固溶處理對Mg-2Zn-3Y合金組織和性能的影響

2022-05-24 10:12:04毛萍莉李華祎

沈陽工業大學學報 2022年3期

毛萍莉，李華祎

(沈陽工業大學材料科學與工程學院，沈陽 110870)

Mg-Zn-Y合金的相關研究中，根據Zn、Y比的不同，可形成兩種具有獨特性能的相，即長周期有序結構相(LPSO相)和準晶相(I相)[1-3].準晶相熱力學穩定性較好，屬脆硬相，已有很多學者[4-5]研究了熱處理等工藝對含有準晶相的Mg-Zn-Y合金的組織與性能的影響.LPSO相同樣是一個非常重要的研究熱點，LPSO相具有很強的各向異性，是材料機械性能的有效增強相[6-9]，調控其形態和分布對優化Mg-Zn-Y合金性能具有非常重要的意義.當前強化鎂合金的方法眾多，如加入合金元素，改善熱加工工藝，進行表面機械加工、動態塑性變形等[10-12].Shi等[13]研究了Mg-4Zn-4Y合金的組織與力學性能之間的關系后發現，合金的高強度主要來源于LPSO相，其本身的堆垛結構會引起晶格畸變，使得合金的彈性能增加.Li等[14]對鑄態Mg-0.9Zn-1.6Y、Mg-2.1Zn-5.2Y和Mg-3.1Zn-7.6Y合金進行了拉伸測試后指出，這三種合金中所含的網狀W相為脆性相，對合金強度不利，且LPSO相在基體中隨機分布，因而未充分發揮強化作用.Zhu等[15]研究了Y/Zn原子比為1和0.75的Mg-7Zn-7Y和Mg-7.2Zn-5.4Y合金的性能后發現，除LPSO相外，合金組織中還含有W相，且經熱擠壓后兩相開始彌散分布，提供了較高的強化作用.

本文選擇同時具有LPSO相和W相的Mg-2Zn-3Y合金為研究對象，通過設計一系列固溶處理試驗，旨在通過改變固溶溫度保留高溫過飽和組織，從而調控合金的微觀組織形態，進而達到改善合金拉伸力學性能和硬度的目的.通過確定Mg-2Zn-3Y合金的最佳固溶溫度，以期為進一步優化含LPSO相的Mg-Zn-Y系合金的成分與性能提供參考.

1 材料及方法

以99.95%純鎂、99.7%純鋅、Mg-25%Y中間合金為原材料，熔煉設備采用表面噴有薄氮化硼涂料的碳鋼坩堝和功率為5kW的控溫坩堝電阻爐.熔煉時通入99.8%N2和余量SF6作為保護氣體，首先將鎂錠在700 ℃徹底熔化，然后加入Mg-25%Y中間合金和純鋅錠，將爐溫調至720 ℃并靜置一段時間.待合金液完全熔化后，將其充分攪拌，然后保溫30 min，經過凈化澇渣處理后，最后澆注到預先預熱到250 ℃的圓柱模具中.試驗合金的名義化學成分如表1所示(數據均為原子分數).

表1 合金化學成分Tab.1 Chemical composition of alloy %

考慮到固溶溫度一般要高于第二相從基體中析出的相應溫度，又要防止溫度太高破壞合金組織，為獲得過飽和度最大的固溶體，本文采用430、450、470和490 ℃作為固溶溫度進行測試.在具體固溶處理工藝中將試樣置入填滿MgO粉末的石墨坩堝中，使得試樣表面完全被覆蓋，進而隔絕空氣.將熱處理爐預熱至200 ℃，放入裝好試樣的石墨坩堝，在4個固溶溫度下分別保溫12 h，固溶完畢后將試樣迅速放至75 ℃熱水中水淬，隨后取出備用.

經粗磨、精磨和拋光后，利用4%硝酸+96%無水乙醇的腐蝕液將試樣腐蝕7～10 s，隨后采用酒精清洗并烘干試樣，然后利用Zeiss Axio ObserverA1型蔡司金相顯微鏡(OM)觀察合金的微觀組織，利用帶有能譜分析儀的HitachiS-3400N掃描電子顯微鏡(SEM)觀察并分析合金中第二相的分布、尺寸、數量及微區成分.

