釹變質處理對Mg－8Al合金顯微組織和拉伸性能的影響

夏鵬舉，唐 玲，徐 峰，楊宏偉

（陜西理工學院材料科學與工程學院，漢中 723000）

0 引 言

在工程材料中，鎂鋁合金以其優良的加工工藝性能、較高的比強度和比剛度在汽車、航空和電子領域得到了廣泛應用，特別是在汽車減振減重部件中發揮著日益重要的作用，被稱為“21世紀的環保材料”［1－4］。但是，由于鎂鋁合金的強度低、韌性差以及抗高溫蠕變性能差等原因使其難以應用于發動機和動力系統等部件上［5］。

在鎂鋁合金的鑄造過程中加入稀土元素不但可以凈化合金熔液，還可以改善合金的顯微組織，提高合金的綜合力學性能［6－7］。雖然目前關于稀土元素對鎂鋁合金組織與性能影響的研究報道較多，但還存在一些問題和爭議，如劉榆［8］認為AZ81鎂合金會形成離異共晶組織，但并未說明是部分離異還是完全離異；文獻［9－11］認為稀土元素細化了鎂鋁合金的晶粒，而鄭偉超等［12］則認為稀土元素使晶粒明顯粗化。為此，作者以Mg－8Al二元合金為對象，研究了稀土釹變質劑對其顯微組織和拉伸性能的影響。

1 試樣制備與試驗方法

試驗以純度為99.8%（質量分數，下同）的鎂錠和純度為99.9%的鋁錠為原料，采用SQ2－5－10型井式電阻爐熔煉Mg－8Al合金，在坩堝底部和爐料表面撒上RJ－2熔劑，熔煉溫度為750℃，保溫并攪拌10min后，分別加入0，0.2%，0.4%，0.6%，0.8%的稀土釹（采用鋁箔包裹，稀土釹的純度為99.8%，粒徑為2～4mm）對 Mg－8Al合金進行變質處理，保溫并攪拌5min后出爐待澆；于720℃左右澆入尺寸為φ20mm×110mm的濕砂型（南京紅砂加一定量的硼酸和硫磺粉）中，采用底注式澆注系統，并在澆口杯下邊墊孔徑為2mm×2mm的不銹鋼網過濾鎂合金熔液。

從鑄坯上加工出φ10mm×50mm的標準拉伸試樣，在計算機伺服控制的HT－2404型材料試驗機上進行室溫（20℃）拉伸試驗，拉伸速度為2mm·min－1；距鑄坯底部20mm處截取金相試樣，采用體積分數為4%的檸檬酸水溶液作為腐蝕劑，腐蝕時間為30s；采用Nikon Epiphot型光學顯微鏡（OM）和JSM－6700F型掃描電鏡（SEM）觀察合金的顯微組織；采用OXFORD NCA型能譜儀測合金的化學成分；采用島津XRD－7000型X射線衍射儀（XRD）分析合金的物相組成。

2 試驗結果與討論

2.1 對顯微組織和晶粒尺寸的影響

圖1 鑄態Mg－8Al合金的OM形貌和SEM形貌Fig.1 OM image（a）and SEM image（b）of as－cast Mg－8Al alloy

由圖1（a）中可以看出，鑄態 Mg－8Al合金（未加稀土釹）的初晶α－Mg以樹枝晶生長，呈薔薇狀，一次枝晶粗大，二次枝晶不發達。由圖1（b）可以看出，β－Mg17Al12相在初晶α－Mg晶界和枝晶間呈連續網狀分布，且成片的大塊狀較多。在砂型鑄造的非平衡凝固條件下，Mg－8Al合金冷卻至固相線溫度時，凝固并沒結束，枝晶間還殘留著溶質元素鋁含量很高的少量液相；隨著溫度下降，初晶α－Mg繼續長大，至共晶溫度時，殘留的液相成分接近共晶成分，發生共晶轉變。由于初晶α－Mg很多，而殘留的液相很少，所以共晶體中的初始共晶α－Mg相將與初晶α－Mg相結合在一起，隨后共晶β－Mg17Al12相與共晶α－Mg相共生生長形成部分離異的共晶組織。據文獻［13］報道，當鑄態鎂鋁合金中鋁的質量分數大于2%時，非平衡凝固條件下的合金組織中會出現亞穩定的共晶組織。

