佘慶元１,２,嚴紅革１,２,陳吉華１,２,蘇斌１,２,陳潮１,２,陸梅１,曹夢馨１,余浪１

(湖南大學１．材料科學與工程學院;２．噴射沉積技術及應用湖南省重點實驗室,長沙４１００８２)

摘　要:對鑄態MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn(x 分別為０,０．３,０．６,０．９,質量分數/％)合金進行了３３０℃×２４h＋４００℃×２h的均勻化處理,然后在應變速率為９．１s－１條件下軋制成厚度為２mm 的合金板,研究了錫添加量對鑄態和軋制態合金顯微組織和拉伸性能的影響.結果表明:錫的添加可以細化試驗合金的鑄態及其均勻化處理后的顯微組織,并形成高熔點Mg２Sn相,促進后續軋制過程中試驗合金的動態再結晶并細化晶粒;經軋制后,試驗合金的拉伸性能優于其鑄態的,且隨著錫含量的增加,軋制態合金的強度與塑性呈先上升后下降的變化趨勢,其斷裂形式從準解理斷裂逐漸向延性斷裂轉變;MgＧ５ZnＧ１MnＧ０．６Sn合金的拉伸性能最佳,其抗拉強度和伸長率分別為３３７MPa和２１％。

關鍵詞:MgＧZnＧMnＧSn合金;動態再結晶;顯微組織;拉伸性能

中圖分類號:TG１４６．２　　　文獻標志碼:A　　　文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１７)０５Ｇ０００１Ｇ０６

０　引　言

鎂合金由于具有比強度和比剛度高、減振性能好、電磁屏蔽能力強和機加工性能良好等優點,廣泛

應用于國防軍工、汽車和航空航天等領域[１Ｇ２].MgＧZnＧZr系合金具有較高的強度、良好的塑性和耐蝕性等特點,是目前性能最優越的高強變形鎂合金之一[３].與該系合金相比,MgＧZnＧMn系合金可以時效強化,生活工藝簡單且價格低廉,因此具有更加廣闊的應用前景.張丁非等在３１０℃對MgＧ６ZnＧ１Mn合金進行了擠壓變形和固溶＋雙級時效處理,顯著提高了其抗拉強度和屈服強度,其強度達到了高強變形ZK６０鎂合金的水平[４].然而,至今為止,尚未見有關軋制態高鋅含量MgＧZnＧMn系合金組織與性能研究的報道。

合金化是改善鎂合金力學性能的常用方法.根據MgＧSn相圖可知,高溫下錫在鎂中具有較高的固溶度,加入錫能使鎂合金產生明顯的時效硬化效果,顯著提高其力學性能.CHEN 等研究了錫的添加對MgＧZnＧAl合金性能的影響,發現錫不僅可以細化其鑄態組織,還可以抑制其共晶轉變,細化MgＧZn離異共晶組織[５].HOU 等研究了擠壓態及時效態MgＧ６ZnＧ１MnＧ４SnＧxY(x 為質量分數/％,下同)合金的組及性能,結果表明釔可以有效細化該合金擠壓態及時效態晶粒并提高其力學性能[６].QI等研究了錫對壓態MgＧZnＧMn合金性能的影響,發現隨著錫含量的增加,該合金的強度逐漸增大,而塑性則逐漸降[７]。

此外,通過擠壓、軋制等塑性變形方法也可以有效地細化合金晶粒,提高合金性能.高應變速率軋制是一種高效的鎂合金軋制工藝,在高應變速率條件下,鎂合金更易發生孿生及動態再結晶,抑制裂紋的萌生,從而提高其軋制過程中的成形性能[８].ZHU 等通過高應變速率軋制工藝成功制備出了性能優異的超細晶ZK６０合金[９].為了獲得高性能的MgＧZnＧMn系合金板,作者以MgＧ５ZnＧ１Mn合金為研對象,研究了錫加入量對均勻化處理前后該鑄態合金的顯微組織,以及高應變速率軋制后合金顯微組織和拉伸性能的影響。

１　試樣制備與試驗方法

試驗原料為工業純鎂錠、鋅錠、電解錳和錫粒,純度均在９９．９％ 以上. 按照名義成分MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn(x 分別為０,０．３,０．６,０．９)稱取原料,在４５鋼坩堝電阻爐中進行熔煉,熔煉溫度為７６０℃,采用RJＧ２熔劑進行熔體覆蓋保護和精煉,并使用氬氣作為保護氣體以排除氧氣的影響,鑄錠的尺寸為１２０mm×１２０mm×３００mm.用帶石墨的沙子覆蓋鑄錠防止氧化,在箱式電阻爐中進行均勻化處理.基于前期工作,將均勻化處理工藝定為３３０ ℃ ×２４h＋４００℃×２h.將均勻化后的鑄錠分割成厚度為１０mm 的板坯,預熱至３５０ ℃保溫８min后,進行高應變速率軋制,一道次將板坯從１０mm軋制至２mm,變形量為８０％,軋制過程的平均應變速率為９．１s－１.在均勻化處理前后的鑄態合金和軋制態合金上分別截取金相試樣,用過飽和苦味酸溶液(０．３g苦味酸＋１mL冰醋酸＋１．５mL水＋１０mL酒精)腐蝕后,使用LeitzMMＧ光學顯微鏡觀察其顯微組織;采用FEIQuanta２００型環境掃描電鏡(SEM)觀察鑄態及軋制態顯微組織,用附帶的能譜儀(EDS)分析微區化學成分.使用D５０００型X 射線衍射儀(XRD)進行物相分析,采用銅靶,加速電壓為３kV,電流為２０mA,掃描速率為８(°)??min－１,掃描范圍為２０°至８０°.采用線切割法沿軋制方向在軋制態合金上切取尺寸為５５ mm×１０ mm 的拉伸試樣,標距為１５mm,根據GB/T２２８－２００２,在Instron３３６９型力學試驗機上進行室溫拉伸性能試驗,拉伸速度為０．５mm??min－１,利用FEIQuanta２００型環境掃描電鏡觀察拉伸斷口形貌。