采用D/maxⅢA型X射線衍射儀(XRD)來分析合金的物相組成，掃描角度范圍為20°～90°，掃描速度為10(°)/min.將拉伸試樣表面打磨光滑，去除表面雜質，利用WDW-100萬能拉伸試驗機測試合金的室溫拉伸性能，拉伸速度為2 mm/min，拉伸試樣尺寸如圖1所示(單位：mm).預先標記好20 mm初始標距以計算斷后伸長率，每種狀態的試樣至少需做3次拉伸試驗，測量結果取試驗均值.采用TMVP-1型數顯顯微維氏硬度計進行硬度測試，加載載荷為50 g，加載時間為10 s，每種狀態試樣至少選取10個不同區域的點進行測試，去掉最值后取余下點的平均值作為最終結果.

圖1 拉伸試樣尺寸Fig.1 Size of tensile sample

2 結果與分析

2.1 顯微組織

2.1.1 鑄態合金組織

圖2為鑄態Mg-2Zn-3Y合金微觀組織及EDS能譜(室溫25 ℃).圖3為固溶處理前后合金的XRD圖譜.由圖2可見，該合金第二相組織分布不均勻，除了深色鎂基體外，其組織還含有白色和灰色兩種襯度相.結合圖3可以確定，點A處為白色襯度W相(Mg3Zn3Y2)，而點B處為灰色襯度LPSO相(Mg12ZnY).由圖2可以觀察到，LPSO相互連接呈骨骼狀分布在α-Mg基體中，W相鑲嵌在LPSO相間呈條狀.通常采用常規法鑄造時，鑄件易于出現氣孔等缺陷，且當合金中含有高熔點元素時，會存在個別未熔單相.在Mg-2Zn-3Y合金鑄態組織中發現存在個別很難完全溶入基體的未熔釔塊，因而為了提高合金組織的均勻性，同時提高合金的力學性能，有必要對合金進行固溶處理.

圖2 鑄態合金顯微組織與能譜Fig.2 Microstructures and energy spectrum of as-cast alloy

圖3 固溶處理前后合金的XRD圖譜Fig.3 XRD spectrum of alloy before and after solution treatment

2.1.2 固溶態合金組織

將Mg-2Zn-3Y合金分別在430～490 ℃范圍內以20 ℃為溫度增量進行固溶處理.由圖3可見，與鑄態合金相比，450 ℃固溶態合金中相的種類未有變化，但第二相衍射峰的強度有所減弱.

圖4為固溶態合金的顯微組織.對圖4中不同固溶溫度下的OM和SEM組織進行對比分析，并利用ImageJ軟件進行第二相尺寸測量后發現，固溶處理后合金組織均勻性得到改善，第二相發生了不同程度的溶解，α-Mg基體的過飽和固溶程度提高.由430 ℃開始固溶時，合金中的局部大塊LPSO相熔斷為小塊組織，LPSO相整體骨骼開始變得均勻分散，LPSO相平均厚度為13.5 μm，條狀W相熔斷呈斷續點狀，平均長度由鑄態時的63.4 μm減小為50.9 μm(見圖4a、b).當固溶溫度升高至450 ℃時，LPSO相和W相熔斷量逐漸增大，塊狀LPSO相分離出層片狀形貌，平均厚度減小為8.2 μm，W相繼續熔斷，平均長度減小為39.6 μm(見圖4c、d).當固溶溫度達到470 ℃時，第二相均發生稍許粗化，LPSO相平均厚度為9.4 μm，斷續的W相進一步熔斷，長度減小至14.6 μm(見圖4e、f).當固溶溫度繼續升高至490 ℃時，合金組織的完整性在高溫下被損壞，第二相發生了重熔，表現出較嚴重的過燒現象(見圖4g、h).

圖5為合金中第二相演變的簡化模型.結合圖4和圖5可知，W相在固溶過程中發生了熔斷、球化、粗化和重熔4個過程.

