Mg-Sc-Y三元合金的微觀組織和力學性能

徐昕媚，應 韜，曾小勤，丁文江

(上海交通大學 輕合金精密成型國家工程研究中心，上海 200240)

0 引言

隨著當代社會對節能減排的關注日益提升，汽車、飛機、火箭等能源高度使用的行業對于高性能輕質鎂合金的需求越來越大[1-2]。稀土元素具有優異的固溶強化和沉淀強化作用，對于提高Mg-RE合金的強度、塑性、抗蠕變性能及耐腐蝕性能具有非常積極的影響[3-5]。因此，稀土鎂合金已成為鎂合金領域的研究熱點，且在工業應用中具備一定的發展潛力。Sc作為高熔點的輕質稀土元素，常被用來改善鎂合金的高溫機械性能。BUCH等[6]制備了Mg-6Sc-1Mn和Mg-15Sc-1Mn合金，這兩種合金在高溫和低應力條件下具備優異的抗蠕變性能。而Y元素(簡稱Y)是釔組稀土元素中研究最為深入的元素，也是鎂合金中強化效果最好的元素之一。英國研制出的含Nd，Y的WE54，WE43系列合金，具有良好的澆鑄、強度和高溫抗蠕變性能，被廣泛應用于航天領域，是目前應用較為成熟的商用鎂合金[7-8]。MORDIKE等[9]研究了Mg-Y-Zn，Mg-Y-Zr等典型抗蠕變稀土鎂合金，認為Y具有良好的強化效果，并在Mg-Y合金中加入Sc，Mn，開發出Mg-4Y-1Sc-1Mn合金，其抗蠕變性能優于WE43。目前國內外學者對Sc的研究較少，因此本文以Mg-Sc二元系為基礎，討論了Mg-Sc-Y三元系中Y的含量對合金顯微組織和力學性能的影響，為含Y鎂合金的研究提供一些參考。

1 材料制備和實驗方法

1.1 合金熔煉

熔煉所用原料為純鎂鑄錠(>99.95%)、Mg-30Sc中間合金、Mg-15Y中間合金。所用熔煉爐為電阻爐，熔煉時通入比例為6∶1的CO2和SF6作為保護氣氛，并用JDMJ精煉劑除渣。精煉溫度為730 ℃，澆鑄溫度為720 ℃，制備出Mg-5Sc二元合金及Mg-5Sc-0.5Y, Mg-5Sc-1Y, Mg-5Sc-2Y, Mg-5Sc-3Y, Mg-5Sc-3.5Y 5種三元合金。這幾種合金的合金成分均通過等離子體發射光譜(ICP-AES)測定，結果見表1。結果顯示：Sc含量略低于設計含量，為4%～5%之間；而Y含量呈現出與設計成分相近的階梯式增長趨勢，其主要雜質如Fe，Cu，Ni等的含量均低于0.1%。

表1 幾種合金的合金成分

1.2 微觀組織與力學性能

在鑄錠中部取樣，先后用300目、1 200目、3 000目及7 000目的水砂紙進行預磨，至表面光潔無明顯劃痕后，用MgO懸濁液在拋光布上手動拋光。以4%硝酸酒精溶液作為腐蝕劑進行表面處理，浸入腐蝕10～15 s，沖洗吹干。采用光學顯微鏡進行金相組織觀察，并用配有能譜分析(EDS)的電子顯微鏡(SEM)進行顯微組織分析與微區成分分析。采用SmartLab X射線衍射儀(XRD)進行物相分析。

性能測試主要集中在拉伸性能及硬度測試。在Zwick Z020萬能材料試驗機上進行拉伸試驗，拉伸式樣尺寸如圖1所示。拉伸式樣表面及側面用1 200目砂紙進行預處理，拉伸速率為0.5 mm/min。硬度測試采用HV-30宏觀維氏硬度計，負載為49 N，加載時間為15 s，測量8次后取平均值作為合金硬度值。硬度測試前，對樣品表面進行預磨，至7 000目以保證壓痕清晰。

圖1 拉伸試樣尺寸(mm)Fig.1 Size of tensile test sample(mm)

2 實驗結果與分析

2.1 顯微組織分析

6種合金的金相組織如圖2所示。從圖中可看出，Y的加入使Mg-Sc二元合金的顯微組織發生規律性演變。隨著Y含量的升高，晶粒尺寸顯著減小，晶粒細化明顯。采用截線法進行晶粒尺寸測算，Mg-Sc-Y三元合金的平均晶粒尺寸依次為170，130，100，85，70 μm。

圖2 Mg-Sc和Mg-Sc-Y合金的金相組織Fig.2 Metallographic structures of Mg-Sc and Mg-Sc-Y alloys

Sc在Mg中的最大固溶度約為25%，Y在Mg中的最大固溶度約為12.47%[10]。本實驗中Sc和Y的添加量遠低于其最大固溶度。在6種成分的金相組織中也未觀察到明顯的第二相析出，因此，Sc和Y應以固溶形式存在于Mg基體中，而XRD分析結果也說明了這一點，如圖3所示。圖譜中僅存在單相Mg的衍射峰，未檢測出第二相存在。

圖3 Mg-Sc和Mg-Sc-Y合金的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of Mg-Sc and Mg-Sc-Y alloys

