Y微合金化對(duì)壓鑄AZ91D鎂合金組織和性能的影響

胡曉娜,陳 威,謝仕芳,朱福生,張財(cái)淦,鄒 晉

(1.江西省銅鎢新材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,江西 南昌 330096;2.龍南龍釔重稀土科技股份有限公司,江西 贛州 341000)

鎂合金被譽(yù)為“21世紀(jì)綠色工程金屬”,鎂合金具有密度小、比強(qiáng)度高、彈性模量大、導(dǎo)熱性和消震性好、電磁屏蔽性能強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)[1-3]。因而,鎂合金在航天航空、電子通訊和汽車工業(yè)等領(lǐng)域正得到日益廣泛的應(yīng)用[4-7]。但鎂合金的力學(xué)性能和耐腐蝕性能較差[8-11],限制了其應(yīng)用。鎂合金中加入 RE 元素可以有效提高合金的力學(xué)性能和耐蝕性,因此,RE在鎂合金中的應(yīng)用十分廣泛[12-13]。研究表明稀土釔(Y)能顯著細(xì)化鎂合金的鑄態(tài)組織,并形成析出相,從而提高合金硬度和強(qiáng)度。曹幸等人[14]研究了Y和La對(duì) AM50合金力學(xué)性能的影響,結(jié)果表明,Y和La均可提高合金的室溫及高溫力學(xué)性能,且Y可顯著改善合金的抗蠕變性能。張?jiān)姴热薣15]研究了釔和混合稀土對(duì) AZ91合金高溫力學(xué)性能的影響,發(fā)現(xiàn)加入 1.0 wt.%Y的合金的高溫強(qiáng)度顯著提高,且Y的強(qiáng)化效果高于混合稀土。解瑞軍等[16]認(rèn)為釔的加入能提高合金的耐蝕性,并呈現(xiàn)先增后減的趨勢(shì)。本文在壓鑄AZ91D鎂合金中添加微量Y元素,研究其對(duì)AZ91D鎂合金力學(xué)性能和耐蝕性能的影響和作用機(jī)理,以期為擴(kuò)大稀土Y在鎂合金中的應(yīng)用,提高鎂合金的性能提供試驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

Y的添加采用中間合金方式添加,原材料為工業(yè)用AZ91D鎂合金和AZ91D-30Y中間合金,AZ91D合金化學(xué)成分如表1所示。Y的添加量分別為0.5、1.0、1.5、2.0(wt.%),AZ91D-Y鎂合金采用壓鑄工藝制備,壓鑄機(jī)型號(hào)為YIZUMI DM300,壓鑄工藝參數(shù)如表2所示。熱處理工藝采用T6熱處理工藝,氬氣保護(hù)下412 ℃×16 h固溶,200 ℃×8 h時(shí)效。

表1 化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

表2 壓鑄工藝參數(shù)

1.2 組織分析及性能測(cè)試

對(duì)添加不同Y含量的AZ91D合金樣品,經(jīng)研磨、拋光,用硝酸溶液浸蝕后,采用ZEISS EVO18掃描電子顯微鏡(SEM/EDS)對(duì)試樣截面顯微形貌和成分進(jìn)行分析;采用ADVANCE-D8 X射線衍射儀進(jìn)行物相分析,濺射靶材為Cu靶,工作電壓為40 kV,工作電流為40 mA,掃描2θ角范圍為20°～90°,步長(zhǎng)為 0.02°,掃描速度為 5°/min;采用CMT2103型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試材料的力學(xué)性能,樣品尺寸符合GB/T228.1-2010的線材非比例拉伸試樣,試樣標(biāo)距為30 mm,直徑為5 mm。拉伸速率為2 mm/min。耐腐蝕性能實(shí)驗(yàn)采用LX-60B型鹽霧試驗(yàn)箱,參照GB/T 2423.17-2008國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行中性鹽霧試驗(yàn)(NSS):噴霧溶液為5.05%NaCl溶液,溫度控制在35 ℃。實(shí)驗(yàn)的取樣周期分別為24 h、48 h、72 h、96 h。試樣取出后浸入濃度為180 g/L沸騰的鉻酸溶液中浸泡3 min,取出后用去離子水沖洗,酒精清洗后風(fēng)干,再用電子天平稱取腐蝕后試樣的質(zhì)量,進(jìn)行失重量計(jì)算。