當最初的溶質原子溶入基體時，W相局部熔斷呈斷續條狀.界面熱力學中的Thomson-Freundlich公式[16-17]可以表示為

(1)

式中：Cr為與曲率半徑為r的顆粒相相平衡的母相溶解度；C∞為與曲率半徑為R的較平坦界面處相平衡的母相溶解度；M為摩爾質量；σ為比界面能；ρ為第二相密度；T為熱力學溫度.由式(1)可知，第二相的溶解度與第二相各處的曲率半徑具有密切關系，在第二相突出位置處r值較小而溶質原子濃度較高，在第二相較平滑處R值較大而溶質原子濃度較低.為了降低相界面的溶質原子濃度差，重新達到界面平衡，溶質原子Zn、Y將由突出部位遷移至平滑處(如圖5中由a向b的擴散)，從而使得r、R逐漸趨近，進而使得內部為網狀形貌的條狀W相逐漸轉變為半徑均勻的球狀.當繼續保溫且溫度較高時，Zn、Y在大半徑球狀顆粒界面處的溶質原子濃度較高，進而將吞并周圍的較小半徑球狀顆粒，從而使得W相發生了粗化.同時不同固溶溫度下的LPSO相也逐步發生熔斷，使得塊狀區域分離為板條狀和層片狀，隨著固溶溫度的升高，板條間將發生分離.當固溶溫度過高時，W相和LPSO相在晶界和晶內分別形成重熔三角區和重熔球，進而嚴重損壞了合金組織.

圖4 固溶態合金顯微組織Fig.4 Microstructures of alloy at solid solution state

圖5 第二相演變簡化模型Fig.5 Simplified evolution model for second phases

由此可見，為了讓更多的第二相溶解于鎂基體中，當在450 ℃固溶時，可以在第二相不發生粗化的情況下令Mg-2Zn-3Y合金基體達到盡可能高的過飽和程度，從而使得網狀W相溶解為球狀，同時使得作為強化相的LPSO相分布更加均勻，此時合金的固溶效果最好.

2.2 拉伸性能

通常采用固溶處理能夠很好地起到強化鎂合金的作用.Mg-2Zn-3Y合金為具有LPSO有效增強相的稀土鎂合金，對其進行拉伸力學性能測試能夠反映出合金組織與強度之間的關系.圖6為Mg-2Zn-3Y合金的拉伸性能測試結果，具體測試指標數據如表2所示.由圖6和表2可見，隨著固溶溫度的提高，Mg-2Zn-3Y合金的抗拉強度、屈服強度和伸長率呈現先升高后降低的趨勢，合金在450 ℃固溶時的拉伸性能最好，其抗拉強度為187 MPa，屈服強度為107 MPa，伸長率為8.0%，拉伸測試結果與合金組織特征相符，說明合金在450 ℃下的固溶強化效果最好.Mg-2Zn-3Y合金強化因素主要有兩方面：一方面是高溫下Zn、Y溶質原子獲得擴散遷移能力，使得第二相發生溶解，Zn、Y與Mg的原子半徑相差約為15%，Zn、Y溶入α-Mg基體時，基體晶格的點陣位置會被Zn、Y所占據，構成置換固溶體，造成晶格畸變，使得位錯不容易通過，位錯運動阻力增大，從而強化基體[18]；另一方面是W相的球化作用使得原本對基體具有割裂作用的魚鱗狀組織轉變為應力集中較小的光滑無尖角的球狀組織，球狀W相和層片狀LPSO相起到了協同強化作用[19].在提高固溶溫度后，LPSO相并不能完全溶解，因而在固溶態合金中仍可起到強化作用.

2.3 顯微硬度

圖7為Mg-2Zn-3Y在不同固溶溫度下的顯微硬度.通常維氏硬度可以反映鎂合金局部抵抗塑性變形的能力，其硬度的大小與第二相的特性、形態和分布與基體飽和度有關.由圖7可知，Mg-2Zn-3Y合金的硬度隨固溶溫度的提高先增大后減小.當固溶溫度為450 ℃和470 ℃時，合金硬度相差不大，當固溶溫度為470 ℃時，合金硬度達到最大值83.0 HV.分別對合金的球狀W相與LPSO相接觸區域以及α-Mg基體進行測試后發現，合金基體硬度較小，其數值為67.2 HV，LPSO相與W相接觸區域硬度為83.9 HV，表明第二相具有較好的強化效果，球狀W相有利于提高合金的硬度，同時固溶態組織的均勻化也有效提升了合金的整體硬度.