果表明［11］，鎂合金在高溫下的變形主要為位錯攀移和晶界滑移，鎂合金屬六方晶系，可移動的滑移系少，因此晶界的滑動在高溫變形中占主導作用，處于晶內和晶界上的第二相在合金變形過程能有效起到釘扎的作用，從而阻止了晶界的滑移［12］。

未添加釔元素時，合金主要由α－Mg、Al4Sr和β－Mg17Al12相組成，因β－Mg17Al12為低熔點相，且隨拉伸溫度升高，原子擴散加劇，β－Mg17Al12相容易被軟化和粗化而降低晶界的強度，導致拉伸變形過程中晶界滑動和形成裂紋；同時，在溫度較高時，合金基體會沿晶界不連續析出粗大的胞狀β相，從而更進一步促進晶界滑移［13－14］，因此合金在200℃時的力學性能差。

當向合金中加入少量釔元素后，合金主要由α－Mg、β－Mg17Al12、Al4Sr、Al2Sr和 Al2Y 相組成，因釔元素消耗鋁量而減少了β－Mg17Al12相的數量，并改善了Al4Sr和Al2Sr的結構形貌和分布（圖4），提高了高溫性能。

當釔的質量分數為0.35%時，低熔點的β－Mg17Al12相消失，Al4Sr和Al2Y因元素之間的相互作用而呈細針、點狀，構成了呈彌散分布的高溫網狀結構，處于晶界上的Al4Sr相和彌散分布的Al2Y相有效強化了晶界，釘扎了其滑移，提高了合金的力學性能。

當釔的質量分數大于0.35%后，合金主要由α－Mg、Al4Sr、Al2Sr、Al7Sr8和 Al2Y相組成，且隨釔含量增加，Al2Sr和Al7Sr8相的比例亦增加，對高溫性能有利的Al4Sr相比例減小且形貌發生變化，合金的室溫和高溫力學性能都隨之降低，但仍明顯高于釔質量分數為0和0.16%合金的。另外，鎂熔體中熔點為1 485℃的Al2Y相在精煉時攪拌力的作用下，易相互結合并團聚長大，同時這些尺寸較大的顆粒會提高合金熔體的黏度，使合金熔體的流動性下降，增加凝固組織中夾雜物的數量，在拉伸時產生應力集中，也在一定程度上降低了合金的力學性能［15］。由此可以看出，添加適量釔元素可以生成Al2Y高熔點相并彌散分布于合金中，與分布于晶界上的Al4Sr相共同作用有效改善合金的力學性能。

這一結果說明，鎂合金的力學性能很大程度上取決于合金的組織形態、晶粒大小、物相組成及分布。在本試驗條件下，通過調整釔的含量，控制了鎂合金中α－Mg、Al4Sr、Al2Sr、Al7Sr8和 Al2Y等相的結構形貌、數量與分布，使合金的室溫和高溫力學性能得到不同程度的提高。另外，對于惡化合金性能的Al7Sr8相的詳細狀態與形成機理，將在今后的工作中進行研究。

3 結 論

（1）添加適量釔元素可細化 Mg－9Al－2.25Sr鎂合金的顯微組織，釔與鋁結合生成顆粒狀Al2Y高溫相，有效抑制了β－Mg17Al12低溫相的析出，控制了合金中第二相的種類、數量和分布。

（2）隨著釔含量的增加，合金的晶粒尺寸和力學性能均呈先增大后減小的“山峰型”變化；在釔質量分數為0.35%時，合金的晶粒組織細小均勻，綜合力學性能最優，在室溫和高溫（200℃）下的抗拉強度、屈服強度分別達到207.65，159.77MPa和192.52，134.83MPa。

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