2 結(jié)果與討論

2.1 相結(jié)構(gòu)

圖1是AZ91D、AZ91D-1.5Y鎂合金試樣的XRD分析結(jié)果。結(jié)果表明,AZ91D相組成包括α-Mg和β-Mg17Al12。AZ91D-1.5Y中除了α-Mg和β-Mg17Al12之外,形成了Al3Y和Al2Y,如圖1(b)中衍射峰放大區(qū)域所示。這是因?yàn)樘砑恿薡之后,由于Y與Al的電負(fù)性差值(0.4)大于Y與Mg的電負(fù)性差值(0.1),Y優(yōu)先與Al反應(yīng),形成Al3Y和Al2Y。

圖1 X射線衍射

2.2 顯微組織

圖2分別是添加不同Y含量AZ91D合金試樣的顯微形貌。表3為圖2中典型相結(jié)構(gòu)的EDS結(jié)果。綜上所述,AZ91D鎂合金的組織是由α-Mg基體相(區(qū)域A)和在晶界呈不連續(xù)網(wǎng)狀分布的β-Mg17Al12相(區(qū)域B)所組成。由圖2可知,隨著Y元素加入,α-Mg相細(xì)化,同時(shí)包圍α-Mg基體相的網(wǎng)狀分布的β-Mg17Al12相發(fā)生細(xì)化,部分碎化為顆粒狀,并出現(xiàn)少量Al2Y(粒子C)和Al3Y相(粒子D)。由圖2可知,當(dāng)Y含量繼續(xù)增加時(shí),網(wǎng)狀分布的β-Mg17Al12相完全碎化為顆粒狀,此時(shí)基體中出現(xiàn)大量的Al2Y和Al3Y相,并且部分Al2Y和Al3Y相長(zhǎng)大成塊狀。

圖2 不同Y含量AZ91D合金顯微形貌

表3 典型相結(jié)構(gòu)元素分布(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

2.3 抗拉強(qiáng)度

圖3為添加不同Y含量AZ91D合金試樣抗拉強(qiáng)度的曲線圖。由圖3可知,當(dāng)Y含量小于1.5%時(shí),試樣抗拉強(qiáng)度隨Y含量增加而增大;當(dāng)Y含量達(dá)到1.5%時(shí),合金抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值,約為220 MPa;當(dāng)Y含量進(jìn)一步增加,試樣強(qiáng)度反而下降。首先,添加Y元素后,形成的Al3Y和Al2Y相具有高熔點(diǎn)[17],在凝固初期形成,但Al3Y和Al2Y相是立方晶體結(jié)構(gòu),α-Mg相是密排六方晶格結(jié)構(gòu),因此Al3Y和Al2Y相不能起到異質(zhì)形核核心的作用[18],在凝固過(guò)程中Al3Y和Al2Y相會(huì)聚于α-Mg相的液固界面前緣,從而產(chǎn)生成分過(guò)冷,進(jìn)而阻礙α-Mg晶粒長(zhǎng)大,細(xì)化合金晶粒[19],根據(jù)Hall-Petch公式,細(xì)化晶粒有利于提高材料強(qiáng)度;其次,隨著Y含量的增加,β-Mg17Al12相減少,但沒(méi)有完全消失,Al3Y和Al2Y相增加,彌散析出的Al3Y和Al2Y相顯微硬度高于β-Mg17Al12相,具有更強(qiáng)的“釘扎效應(yīng)”,Al3Y和Al2Y相在合金形變過(guò)程中能夠形成Orowan機(jī)制,阻礙位錯(cuò)滑移,裂紋擴(kuò)展,提高合金強(qiáng)度[20]。當(dāng)Y含量大于1.5 wt.%時(shí),試樣抗拉強(qiáng)度隨Y含量增加而減小。由顯微組織分析可知,基體中出現(xiàn)大量的顆粒狀β-Mg17Al12相和塊狀的Al2Y、Al3Y相,這些第二相在變形過(guò)程中容易成為應(yīng)力集中點(diǎn),從而導(dǎo)致試樣脆性增加,強(qiáng)度降低。

