AZ91D鎂合金消失模鑄造稀土改性研究

王永平 權思佳 張作超 王夢茵 徐潤潤

摘 ?要：消失模鑄造是一種近無余量、精確成形的新鑄造技術，在鎂合金零部件制造方面具有良好的應用前景。該文采用消失模鑄造AZ91D合金，研究了Y對鎂合金組織和性能的影響，并分析了Y對鎂合金顯微組織的細化機理和力學性能的強化機制。結果表明：微量Y的加入可顯著細化合金基體組織，同時該元素的加入可使合金內形成方塊狀的Al6Mn6Y相和桿狀的Al2Y相。當Y含量為1.5%時，合金綜合力學性能最佳。此外，與常規AZ91D合金相比，含Y的AZ91D合金在固溶、時效后的合金硬度及抗拉強度明顯升高，同時延緩合金時效過程，使得合金到達時效峰值所需時間有所延長。

關鍵詞：消失模鑄造 ?AZ91D鎂合金 ?Y合金化 ?顯微組織 ?力學性能 ?熱處理

中圖分類號：TG249.5 ? 文獻標識碼：A 文章編號：1672-3791（2019）08（c）-0043-05

消失模鑄造是一種近無余量、精確成形的新型鑄造技術，被譽為“21世紀的鑄造新技術”及“鑄造中的綠色工程”，與鎂合金壓鑄相比，鎂合金消失模鑄造可避免昂貴的投資并且平穩地充型，還能克服壓鑄時的氣孔缺陷，具有良好的應用前景。合金化是提高鎂合金綜合性能的有效手段，本質是將所需合金元素添加到金屬中的過程，通常可在金屬熔煉過程中將合金元素直接加入液態金屬中。合金化的主要目的是改善金屬的組織結構，或使金屬具有某些特殊性能。

在鎂合金中添加稀土元素（RE）可有效改善合金室溫、高溫力學性能。隨著人們對稀土元素合金化的認識和應用不斷完善，如今國內外已針對AZ91D鎂合金的合金化開展了大量工作，以研究稀土元素對AZ91D鎂合金顯微組織和力學性能的影響。大多數稀土元素在鎂中具有較大的固溶度。除稀土元素中的鈧（Sc）外，其余16種元素均可與Mg形成共晶相，且共晶溫度較為接近。Mg-Al系合金是鎂合金中應用范圍最廣泛的合金系列，因此，相關研究人員一直致力于研究稀土元素對Mg-Al系合金綜合性能的影響。

Y是改善鎂合金力學性能的重要合金元素。至今鎂合金研究者已針對合金高溫力學性能的改善進行了大量的試驗研究。結果表明，稀土元素Y可以顯著提高AZ91D合金的力學性能。但Y對消失模鑄造AZ91D合金組織和性能的影響仍缺乏系統研究。

1 ?試驗材料與方法

1.1 模樣制作與澆鑄

試驗所用模型材料為可發性聚苯乙烯泡沫模，均采用密度為0.02g/cm3的聚苯乙烯（EPS）泡沫板材經線切割方法成形。

試驗中使用的模組均通過熱熔膠粘合，粘接過程應盡量減少熱熔膠的使用量，以減小熱解產物對試驗結果的影響。粘接結束后，用毛刷在模組表面涂刷亞仕蘭消失模專用涂料，涂掛后置入烘箱內進行烘干，保證烘箱溫度低于50℃。為保證涂層具有足夠的強度，應在模組完全烘干后進行二次涂刷、烘干。

試棒18m×18cm×140cm，橫澆道18cm×26cm×150cm，直澆道26cm×26cm×190cm，冒口20cm×20cm×30cm，底26cm×26cm×20cm。試樣形狀如圖1所示。

將完全烘干的模組放入底抽式專用砂箱內，填入寶珠砂后覆蓋塑料薄膜、打開真空泵。調節真空度并待其穩定后，將澆口杯放置于直澆道處，并在其周圍覆蓋干砂，以避免熔融金屬液在澆注過程中沖出并燒破塑料薄膜從而導致真空度降低。通常待真空度穩定3～5min后開始澆鑄，并在澆注完成后保持真空度約5min。

澆注原料為Mg-Y中間合金（Mg-30%Y）和AZ91D合金鑄錠，AZW系列合金均為AZ91D與Mg-Y中間合金在電阻坩堝中熔煉制成：（1）清洗坩堝，預熱坩堝和工具200℃～300℃，噴涂涂料。（2）清理AZ91D合金錠，并稱重、預熱150℃以上。（3）將坩堝預熱500℃左右，裝料，通入保護氣體，升溫熔化。（4）至700℃～720℃時，攪拌2～5min，使成分均勻。（5）730℃～750℃精煉：取占爐料重量0.1%的專用精煉劑（C2Cl6-30g+石墨-3g+Zn-15g），在80℃烘箱烘干1h，用鐘罩壓入合金液中，總時間約為8～12min，緩慢繞圈，靜置5min后，清除合金液表面和坩堝壁上的熔渣。（6）730～750℃氬氣精煉：流量為1～2L/min，將吹頭插入溶液下部吹洗2～4min，吹氣結束后，升溫至760℃～780℃，保溫靜置10～20min，然后扒渣，然后將溫度降至720℃。（7）澆注消失模不含Y的試樣4根。（8）合金化：加入Mg-Y中間合金（Y的質量分數占爐料的0.5%），攪拌5min后，在720℃靜置20min，氬氣精煉，720℃靜置10min。（9）澆注消失模試樣4根（含0.5%Y）。（10）方法同上（8）（9），每次加入Mg-Y中間合金，接著澆注。各次加入Y的質量分數占爐料的1.0%、1.5%、2.0%，攪拌5min后，在720℃靜置20min，氬氣精煉，720℃靜置10min。依次得到含Y1.0%、1.5%、2.0%的試樣各4根。試樣化學成分見表1。

