Sb對Mg—Al—Si合金組織的影響

馬濤

DOI：10.16661/j.cnki.1672-3791.2015.36.142

摘 要：采用熔劑保護熔鑄了不同成分的Mg-Al-Si合金及Mg-Al-Si-Sb合金，并對合金進行顯微組織分析。結果表明：Mg-Al-Si合金組織為α-Mg相和β-Mg17Al12相及初晶Mg2Si相，且初晶Mg2Si相隨著Si的增加而增加。Sb的添加有效細化了粗大塊狀Mg2Si相和a-Mg相，當Sb含量為1.5%時，初晶Mg2Si相完全細化成顆粒，當Sb含量大于1.5%時，初晶Mg2Si相出現粗大現象。

關鍵詞：Mg-Al-Si合金 Mg2Si顆粒 Sb 顯微組織

中圖分類號：TG146.22 文獻標識碼：A 文章編號：1672-3791（2015）12（c）-0142-04

Effects of Sb on Microstructure of Mg-Al-Si alloy

Ma Tao

（Shaanxi Railway Institute， Department of electrical and Mechanical Engineering， Weinan Shaanxi， 714000， China）

Abstract： As-cast ingots of the different content of Mg-Al-Si and Mg-Al-Si-Sb alloys were prepared by flux protection in electric-resistance furnace， and the Microstructures of as-cast alloys were investigated. The results show that the microstructure of Mg-Al-Si alloys consists of α-Mg phase， β-Mg17Al12 phase and primary Mg2Si. The primary Mg2Si is increased with the increase of the Si. The bulky block Mg2Si phase and a-Mg phase are effectively refined with the Sb， The primary Mg2Si phase is fully refined when the content of Sb is 1.5%. But the primary Mg2Si phase appears rough phenomenonthe when the content of Sb more than 1.5%.

Key words：Mg-Ai-Si alloy； Mg2Si particles； Sb； Microstructure

鎂的hcp型晶體結構導致鎂及鎂合金的室溫塑性加工困難，拉伸時的伸長率一般小于10%[1]。因此，眾多研究者采用不同方法或不同合金化[2-5]來提高鎂及鎂合金的綜合性能。硅是廉價的合金元素之一，可以形成高熔點金屬間化合物Mg2Si相，該相具有高熔點，高硬度，高彈性模量，低密度，低膨脹系數和高熱穩定性，可以強化鎂合金基體，改善高溫抗拉性能和抗蠕變性能[6-7]，已經在耐熱鎂合金方面得到了廣泛的研究[8]。然而，這種合金不適合砂型鑄造，因為在較慢冷速的砂型鑄造中，Mg2Si相易發生粗化，形成粗大的漢字狀Mg2Si相，大大地降低材料力學性能[9]。因此，許多研究者采用熱擠壓、快速凝固[10]、機械合金化等技術細化含Si鎂合金。盡管上述方法在細化組織、提高性能方面取得了效果，但也存在不足，使加工過程復雜化，導致成本增加。

該文以AZ31合金為基礎，采用熔劑保護熔鑄Mg-Al-Si合金，通過Sb元素的變質作用，研究其對Mg-Al-Si合金顯微組織的影響，對于降低成本、簡化工藝等方面具有重要的意義。

1 實驗方法

在井式電阻爐中，采用石墨坩堝進行合金熔配，熔配過程采用商用RJ-2熔劑保護。熔配工藝為：首先將工業AZ31鑄錠熔化，當熔體溫度達到750℃時，然后分別依次加入Mg-10%Si中間合金、工業純鋁和純鋅，并將熔體進行30min的保溫處理，以保證Si的充分溶解和合金成分均勻，最后采用工業純銻對熔體進行變質處理，繼續保溫5 min后分別澆注到金屬型模具中，得到AZ31-xSi-ySb合金鑄件。合金配置過程中采用石墨棒攪拌熔體，以利于合金成分均勻。該研究澆注溫度為720℃，鑄型為Φ14 mm×120 mm金屬型。配置的AZ31-xSi-ySb合金的名義成分見表1。配料時考慮了合金元素的實收率，所以制備合金的成分與設計成分基本相符。在鑄件中部取樣，并依次經過打磨、粗、精拋光后，用5%的硝酸酒精侵蝕。在XJL-D2型立式金相顯微鏡下觀察其顯微組織。