圖3 AZ91D-xY合金試樣抗拉強(qiáng)度曲線圖(x=0,0.5,1.0,1.5,2.0)

2.4 耐蝕性

圖4為添加不同Y含量AZ91D合金的的腐蝕失重曲線圖。由圖4可知,AZ91D鎂合金試樣的腐蝕失重最大,添加微量Y元素后,試樣的腐蝕失重也隨腐蝕時(shí)間的延長(zhǎng)而增大,但小于未添加Y元素試樣的腐蝕失重。說(shuō)明添加微量Y元素能顯著提高AZ91D鎂合金的耐蝕性能。當(dāng)Y含量為1.0%時(shí),合金的耐蝕性最優(yōu),進(jìn)一步增大Y含量,合金的耐蝕性反而下降。

圖4 AZ91D-xY合金腐蝕失重曲線圖(x=0,0.5,1.0,1.5,2.0)

當(dāng)Y含量小于1.0%時(shí),試樣耐蝕性能隨Y含量增加而提高。研究表明,Al元素在α-Mg固溶體內(nèi)部的偏析導(dǎo)致合金耐蝕性差,添加Y元素可以細(xì)化晶粒,減小Al元素偏析程度,提高合金耐蝕性能。同時(shí),添加Y元素使網(wǎng)狀分布的β-Mg17Al12相發(fā)生細(xì)化,更加彌散連續(xù)包圍α-Mg相,β-Mg17Al12相作為腐蝕屏障[21],有效阻止腐蝕進(jìn)一步進(jìn)行。Y元素的添加會(huì)形成細(xì)小彌散Al3Y和Al2Y相,Al3Y和Al2Y相電化學(xué)活性較低,在合金腐蝕過(guò)程中也能起到有效陰極作用[22]。

當(dāng)Y含量大于1.0%時(shí),試樣耐蝕性能降低。β-Mg17Al12相中Al元素含量約為44wt.%[23],而α-Mg基體中Al元素含量變化范圍較廣,在α-Mg基體心部明顯低于β-Mg17Al12相附近[24]。研究表明,α-Mg基體中Al元素腐蝕優(yōu)先發(fā)生在α-Mg基體相內(nèi)部,α-Mg基體中的Al元素具有阻止腐蝕向β-Mg17Al12相擴(kuò)展的作用,α-Mg基體中Al元素含量降低,α-Mg基體的耐腐蝕性下降[25]。過(guò)量的Y由于生成Al3Y和Al2Y相從而消耗了大量Al元素,導(dǎo)致α-Mg基體中Al元素含量降低,α-Mg基體的耐腐蝕性下降。因此,試樣的耐蝕性能反而降低。

3 結(jié) 論

(1)Y元素在壓鑄AZ91D鎂合金中的添加能夠顯著細(xì)化α-Mg相,促進(jìn)β-Mg17Al12相的彌散分布,減小Al元素偏析,同時(shí)生成Al3Y和Al2Y相。

(2)Y元素的適量添加有利于提高合金的強(qiáng)度,但當(dāng)Y元素含量大于1.5 wt.%時(shí),基體中出現(xiàn)大量的顆粒狀β-Mg17Al12相和塊狀A(yù)l2Y、Al3Y粒子,易形成應(yīng)力集中,從而導(dǎo)致材料強(qiáng)度降低。

(3)Y元素的適量添加有利于提高合金的耐蝕性,但當(dāng)Y元素含量大于1.0 wt.%時(shí),過(guò)多的Y由于生成Al3Y和Al2Y相從而大量消耗了Al元素,導(dǎo)致α-Mg基體中Al元素含量降低,α-Mg基體的耐腐蝕性下降,試樣的耐蝕性降低。