車用Mg-Zn-Zr-Er 合金組織、變形行為與力學(xué)性能

鄧劍鋒

（廣西生態(tài)工程職業(yè)技術(shù)學(xué)院，柳州 545004）

我國(guó)汽車工業(yè)使用鎂合金比較晚，如今依然停留在開發(fā)階段。隨著人們環(huán)境保護(hù)理念的提升，鎂合金成為新環(huán)境下炙手可熱的綠色材料，是工業(yè)研究的重點(diǎn)。當(dāng)前我國(guó)在新能源汽車結(jié)構(gòu)研究過程中逐漸明確了今后行業(yè)發(fā)展的主要方向，即低排放、低污染，實(shí)現(xiàn)節(jié)能環(huán)保。鎂合金具有高的比強(qiáng)度和比剛度，良好的導(dǎo)電性和電磁屏蔽性能，是優(yōu)秀的輕量化結(jié)構(gòu)材料，廣泛應(yīng)用于汽車制造、航空航天以及3C 通信等領(lǐng) 域[1-4]。為了進(jìn)一步闡明Er 元素在Mg-Zn 系合金中的組織成分特征，揭示合金在擠壓變形過程中的變形行為，本文研究不同Zn、Er 元素含量合金在鑄造和擠壓過程中的微觀組織形貌和力學(xué)性能，分析Zn/Er 元素比值與Mg-Zn-Er 三元化合物構(gòu)成與組織形貌特點(diǎn)的關(guān)系，以揭示Er 元素在擠壓變形過程中的晶粒細(xì)化 機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)合金為Mg-Zn-Zr-Er 系，在電阻爐中進(jìn)行熔煉。實(shí)驗(yàn)選用純度大于99.95%的工業(yè)純Mg 錠和Zn 錠為原料，微量元素Zr 和Er 以中間合金的方式加入。熔煉過程中使用RJ-2 溶劑保護(hù)，澆注過程中采用SO2和CO2混合氣體進(jìn)行在線保護(hù)[5]。先用半連續(xù)鑄造方式，在720 ℃溫度下澆注成直徑為90 mm的圓柱形坯錠。鑄錠經(jīng)鋸切車皮后進(jìn)行400 ～410 ℃、12 h 的均勻化處理，在臥式擠壓機(jī)上進(jìn)行熱擠壓，空冷至室溫。

對(duì)鑄造和擠壓后合金分別在不同部位取金相樣品，研磨、拋光后采用混合酸腐蝕處理，利用金相顯微鏡和掃描電子顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察。力學(xué)性能試驗(yàn)在CTM5106 電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，為避免取樣和偶然誤差，所有試樣取3 次測(cè)量的平均值[6]。

2 結(jié)果與討論

2.1 熱擠壓組織與再結(jié)晶

為研究合金在擠壓變形過程中的組織演變特征和再結(jié)晶規(guī)律，分析不同Er 含量的Mg-1.5Zn-0.6Zr 合金均勻化組織，如圖1 所示。結(jié)果表明，Er 元素并未明顯降低合金的平均晶粒尺寸，但顯著影響合金的晶界形態(tài)。對(duì)于不含稀土Er 的合金晶界較平直，厚度均勻，晶界處化合物較少。隨著Er 含量的增加，晶界處化合物呈逐漸增多趨勢(shì)。同時(shí)，在含Er 量較高的圖1（c）和圖1（d）中，可以清晰看到晶界處化合物的溶解，且部分溶解物擴(kuò)散到基體中。隨著溶解擴(kuò)散的進(jìn)行，晶界開始變得不連續(xù)，并有部分難溶的化合物殘留。隨著稀土含量的增加，晶界未溶化合物數(shù)量亦增多。