Mg-5Sc，Mg-4Sc-1Y，Mg-4Sc-3.5Y的SEM掃描圖像和EDS分析結果如圖4所示(圖中左下確無分圖)。掃描圖像顯示出較為明顯的胞狀晶組織，且隨著Y含量的增加，晶體尺寸有所下降。而Sc和Y的EDS面掃結果則顯示胞狀晶內部Sc的含量高于邊緣處，形成富鈧區，而胞狀晶邊緣處Y含量高于晶體內部，形成富釔區，這主要是由于Mg與Sc在凝固過程中為包晶體系，形成富Sc基體，而富Y相則在包晶外部凝結。

圖5 Mg-Sc和Mg-Sc-Y合金的室溫力學性能Fig.5 Room temperature mechanical properties of Mg-Sc and Mg-Sc-Y alloys

2.2 力學性能分析

Mg-Sc和Mg-Sc-Y合金的室溫力學性能如圖5所示。隨著Y加入和Y含量的進一步增加，合金的屈服強度、抗拉強度、延伸率及硬度均存在不同程度的增大。屈服強度從Mg-5Sc的70 MPa提升至Mg-5Sc-3.5Y的109 MPa；延伸率從Mg-5Sc的9%提升至Mg-5Sc-3Y的15.7%；硬度從Mg-5Sc的46.8 HV提升至Mg-5Sc-3.5Y的60.6 HV。

XRD分析結果顯示：Sc和Y基本以固溶形式存在于Mg基體及晶界處，因此認為Mg-Sc-Y三元合金的室溫力學性能提升是細晶強化和固溶強化兩者同時作用的結果。合金屈服強度為

σ=σMg+σs+σg

(1)

式中：σMg為純Mg的屈服強度；σs為細晶強化對應的屈服強度提升；σg為固溶強化對應的屈服強度提升。

晶粒度與屈服強度的關系參照Hall-Petch公式，有

(2)

式中：σ0為單晶的屈服強度；K為Hall-Petch常數；d為晶粒平均尺寸。隨著Y的加入，合金晶粒度變小，屈服強度增加。其原因在于晶粒度變小使晶界密度增大，位錯運動到晶界處受阻的幾率增加，晶界處應力集中更為嚴重，因而合金抵抗塑性變形能力提高，屈服強度也相應提高。同時，晶界體積分數增多，使合金受外力作用時，晶粒協調整體變形的能力增強，使合金的塑形提升。

同時，由于固溶原子的原子尺寸與Mg存在一定差異，鎂基體的晶格會發生畸變。因此，在位錯運動時，溶質原子形成的柯氏氣團對位錯起到釘扎作用，使位錯運動阻力增加，從而增加了合金強度。

對于金屬固溶體而言，固溶強化對應的屈服強度提升公式為

σg∝cn

(3)

由文獻[12]可知，Sc對應的固溶強化增量為

結合式(1)～(3)，可知Y含量變化導致的固溶強化增量為

因此認為：相比Sc濃度，Y濃度對三元合金屈服強度的影響更大。

2.3 斷口分析

室溫拉伸斷口形貌如圖6所示。圖6(a)呈現出大面積河流狀的解理斷裂形貌，斷口的河流狀區域存在許多橫向排列的臺階，這是由于鎂合金在室溫拉伸過程中，滑移系啟動不完全，部分拉伸變形僅沿基面進行造成的。當試樣被進一步拉伸時，變形室溫導致晶界處萌生裂紋并沿基面迅速擴展，當裂紋擴展到穿過螺旋型位錯時，形成臺階[13]。

此外，由于合金元素的存在，長條型的撕裂裂紋被打斷，呈現小臺階式的撕裂形貌。同時，隨著合金元素的進一步加入，其臺階尺寸存在減小的趨勢，當臺階較小并呈圓形分布時，形成橢圓型微坑，即韌窩。隨著Y加入量增加，臺階變短且韌窩逐漸增多，塑形變形程度增加。究其原因，主要是晶粒尺寸減小，晶界密度增加，對裂紋擴展的阻礙作用增強；同時溶質濃度增大，溶質粒子對位錯運動的阻礙增加，使合金的斷裂形式由解理斷裂向韌性斷裂轉變。

圖6 Mg-Sc和Mg-Sc-Y合金室溫拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphologies ofMg-Sc and Mg-Sc-Y alloys

3 實驗結論

在二元合金(Mg-5Sc)及5種三元合金(Mg-5Sc-0.5Y，Mg-5Sc-1Y，Mg-5Sc-2Y，Mg-5Sc-3Y，Mg-5Sc-3.5Y)中，Sc和Y均以固溶形式存在，沒有明顯的第二相析出，但組織呈現出明顯的富Y區包圍富Sc區的特征。

隨著Y含量的升高，三元合金的力學性能包括強度、硬度和塑性性能基本呈現單調增加的趨勢。但Y含量的過度加入帶來的高雜質含量有可能導致塑性降低。合金強度增加的主要原因在于細晶強化和固溶強化，其中，固溶強化占據主導地位。Mg-Sc-Y三元合金隨著Y含量的升高，斷裂形式逐漸由脆性斷裂向韌性斷裂轉變。

4 結束語

本文研究了在Mg-Sc二元系的基礎上加入Y元素的顯微組織和力學性能變化，該研究對高性能輕質鎂合金設計起到了部分實驗論證和理論參考作用。然而，高性能鎂合金在力學性能的基礎上，存在更多的對耐蝕性能、高溫抗蠕變性能等方面的要求，因此，后續將對該系列鎂合金的其他性能及熱處理工藝造成的效果進行進一步研究，希望研制出能廣泛應用于生產的高性能鎂合金。