2 實驗結果與分析

2.1 金相組織

圖1為鑄態Mg-Al-Si合金的顯微組織。由圖可見，Mg-2Al-1Si合金的組織為α-Mg相和β-Mg17Al12相，組織中幾乎沒有初晶Mg2Si相，且基體組織晶粒比較粗大。而Mg-2Al-2Si、Mg-2Al-3Si及Mg-2Al-4Si合金的組織均為α-Mg相和β-Mg17Al12相及初晶Mg2Si相，初晶Mg2Si量隨著合金中Si含量的增加而增加，并呈不規則多邊形狀且顆粒比較大。

圖2為鑄態Mg-Al-Si-Sb合金的顯微組織。由圖可見，與Mg-Al-Si合金相比Mg-Al-Si-Sb合金組織中α-Mg相和β-Mg17Al12相都得到了一定程度的細化，晶粒尺寸明顯減小，而初晶Mg2Si相隨著Sb含量增加細化程度愈加明顯，并且細化的Mg2Si顆粒向晶界偏聚，當Sb含量為1.5%時，合金中初晶Mg2Si相由不規則形狀完全細化成細小顆粒狀；當Sb含量大于1.5%時，Mg2Si顆粒又出現粗化現象，仍分布在晶界處。

2.2 分析與討論

Mg-2Al-1Si合金組織中幾乎沒有初晶Mg2Si相，經分析討論其原因可能是在自制Mg-Si中間合金時Si沒能完全進溶入。制備Mg-Si中間合金的實驗原理為：

SiO2+4Mg=Mg2Si+2MgO

將SiO2原料加入到熔融的鎂液中，并用石墨棒持續攪拌使其充分反應從而制備出Mg-Si中間合金。在制備過程中，SiO2原料沉到坩堝底部沒能與鎂液充分接觸并完全反應，而是作為底渣扒除去；反應得到的Mg2Si或附帶在熔煉產生的漂浮在合金液面上熔渣中被扒除或沉到坩堝底部沒能以熔體形式澆鑄到模型中。

Mg-Al-Si合金中加入Sb后，鑄態組織得到一定程度的改變。G.Y.Yuan等人[11]認為，Sb加入Mg合金中，能與Mg形成Mg3Sb2化合物。通過計算，他們發現當Mg3Sb2和Mg2Si的位相關系滿足（0001）Mg3Sb2//（111）Mg2Si時，兩者之間的晶格錯配度δ=5.1%（﹤6%），因此，在Mg中加入Sb后，形成的Mg3Sb2可以作為Mg2Si的異質形核核心而細化Mg2Si。由于Mg3Sb2相熔點較高（Tm=1228℃），合金凝固時該相首先結晶析出，隨著溫度的降低，Mg3Sb2相顆粒有以下幾種可能存在方式[12]：一部分可能成為a-Mg相非均質形核的核心，細化基體組織；第二部分可能成為Mg2Si相異質形核的核心，從而形成大量細小的Mg2Si相顆粒，Mg2Si相顆粒在凝固過程中富集于固-液界面前沿，機械地阻礙合金液中Al等原子的擴散，使α-Mg相長大受阻；還有一部分Mg3Sb2在凝固過程中也富集于固-液界面前沿，這也會機械地阻礙合金液中Al、Si 等原子的擴散，使α-Mg相及Mg2Si相長大受阻，從而阻礙其枝晶組織的進一步長大。

從能量角度來說，異質形核所需要的形核功小，形核的幾率大，所以，在存在核心的情況下，合金優先發生異質形核。Mg-Al-Si合金中加入Sb后，形成的Mg3Sb2相與Mg2Si相存在界面共格對應，為Mg2Si相得異質形核提供了條件，所以Mg3Sb2相細化Mg2Si相是可能的。