分別進(jìn)行不同Er 含量的Mg-1.5Zn-0.6Zr 合金在350 ℃和400 ℃兩種溫度下擠壓比為16 ∶1 的熱擠壓實(shí)驗(yàn)，擠壓后金相顯微組織分別如圖2 和圖3 所示。比較圖2 和圖3 可知，350 ℃和400 ℃擠壓后合金的晶粒均隨著Er 含量的增加逐漸細(xì)化和均勻化，且 350 ℃擠壓的合金更細(xì)小。同時(shí)發(fā)現(xiàn)，在350 ℃擠壓時(shí)，不同Er 含量的合金中均存在部分未發(fā)生再結(jié)晶的變形晶粒，已發(fā)生再結(jié)晶的晶粒細(xì)小均勻。在 400 ℃擠壓時(shí)，合金中未發(fā)生再結(jié)晶的晶粒體積分?jǐn)?shù)明顯減少，說明高溫?cái)D壓時(shí)合金更傾向于發(fā)生再結(jié)晶[7]。當(dāng)擠壓溫度較高時(shí)，不含稀土的合金中部分晶粒發(fā)生了明顯長(zhǎng)大，晶粒大小很不均勻，而含稀土合金的晶粒大小分布則相對(duì)均勻。此外，稀土含量低于1.0%時(shí)，局部區(qū)域仍有少量未再結(jié)晶的變形晶粒。隨著稀土含量增加至2%～4%，合金組織變得更加均勻，合金晶粒全部轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S再結(jié)晶。再結(jié)晶晶粒均勻細(xì)小，沒有晶粒的明顯長(zhǎng)大情況。

整個(gè)熱擠壓變形過程實(shí)際上是加工硬化和再結(jié)晶軟化同時(shí)進(jìn)行的過程，再結(jié)晶核心先在變形程度大的變形能聚集區(qū)域優(yōu)先形成[8]。當(dāng)擠壓溫度較低時(shí)，硬化作用大于軟化作用，故合金為未完全再結(jié)晶組織；擠壓溫度較高時(shí)，恢復(fù)和再結(jié)晶較充分，合金中未發(fā)生再結(jié)晶的體積分?jǐn)?shù)明顯減少。當(dāng)合金中沒有稀土元素時(shí)，變形區(qū)的不均勻?qū)е略俳Y(jié)晶核心形成和隨后長(zhǎng)大的不均勻，形成不均勻的晶粒分布。添加稀土元素后，變形趨于均勻化。當(dāng)變形量增大到一定程度時(shí)，再結(jié)晶核心在多處同時(shí)形成，即形核率增加，從而形成較為均勻的細(xì)化晶粒。此外，添加稀土Er 的合金再結(jié)晶晶粒均明顯小于未添加稀土的合金，表明稀土的加入還起到了抑制再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大的作用。這是因?yàn)橄⊥磷鳛楫愋魏撕诵牟粌H能夠提高形核率，還可以抑制異形核質(zhì)點(diǎn)的擴(kuò)散速率，因此400 ℃擠壓的稀土合金仍然獲得了較細(xì)小的晶粒組織。概而言之，稀土Er 促進(jìn)了合金的均勻變形和均勻再結(jié)晶，有效抑制了再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大。

2.2 力學(xué)性能

不 同Er 含 量Mg-1.5Zn-0.6Zr 和Mg-3Zn-0.6Zr合金350 ℃和400 ℃擠壓后的室溫抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率如圖4 所示。可以看出，同種合金350 ℃ 擠壓比400 ℃擠壓的綜合力學(xué)性能好，其中屈服強(qiáng)度高約25%，抗拉強(qiáng)度高約15%，延伸率高8%～20%。對(duì)比兩種不同Zn 含量的合金可看出，當(dāng)合金中不含Er 元素時(shí)，含Zn 量較低的Mg-1.5Zn-0.6Zr 的強(qiáng)度和延伸率均高于Mg-3Zn-0.6Zr，說明單純提高Zn 的含量并不利于合金性能的提高。但是，在Er 元素添加量超過1%之后，高Zn 含量的Mg-3Zn-0.6Zr 抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均顯著提高，最高值分別為379.24 MPa和360.52 MPa，超過Mg-1.5Zn-0.6Zr 合金的最高抗拉強(qiáng)度358.45 MPa 和屈服強(qiáng)度333.90 MPa。這是由于未添加Er 時(shí)，含Zn 量較高M(jìn)g-3Zn-0.6Zr 合金中所生成的粗大針狀Mg-Zn 二元化合物較多，割裂基體并造成應(yīng)力集中，從而Zn 含量的提高降低了合金的力學(xué)性能。但是，添加Er 元素后，該二元化合物轉(zhuǎn)為晶粒較為細(xì)化且組織均勻的球狀、棒狀和塊狀Mg-Zn-Er 三元化合物，提高了合金的力學(xué)性能。特別是當(dāng)Er 添加量超過1%～2%時(shí)，含Zn 量較低的Mg-1.5Zn-0.6Zr 合金強(qiáng)度達(dá)到峰值后開始逐步下降，但高Zn 含量的Mg-3Zn-0.6Zr 合金強(qiáng)度仍然整體呈緩升趨勢(shì)。主要原因?yàn)镋r 元素的添加并不能直接提高合金的強(qiáng)度，而是通過消除粗大針狀Mg-Zn 二元化合物改善組織形態(tài)來提高合金的性能。對(duì)于含Zn量低的Mg-1.5Zn-0.6Zr 合金，Er 添加量為1%～2%是其適宜的添加量，此時(shí)剛好能夠消除粗大針狀Mg-Zn 二元化合物的不利影響。當(dāng)Er 含量進(jìn)一步提高時(shí)，多余的Er 元素不僅未提高合金強(qiáng)度，而且因?yàn)槎嘤嘞⊥临|(zhì)點(diǎn)在晶界處的聚集造成了更多的應(yīng)力集中，導(dǎo)致合金強(qiáng)度下降。而對(duì)于含Zn 量較高的Mg-3Zn-0.6Zr 合金來說，由于消除Mg-Zn 二元化合物需要更多的稀土元素，因此在Er 添加至4%時(shí)，合金強(qiáng)度呈緩慢上升趨勢(shì)。但在Er 元素添加量從2%提高至4%時(shí)，強(qiáng)度的增加極其有限，其中350 ℃擠壓合金的抗拉強(qiáng)度還出現(xiàn)了一定程度的下降。因此，當(dāng)Er 元素添加量超過2%后，繼續(xù)增加Er 含量并非提高合金強(qiáng)度的有益選擇。

