Mn對Mg-2Sn鎂合金顯微組織和力學性能的影響*

李曉鋒,王嬌娜,肖曉芳,冉春華,譚 軍

(1.重慶市計量質量檢驗研究院,重慶 401123;2.重慶人文科技學院,重慶 401524;3.重慶大學 材料科學與工程學院,重慶 400044)

鎂及鎂合金是目前應用最廣的輕金屬結構材料之一。由于鎂合金具有密度低,較高的比強度、比剛度和彈性模量,較好的韌塑性和耐蝕性,良好的生物相容性和導電導熱性,優異的電磁屏蔽性能和阻尼減震性能,易加工及回收,被譽為“21世紀綠色工程結構材料”,廣泛應用在航空航天、汽車工業和電子工業領域。然而變形鎂合金在大規模應用中遇到諸多阻礙,歸因于其成形性能較差,本質是其密排六方晶體結構和較低的堆垛層錯能。較高的堆垛層錯能可降低位錯運動時的激活能,利于通過滑移變形;相反,較低的堆垛層錯能增加了滑移的激活能,但有利于通過孿晶變形。

在鎂合金中,Sn是良好的合金化元素[7],Sn元素的添加可以主要從兩方面影響鎂合金。由于Sn在Mg中的固溶度隨溫度變化存在較大范圍波動,從14.48%(質量分數,下同)降低為0.45%,這使得一方面Sn元素以固溶元素的形式存在可以降低鎂合金中的堆垛層錯能,從而影響滑移甚至位錯攀移,抑制變形過程中動態回復過程的發生。另一方面,由于Mg和Sn之間較大的電負性差值,在多元合金中,由于偏析作用可形成高熔點的Mg2Sn相,該相在熱擠壓沉淀析出過程中可以一直動態再結晶,使晶粒長大,有利于改善最終沉淀強化效果,使其具有較高的熱力學穩定性。因此,有必要對多Mg-Sn系合金展開研究。

然而,Mg-Sn系合金顯示出了比較遲緩的時效動力學和較差的塑性成形能力,阻礙了其商業化應用。為了提高Mg-Sn系合金的綜合性能,采用合金化的方法被視為有效的方法之一。其中,Mn元素作為常用的合金化元素,研究其對Mg-Sn系合金的微觀組織力學性能演變具有重要意思。

因此,本文通過引入微量Mn元素,設計了不同梯度的Mg-2Sn-xMn合金,并研究了鑄態到擠壓態全鏈條微觀組織與力學隨著Mn含量增加的變化規律,為高性能Mg-Sn系合金開發及應用奠定了一定的基礎。

1 試驗材料與方法

本研究組采用了純鎂(99.97%)、純錫顆粒(99.90%)和Mg-5Mn中間合金(5%)。在電阻絲加熱爐中進行熔煉,采用CO2和SF6作為保護氣體(99∶1,體積比)。熔煉溫度為760 ℃,融化后,保溫30 min,取出坩堝(直徑90 mm,高300 mm)進行水冷,獲得初始圓柱形鑄錠。采用日本島津公司的XRF-1800 X射線熒光光譜儀進行化學成分分析,具體測試結果見表1。隨后采用線切割從鑄錠中切取直徑為80 mm、高度為50 mm的圓柱,然后將合金進行500 ℃均勻化12 h處理,并在均勻化處理后擠壓成直徑為16 mm的棒材,擠壓比為25∶1,擠壓溫度為300 ℃。

表1 合金的實際成分(質量分數)

本次試驗中采用的主要測試手段有X射線熒光光譜儀(XRF-1800)化學成分測試、力學性能測試(CMT5105)、X射線衍射儀物相檢測(XRD,RigakuD/MAX-2500PC)、掃描電鏡顯微組織觀察(Scanning electron microscope, SEM)和電子背散射衍射(Electron backscatter diffraction, EBSD)。

1)化學成分測試。鑄錠化學成分測試在X射線熒光光譜儀(XRF-1800)上進行,測試電壓為40 kV,電流為70 mA。

2)力學性能測試。力學性能測試在電子萬能材料試驗機(CMT5105)上進行,拉伸速率為2 mm/min,測試溫度為室溫。樣品取樣方向為擠壓方向。

3)晶相組織觀察(OM)。鑄態樣品的腐蝕液為4%體積分數的硝酸酒精溶液,腐蝕時間為10 s,擠壓態樣品使用的腐蝕液是2.7 g苦味酸+2 mL冰醋酸+2 mL蒸餾水+20 mL乙醇,腐蝕時間為10 s。

4)X射線衍射儀(XRD)。對合金進行X射線衍射分析。試驗參數:陽極為Cu靶(λ=0.154 2 nm),掃描步長為0.02°/min,掃描速率為0.06°/s,工作電壓為60 kV。

5)電子背散射衍射(EBSD)。EBSD在JEOL JSM-7800場發射掃描電子顯微鏡上進行測試。測試前采用電解拋光處理,電壓為20 V,電流為0.1 A,拋光時間為30 s。

2 結果與分析

2.1 XRD物相分析

鑄態Mg-2Sn-xMn(x=0, 0.3, 0.5, 1.0)合金XRD圖譜如圖1所示。由XRD圖譜分析可知,鑄態Mg-2Sn-xMn合金中主要包括α-Mg、Mg2Sn和α-Mn相。當Mn含量小于1.0%時,Mn元素主要以固溶原子的形式存在于鎂基體中。隨著Mn含量的增加,過飽和的Mn元素形成了α-Mn相。