從圖2中可以看出，加入稀土釹變質處理后，灰白色的α－Mg樹枝晶變得細小，分枝發達，共晶β－Mg17Al12相得到細化。這是由于稀土元素釹為活性元素，溶質元素鋁在鎂熔液中的分配系數為0.37，而稀土釹的分配系數僅為0.04（遠小于1）［14］，所以釹加入鎂鋁合金熔液后，容易聚集在α－Mg相的生長界面層中，阻礙鋁原子在α－Mg相界面前沿的擴散，抑制α－Mg相長大，從而細化了晶粒；與此同時，稀土釹引起的成分過冷增加了α－Mg相的分枝，從而使得α－Mg樹枝晶的晶臂更加細化且分枝發達。在共晶轉變前，初生α－Mg相將接近共晶成分的殘余液相孤立成分散的島狀，細化了α－Mg樹枝晶間的共晶β－Mg17Al12相。稀土元素釹的加入改變了Mg－8Al合金中α－Mg和共晶β－Mg17Al12相的生長形態，從而改善了共晶組織的形貌。加入稀土釹的質量分數為0.4%時，變質效果最佳。

從表1中可以看出，當加入稀土釹的質量分數為0.6%時，晶粒的尺寸最小；但從整體來看，加入稀土釹后Mg－8Al合金的晶粒尺寸并無特別明顯的減小，而且當加入釹的質量分數為0.2%和0.8%時，晶粒尺寸反而比未加入釹時的有所增大。這說明稀土釹的加入并沒有起到細化晶粒的作用，而是對合金組織起到了變質作用，即改變了合金的組織形貌。

圖2 加入不同含量稀土釹變質處理后Mg－8Al合金的顯微組織Fig.2 Microstructure of Mg－8Al alloy modified with different amounts of Nd

表1 加入不同含量稀土釹變質處理后Mg－8Al合金的晶粒尺寸Tab.1 Size of grains in Mg－8Al alloy modified with different amounts of Nd

2.2 對析出相的影響

圖3 加入不同含量稀土釹變質處理后Mg－8Al合金中共晶β－Mg17Al12相的SEM形貌Fig.3 SEM images of eutecticβ－Mg17Al12phases in Mg－8Al alloy modified with different amounts of Nd

對比圖3和圖1（b）可以看出，加入稀土釹變質處理后，共晶β－Mg17Al12相在晶界上連續分布的情況有所改善，變成了斷續分布，成片的大塊狀明顯減少，且在枝晶間呈孤島狀的共晶β－Mg17Al12相增多。這是由于加入釹后，由于溶質再分配使得凝固前沿產生了稀土釹的富集，形成了較為強烈的成分過冷，使α－Mg樹枝晶產生更多的分支，凝固后期這些分支相互連接，把殘留在其間的液體分割成無數封閉孤立的細小液島。在共晶轉變時，共晶α－Mg相依附于初生α－Mg相生長，共晶β－Mg17Al12相在晶粒間或枝晶間單獨長大，形成完全離異的共晶組織。

由圖3還可以看出，加入釹的質量分數為0.4%和0.6%時，變質效果較佳；結合圖4可知，加入0.4%釹變質處理后，合金組織中除了α－Mg相和β－Mg17Al12相以外，還析出了稀土相Al11Nd3。這是由于當加入的釹超過其在α－Mg相中的固溶極限后，在溶質再分配的作用下釹元素就會在凝固界面前沿富集，在溫度起伏和濃度起伏的作用下，形成稀土相Al11Nd3［15］。由于該稀土相為高溫相，在初晶α－Mg相前沿的液相中形核并長大，因此會被α－Mg相包圍或推至晶界。這就是在α－Mg相晶內和晶界上都能觀察到板條狀稀土相的原因。稀土相能提高合金的高溫蠕變性能，但在常溫下使用時，過多的板條狀稀土相對合金的強度不利。因此對于鎂鋁合金而言，釹變質劑的最佳加入量約為0.5%。

圖4 加入0.4%釹變質處理后Mg－8Al合金的XRD譜Fig.4 XRD pattern of Mg－8Al alloy modified with 0.4%Nd

未變質處理的Mg－8Al合金在共晶轉變時，共晶β－Mg17Al12相先形成一個暈圈［16］，然后再進行共生生長，共晶組織為不完全離異共晶，如圖5（a）所示。加入0.2%釹以后，共晶組織變為完全離異的共晶組織，如圖5（b）所示，可明顯減少合金中共晶組織的體積分數，這對提高合金的力學性能有利。

圖5 變質處理前后Mg－8Al合金中共晶β－Mg17Al12相的SEM形貌Fig.5 SEM images of eutecticβ－Mg17Al12phase in Mg－8Al alloy before（a）and after（b）modification