由于以上因素的綜合作用，使Mg2Si相和a-Mg基體組織得以細化。顯然這有利于提高合金的力學性能[13]。但是，當Sb含量超過1.5%后，組織又逐漸發生粗化現象。根據擴散相變理論，沉淀顆粒的粗化速率和溶質原子的濃度相關，溶質濃度越高，顆粒粗化速率也越高[14]。因此加入過量的Sb后，形成的Mg3Sb2相會聚集長大[15]，使異質形核質點數減少，從而影響形核率，使得合金組織變粗大，這對于Mg2Si相的影響尤為顯著。

3 結語

（1）Mg-Al-Si合金組織為α-Mg相、β-Mg17Al12相及初晶Mg2Si相，隨著Si含量的增加，初晶Mg2Si相也相應增加，形狀不規則，較粗大。

（2）在Mg-Al-Si合金中加入適量的合金元素Sb能顯著細化α-Mg基體組織，同時使粗大的初晶Mg2Si相轉變為較細小的顆粒狀并分布于晶界上。當Sb含量超過1.5%時，初晶Mg2Si相又出現粗大現象。

參考文獻

[1] Stalmann A， Sebastian W， Friedrich H， el at. Properties and processing of magnesium wrought products for automotive application[J]. Advanced Engineering Materials，2001，3（12）：969-974.

[2] Liu Tianmo， Liu Jianzhong， Lu Liwei， el at. Change Channel Angular Extrusion of Magnesium Alloy AZ31[J]. Materials Transactions，2009，50（4）：765-770.

[3] 徐春杰， 郭學鋒， 劉禮，等. 往復擠壓快速凝固Mg92.5Zn6.4Y1.1鎂合金及其微觀結構[J].材料熱處理學報，2007， 28（5）：99-103.

[4] Xuefeng Guo， Sergei Remennik， Chunjie Xu， el at. Development of Mg-6Zn-1Y-0.6Ce-0.6Zr magnesium alloy and its microstructural evolution during processing[J]. Materials Science and Engineering A， 2008， 473（1-2）：266-273.

[5] T Honma， T Ohkubo， S Kamado， and K Hono. Effect of Zn additions on the age hardening of Mg-2.0Gd-1.2Y-0.2Zr alloys[J]. Acta Mater， 2007（55）：4137-4150.

[6] 臧樹俊，周琦，馬勤，等.金屬間化合物Mg2Si研究進展[J].鑄造技術，2006，27（8）：866-869.

[7] Jung JY （Jung，Jae-Yong），Kim IH （Kim，Il-Ho）.Synthesis and Thermoelectric Properties of n-Type Mg2Si[J].ELECTRONIC MATERIALS LETTERS，2010，4（6）：187-191.

[8] 宋佩維，郭學鋒，井曉天，等.Mg-4Al-2Si合金固溶處理過程中Mg2Si相顆粒的球化[J].材料工程，2007（3）：34-37.

[9] LU Y.Z，WANG Q.D，ZENG X.Q，et al.Behavior of Mg-6Al-xSi alloys during solution heat treatment at 420℃[J].Materials Science and Engineering，2001（A301）：255-258.

[10] MABUCHIM，HIGASHJ K.Strengthening mechanisms of Mg-Si alloys[J].Acta Mater，1996，44（11）：4611-4618.

[11] YUAN G.Y，LIU Z，WANG Q.D，et al.Microstructure refinement of Mg-Al-Zn-Si alloy[J].Materials Letters，2002（56）：53-58.

[12] 袁廣銀，劉滿平，王渠東，等.Mg-Al-Zn-Si合金的顯微組織細化[J].金屬學報，2002，38（10）：1105-1108.

[13] YI Z.L，QU D.W，XIAO Q.Z，et al.Effects of rare earths on the microstructure properties and fracture behavior of Mg-Al alloys[J].Materials Science and Engineering，2000（A278）：66-76.

[14] 孫揚善，翁坤忠，袁廣銀.Sn 對鎂合金顯微組織和力學性能的影響[J].中國有色金屬學報，1999，9（1）：56-60.

[15] 袁廣銀，孫揚善，王震. Sb 低合金化對 Mg-9Al 基合金顯微組織和力學性能的影響[J].中國有色金屬學報，1999，9（4）：779-784.