1.2 鎂合金消失模鑄件的固溶熱處理方案

熱處理在箱式電阻爐中進行，爐內溫差±3℃。為防止試樣氧化，用C粉和石英砂將試樣覆蓋。

固溶處理工藝：將試樣加熱到420℃，保溫20h，在20℃的水中淬火。

時效處理工藝：將固溶處理后的試樣在250℃時效處理，時效時間分別為：5h、10h、15h、20h。然后試樣隨爐冷卻（見表2）。

1.3 鎂合金鑄件微觀組織及力學性能測試實驗方案

1.3.1 金相組織觀察、XRD和SEM檢測

試驗中的金相試樣均從所澆注試樣的底部截取，尺寸1.5cm×1.5cm×1.5cm，經打磨、拋光，用4%的硝酸酒精溶液腐蝕后，在OLYMPUS-MG3金相顯微鏡上進行組織觀察和照片采集，所獲照片均來自于金相試樣心部，以便進行觀察比較。然后用XPERT PEOHE型X射線衍射儀分析相組成，步進掃描0.02°，掃描范圍為10°～120°，獲得XRD圖譜;用QUANTA200型環境掃描電子顯微鏡顯示試樣的組織形貌特征。

1.3.2 硬度測試

在HB3000型硬度計上測試試樣的布氏硬度。測量硬度時，用400#砂紙將鑄態及熱處理態的試樣上下表面磨平，每個試樣測試兩個點，取其平均值作為最終結果。加載載荷為250kfg，壓頭直徑為5mm，保壓時間為30s。

1.3.3 拉伸試驗

試棒由消失模澆注的試棒加工，尺寸為Φ8mm×110 mm。選用島津AG-I250kN電子拉伸試驗機進行拉伸試驗，試驗溫度為室溫。使用JSM-5610LV掃描電鏡觀察試樣斷口，并用OLYMPUS光學顯微鏡進行組織觀察與分析。

2 ?釔對消失模鑄造AZ91D鑄態組織的影響

圖2為不同Y含量的鑄態AZ91D合金的顯微組織。由圖可知，AZ91D合金以α相為基體，同時α相周圍存在枝晶狀的β相（Mg17Al12）及少量共晶α相。由圖2（a）、圖2（b）、圖2（c）可知，當元素Y含量（質量分數，下同）小于1%時，AZ91D合金內具有網狀枝晶狀的β相多數轉變為粒狀β相，表明元素Y對β相具有顯著的細化作用。此外，合金內出現了少量的深色組織。由圖2（d）可知，當Y含量達到1.5%時，深色組織含量進一步增加，同時合金內再次出現枝晶狀β相。在圖2（e）中，鎂合金中的枝晶狀β相含量進一步增加，β/α體積比增加，并再次構成網狀結構。圖3為鑄態下AZ91D合金和AZW10合金的X射線能譜圖。由圖可知，AZW合金以α相為基體，同時α相周圍存在枝晶狀的β相及少量的Al2Y相和Al6Mn6Y相。此外，可知圖2的深色組織為Y相，但該相尺寸較小，因此難以采用光學顯微鏡進行微觀結構觀察。圖4為AZW15合金鑄態掃描電鏡圖。由圖可知，合金內存在兩種形態的Y相：方塊狀的Al6Mn6Y相與桿狀的Al2Y相。

上述現象符合Y與Mg、Al 結合的電負性原理：Y和Mg的晶體結構均為密排六方結構，且晶格常數接近（Mg的晶格常數為a=0.321×10-9m，c=0.520×10-9m;Y的晶格常數為a=0.365×10-9m，c=0.573×10-9m）;且兩元素的原子半徑也較為相似（Mg的原子半徑為1.60×10-10m;Y的原子半徑為1.82×10-10m）。此外，Y和Mg的化合價相同，均為+2價。因此，根據固溶度理論，Y在Mg中的極限固溶度較大，可達11.4%，因此可產生良好的固溶強化效果。除了固溶于鎂基體之外，Y還可與其他元素反應并形成金屬間化合物，如Mg-Y、Al-Y或Mg-Al-Y等。