由表2可知，共晶β－Mg17Al12相中鋁元素的質量分數為39.93%，而平衡凝固時β－Mg17Al12相中鋁元素質量分數的最低值為40.2%，兩者比較接近。這說明在釹變質劑的作用下，凝固末期殘留在共晶液相中鋁原子的質量分數已遠高于共晶成分鋁原子的質量分數（32.3%），共晶轉變以完全離異的方式生長。

表2 加入0.2%釹變質處理后Mg－8Al合金中共晶β－Mg17Al12相的EDS分析結果Tab.2 EDS analysis results of eutecticβ－Mg17Al12phase in Mg－8Al alloy modified with 0.2%Nd

圖6 加入0.4%釹變質處理后Mg－8Al合金的SEM形貌及元素線掃描結果Fig.6 SEM morphology and elements line scanning results of Mg－8Al alloy modified with 0.4%Nd

由圖6可見，加入0.4%釹變質處理后，鎂元素主要分布在α－Mg相和β－Mg17Al12相中，鋁元素主要存在于共晶β－Mg17Al12相和稀土相中，稀土元素主要存在于板條狀稀土相中。此外還可以看出，在晶界處存在隆起，而稀土相周圍則沒有。這是因為在晶界周圍的α－Mg相是凝固末期形成的，含有較高的鋁元素（較前期凝固的α－Mg相而言），因此晶界處不太容易被腐蝕劑腐蝕，從而形成了隆起；而稀土相是先于α－Mg相或在α－Mg相生長前沿的液相中形核并長大，被生長的初晶α－Mg包圍，因此稀土相周圍的α－Mg相成分基本相同，被腐蝕劑腐蝕后不會出現隆起。

2.3 對拉伸性能的影響

由圖7可知，經稀土元素釹變質后的 Mg－8Al合金在抗拉強度、屈服強度和伸長率方面均有顯著提升；稀土釹加入量較少時（0.2%）提升的效果不明顯，加入0.4%釹變質處理的Mg－8Al合金的拉伸性能提升得最為明顯，抗拉強度、屈服強度和伸長率分別較未變質處理的提高了24%，11%和61%，伸長率提升得最為顯著。這是因為在Mg－8Al合金中加入活性元素釹后，改變了初晶α－Mg相和共晶組織的形態，尤其是共晶組織的形貌變化很大，且晶粒尺寸有所減小，共晶組織變為完全離異且體積分數下降，完全離異的共晶β－Mg17Al12相以孤島狀分布于α－Mg相晶界和枝晶間，對α－Mg基體的割裂作用大大減弱。因此用釹對Mg－8Al合金進行變質處理后，合金的強度及伸長率都有所提高。加入0.4%釹后，合金中開始有少量板條狀稀土相析出，且稀土相分布在晶界或晶內；加入0.8%釹后，由于析出的稀土相較多，硬脆的板條狀稀土相對基體具有割裂作用，因此合金的強度和伸長率都有所下降。

圖7 稀土釹含量對Mg－8Al合金拉伸性能的影響Fig.7 Tensile properties vs mass fraction of Nd for Mg－8Al alloy

2.4 對拉伸斷口形貌的影響

變質處理前，Mg－8Al合金拉伸斷口上的沿晶斷裂特征非常明顯，如圖8（a）所示；加入0.4%釹變質處理后，沿晶斷裂特征大大減輕，如圖8（b）所示。這是因為變質處理后，共晶組織完全離異，共晶β－Mg17Al12相以孤島狀分布于α－Mg晶界和枝晶間，且共晶組織的體積分數下降，對基體的割裂程度減輕，晶粒間的結合力大大增強，合金的綜合力學性能得到一定提高。

圖8 變質處理前后Mg－8Al合金拉伸斷口縱截面的SEM形貌Fig.8 SEM morphology of longitudinal section of tensile fracture of Mg－8Al alloy before（a）and after（b）modification

3 結 論

（1）Mg－8Al合金經稀土釹變質處理后，改變了初晶α－Mg的生長形態，使α－Mg樹枝晶分支發達，但對細化α－Mg相晶粒的效果不顯著。

（2）Mg－8Al合金的共晶組織為部分離異共晶；經稀土釹變質處理后，合金中的共晶組織為完全離異共晶，共晶組織由未變質時的連續網狀分布變為斷續分布。

（3）加入0.2%釹對 Mg－8Al合金的變質效果不佳；當加入釹的質量分數為0.8%時，合金組織中出現了較多的板條狀稀土相Al11Nd3，對合金的室溫力學性能不利；加入0.4%釹的合金的室溫力學性能最佳，抗拉強度、屈服強度和伸長率分別較變質前提高了24%，11%和61%，此時的組織中開始有少量板條狀稀土相Al11Nd3析出。

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