兩種合金在延伸率上的表現(xiàn)，證明了Er 元素能夠消除粗大針狀Mg-Zn 二元化合物，改善了合金微觀組織，從而提高了合金的綜合力學(xué)性能。但是，需注意350 ℃擠壓的Mg-1.5Zn-0.6Zr 合金在不同Er 稀土添加量條件下都獲得了高的延伸率值，其中Er 添加量為1%時(shí)，最高延伸率為35.48%。當(dāng)Zn 含量為3%的Mg-3Zn-0.6Zr 合金在Er 添加量為1%時(shí)，其延伸率為28.59%，比Mg-1.5Zn-0.6Zr 合金低了約24%。

3 結(jié)語(yǔ)

（1）在合金的均勻化熱處理過程中，Er 元素并未明顯影響合金晶粒大小和形態(tài)，而是對(duì)合金晶界成分及其形態(tài)有顯著影響。未添加稀土Er 的合金晶界處平直而均勻，幾乎未見晶界化合物存在。添加Er元素后的合金晶界處有較多的晶間化合物出現(xiàn)，且隨著Er 含量的增加而呈逐漸增多趨勢(shì)。當(dāng)Er 元素含量較高時(shí)，這些晶界處化合物又逐步溶解，部分?jǐn)U散至基體內(nèi)部。這種晶界間化合物的出現(xiàn)、溶解和擴(kuò)散導(dǎo)致了晶界的隔斷，并在晶界處出現(xiàn)部分難溶化合物 殘留。

（2）稀土Er 的添加對(duì)合金擠壓組織和力學(xué)性能均有顯著影響。未添加Er 元素時(shí)，合金變形和晶粒大小分布不均勻。隨稀土的添加，合金中未發(fā)生再結(jié)晶的變形晶粒的體積分?jǐn)?shù)減少，晶粒大小均勻。高溫?cái)D壓時(shí)，稀土元素加入量的影響顯著。隨著Er 含量的增加，晶粒逐漸細(xì)化和均勻化。

（3）擠壓溫度對(duì)合金組織和力學(xué)性能有顯著影響。低溫?cái)D壓有利于降低晶粒的再結(jié)晶長(zhǎng)大，從而提高合金力學(xué)性能。350 ℃擠壓態(tài)合金顯微組織要比400 ℃擠壓時(shí)晶粒明顯細(xì)化，力學(xué)性能好。當(dāng)合金中Er 的加入量為1.0%時(shí)，350 ℃擠壓Mg-1.5Zn-0.6Zr合金的延伸率達(dá)35.5%，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別達(dá)到379.24 MPa 和332.84 MPa，擁有較好的綜合力學(xué)性能，可廣泛應(yīng)用于汽車車身覆蓋件。