3 ?釔對熱處理態AZ91D組織及力學性能的影響

熱處理是改善合金顯微組織和力學性能的常用手段。與鑄態相比，AZ91D合金經420℃/20h的固溶處理（T4）后，合金強度和伸長率增加，但硬度有所降低。時效處理后，強度和硬度增加，伸長率發生降低。與鑄態相比，直接經時效處理的合金強度和硬度稍有升高，但伸長率較低[1]。熱處理對鎂合金的影響受合金化元素含量的不同而發生改變，如Mg-9Al-xRE合金在175℃/16h空冷時效處理（T6）后，低RE含量合金的拉伸性能可得到改善，但高RE含量合金的拉伸性能發生惡化[2]。此外，不同合金經熱處理后的力學性能也不同。當經410℃/（20～50）h水淬（T4）處理后，AZ91D-xRE合金的力學性能顯著提升，但AM60B+xRE合金力學性能不發生明顯改變[3，4]。因此，非常有必要深入分析Y對消失模鑄造熱處理態AZ91D合金的微觀結構和力學性能的影響。

圖5（a）、5（b）分別為固溶處理后AZW15合金和AZ91D合金的顯微組織。由圖可知，合金中主要強化相第二相基本已經消失。圖6為熱處理后的AZW合金硬度曲線。由圖可知，相對于鑄態合金，熱處理后合金硬度發生降低，此時合金的強化機制轉變為固溶強化。經固溶保溫后，在退火作用下，合金組織發生均勻化，大部分應力集中和成分偏析現象消失，同時合金的拉伸性能和塑性得到改善。由于硬質相Al2Y相和Al6Mn6Y相均具有較高的熱穩定性，因此未在固溶過程中溶于AZW15合金基體，從而使得AZW15合金在固溶處理后具有比AZ91D合金更高的抗拉強度和硬度。

圖5（c）、圖5（d）為AZW15和AZ91D合金經固溶處理與時效10h后的顯微組織。由圖可見，AZW15合金的析出相含量明顯遠少于AZ91D合金中析出相含量。鎂鋁合金的時效過程本質是Mg17Al12相自過飽和固溶體中形核并長大的過程，該過程受Al原子和Mg原子的擴散速度影響。根據Fick擴散第二定律，擴散速度與固溶體中溶質濃度成正比。固溶處理后，Al完全固溶在AZ91D合金基體中，而AZW15合金中的部分Al與Y形成了非固溶的Al2Y相，因此AZ91D合金基體中固溶的Al含量更多。此外，時效析出后生成的Al2Y相在合金中高度穩定存在，對β相的形核和生長具有釘扎作用，因而將阻礙β相的析出。因此，與AZW15合金相比，AZ91D合金時效后生成的析出相含量較多，即Y的加入可起到延緩鎂合金時效過程的效果。由于此延緩作用，所以相同的熱處理方式，隨著合金元素Y的加入量的增加，合金的硬度逐漸降低;而對于同一種合金，不同熱處理工藝其硬度也不同，硬度隨時效時間的增加而增加（如圖6所示）。

4 ?結語

該文探明了Y合金化對消失模鑄造AZ91D組織和力學性能的影響規律，優化出提高消失模鑄造AZ91D力學性能的最佳Y合金化工藝，找到合金元素Y對AZ91D的最佳加入量，以及結合熱處理參數對鎂合金組織和力學性能的影響，得出如下結論。

（1）元素Y的加入會顯著細化AZ91D合金顯微組織，并促使合金內形成方塊狀的Al6Mn6Y相以及桿狀的Al2Y相。此外，合金中β相（Mg17Al12）含量減少，相形態由原始的網狀分布轉變為斷網分布，但當Y含量超過1.5%時，合金內再次出現β相網狀結構。

（2）少量Y的加入可提高AZ91D合金的力學性能。適量的Y可細化合金鑄態組織、改善合金綜合力學性能。Y在合金中以兩種形式存在，一部分固溶于α-Mg基體中，在合金中起固溶強化作用;另一部分以方塊狀的Al6Mn6Y相與桿狀的Al2Y相彌散分布于晶界，在合金中起第二相強化作用。當Y含量為1.5%時，對合金的晶粒細化效果最佳。

（3）與常規AZ91D合金相比，含Y的AZ91D合金在固溶處理后的合金硬度及抗拉強度均有所提升。此外，Y可延緩鎂合金的時效過程，延長合金達到時效峰值所需時間。這是由于在含Y的AZ91D合金中，Y與Al反應生成的Al2Y相無法固溶于α-Mg基體中，使得Al在α-Mg基體中固溶量降低，從而造成合金時效驅動力下降。

參考文獻

[1] 馬圖哈，丁道云.非鐵金屬結構及性能[M].北京：科技出版社，1999.

[2] 李金峰，耿浩然，楊中喜，等.釔對AZ91鎂合金組織力學性能得影響[J].鑄造，2005（1）：53-57.

[3] 閆蘊琪，張廷杰，鄧炬，等.耐熱鎂合金的研究現狀與發展方向[J].稀有金屬材料與工程，2004（6）：561-565.

[4] 劉宏偉，羅承萍，劉江文.釔及混合稀土對鎂鋁鋅合金組織與性能的影響[J].特種鑄造及有色合金，2003（5）：14-17.