圖1 鑄態Mg-2Sn-xMn合金XRD圖譜

2.2 EBSD分析

圖2所示為擠壓態的Mg-2Sn-xMn合金的IPF圖和反極圖,在合金基體中發現大量孿晶,經Misorientation profile測量后發現,孿晶與母晶粒間取向差呈86°,對應于〈10-12〉拉伸孿晶,這意味著在擠壓變形過程中,存在非常明顯的孿生活動。值得注意的是,如各圖的左下角插圖所示,不添加Mn元素的合金呈現出明顯的非基面織構,呈現為〈01-1x〉-〈-12-1x〉環狀分布的傾轉織構,其基極偏離〈01-10〉約10°,這表明Mg-2Sn合金在擠壓過程中,非基面滑移可能較為活躍,而環狀織構的產生意味著合金在擠壓過程中可能出現了〈-12-10〉取向的再結晶晶粒的擇優生長。隨著Mn含量增加到0.3%和0.5%,織構轉變為〈01-10〉-〈-12-10〉取向的弱基面織構,反極圖中的織構分布仍然呈環狀,并且隨著Mn含量的進一步增加,當Mn含量增加到1.0%時,合金由于存在大量的變形晶粒而呈現出〈01-10〉取向的強基面織構。此外,隨著Mn含量的增加,合金的織構強度從4.13逐漸增大至4.42、4.48和9.96,同時合金逐漸由環狀分布的非基面織構轉變為環狀分布的基面織構,最后轉變為集中于〈01-10〉的強基面織構,根據“位錯誘導旋轉理論”,增大的基面織構強度以及向基面滑移施密特因子低的取向逐漸演變的織構表明,在擠壓過程中,基面滑移占據主導地位,這與基面滑移的低CRSS密不可分。

a) Mn含量為0%

圖3所示為合金的核平均取向差(KAM)圖,隨著Mn含量的增加,合金KAM值從0.56°顯著增大至0.85°,表明合金基體中殘余位錯的增多,這可能意味著Mn元素的添加可能在一定程度上抑制了合金的動態再結晶進程,這一點可以從合金的金相以及EBSD分析的IPF圖中顯著增多的變形晶粒得到佐證。同時在對Mg-2Sn-1.0Mn合金的變形晶粒進行Misorientation profile分析時發現,從合金中心到晶界處,合金內部取向差呈臺階狀逐漸上升,表明在變形晶粒中存在大量的亞晶粒,意味著擠壓過程中合金的DRX機制很有可能是由連續動態再結晶機制主導。

a) Mn含量為0%

圖4所示為Mg-2Sn-xMn合金的施密特因子圖,在添加Mn元素后,基面滑移的施密特因子迅速下降,并隨著Mn含量的增加保持在一個相對穩定的水平,根據公式CRSS=RSS×SF,較低的施密特因子使得合金的基面滑移活化時需要更大的外加應力,因此提高了合金拉伸時基面滑移活化的難度,在添加Mn元素后,合金的屈服強度的顯著提升可能與此有關。同時,筆者觀察到柱面及錐面滑移系的施密特因子并沒有因為Mn元素的添加而發生顯著變化,這表明Mn元素的添加對非基面滑移系的開啟影響不大。

圖4 Mg-2Sn-xMn合金的施密特因子圖

2.3 力學性能測試

圖5所示為鑄態和擠壓態Mg-2Sn-xMn(x=0, 0.3, 0.5, 1.0)合金應力-應變曲線,表2和表3是兩種狀態合金的室溫拉伸試驗結果。從鑄態合金應力-應變曲線可知,隨著Mn含量的增加,其抗拉強度、屈服強度、延伸率呈現相同的變化趨勢,先增大后減小。當Mn含量為0.5%時,其綜合性能最佳,抗拉強度為210.3 MPa,屈服強度為117.5 MPa,延伸率為12.2%。從擠壓態合金應力-應變曲線可知,隨著Mn含量的增加,屈服強度和抗拉強度不斷增大,延伸率呈相反的變化規律。Mg-2Sn-1.0Mn合金屈服強度和抗拉強度最大分別為204.5和257.7 MPa,延伸率為9.2%,抗拉強度和屈服強度的提升可能與擠壓過程形成的高密度殘余位錯有關。此外,Mg-2Sn-0Mn合金的延伸率最大可達17.5%,比鑄態時增加了7.4%,屈服強度和抗拉強度分別增加了98.8%和48.5%。

a) 鑄態

表2 鑄態Mg-2Sn-xMn合金室溫拉伸試驗結果

表3 擠壓態Mg-2Sn-xMn合金室溫拉伸試驗結果

3 結語

通過上述研究可以得出如下結論。

1)在Mg-2Sn合金中添加微量的Mn元素,隨著Mn含量從0.3%增加到1.0%,鑄態合金中第二相由Mg2Sn相向Mg2Sn與α-Mn相共存轉變。第二相的轉變使得鑄態合金屈服強度和抗拉強度顯著提升,延伸率變化不大,其中當Mn含量為0.5%時,其綜合性能最佳,抗拉強度為210.3 MPa,屈服強度為117.5 MPa,延伸率為12.2%。

2)對不同Mn微合金化的Mg-2Sn-xMn合金熱擠壓后發現,隨著Mn含量的增加,合金抗拉強度和屈服強度均增加,但延伸率降低,這可能與高Mn含量的合金形成較高的位錯有關,其中,擠壓態Mg-2Sn-0.5Mn合金具有最佳的綜合力學性能,抗拉強度為240.4 MPa,屈服強度為186.4 MPa,延伸率為13.1%。