２　試驗結果與討論

２．１　鑄態及均勻化處理態的顯微組織

由圖１可知:試驗合金的鑄態顯微組織主要由αＧMg基體和偏聚在晶界及枝晶間的Mg７Zn３ 相組成;隨著錫的加入,顯微組織中出現了一些彌散分布的第二相質點,且第二相質點數量隨著錫含量的增加而增多.由圖２ 可見:鑄態MgＧ５ZnＧ１Mn 合金和MgＧ５ZnＧ１MnＧ０．３Sn 合金均主要由αＧMg,Mg７Zn３ 和MgZn２ 組成;隨著錫含量的進一步增加,試驗合金中出現了Mg２Sn相.由圖３和表１可以看出:MgＧ５ZnＧ１Mn合金中晶界處塊狀第二相(如A 和B所示)主要由鎂和鋅元素組成,鎂和鋅的原子比接近７∶３,推測可知這些塊狀第二相為Mg７Zn３ 相.MgＧ５ZnＧ１MnＧ０．９Sn合金中除了在晶界處存在大塊狀第二相(如C 所示)以外,在晶界處和晶粒內部還出現了許多顆粒狀第二相(如D,E所示);晶界處大塊狀第二相由鎂和鋅組成,且鎂和鋅的原子比接近７∶３,為Mg７Zn３ 相;顆粒狀第二相主要由鎂和錫元素組成,鎂和錫的原子比分別為１６∶３和７２∶２５,該第二相中的錫含量遠比合金中的高.在進行EDS測試時,由于顆粒狀第二相比較細小,電子束可能作用到鎂基體上,導致鎂含量偏高.結合圖２分析,可以推測顆粒狀第二相為Mg２Sn相.由圖４可見,均勻化處理態MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金中的枝晶偏析絕大部分已消除,晶界處非平衡第二相基本溶入鎂基體中,晶界清晰,均勻化效果很好.然而,晶界處和晶粒內部仍然存在少許未溶的第二相,其數量隨著錫含量的增加而增多.Mg２Sn相一種高溫相,當MgＧZn相已基本固溶進基體時,仍然有許多Mg２Sn相殘留。

圖１　鑄態MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金的顯微組織

Fig．１　MicrostructuresofasＧcastMgＧ５ZnＧ１MnＧxSnalloys

圖２　鑄態MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金的XRD 譜

Fig．２　XRDpatternsofasＧcastMgＧ５ZnＧ１MnＧxSnalloys

圖３　鑄態MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金的背散射電子像

Fig．３　BackscatteredelectronimagesofasＧcastMgＧ５ZnＧ１MnxSnalloys

圖４　均勻化處理態MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金的顯微組織

Fig．４　MicrostructuresofhomogenizedMgＧ５ZnＧ１MnＧxSnalloys

由圖５可見,隨著錫含量的增加,均勻化處理態和鑄態合金的晶粒均逐漸細化。

圖５　鑄態及均勻化處理態MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金的平均粒徑

Fig．５　AveragegrainsizeofasＧcastandhomogenizedMgＧ５ZnＧ１MnＧxSnalloys

２．２　軋制態顯微組織

      由圖６可見,軋制后試驗合金均發生了比較完全的動態再結晶,獲得了細小的再結晶晶粒,且再結晶晶粒尺寸隨著錫含量的增加而減小.當x分別為０,０．３時,合金組織均主要由均勻細小的再結晶晶粒組成,平均晶粒尺寸分別為６．３,５．５μm;當x 分別為０．６,０．９時,再結晶組織不均勻,某些區域的晶粒極為

細小,平均晶粒尺寸分別４．２,３．３μm.錫的加入對MgＧZnＧMn合金再結晶過程和再結晶晶粒尺寸存在顯著影響,其影響機制如下:第一,錫可細化合金的初始晶粒,進而影響合金在軋制過程中的動態再結晶.合金的再結晶晶粒尺寸很大程度上取決于其初始晶粒尺寸[１０].結合圖５分析可見,錫含量越高,合金的初始晶粒尺寸越小,軋制態合金的晶粒也越小.第二,錫在鎂合金中以兩種形式存在,一種固溶于鎂基體中,另一種以Mg２Sn金屬間化合物的形式存在.固溶入鎂基體中的錫具有降低鎂合金層錯能的作用[１１Ｇ１２],而層錯能對合金的動態再結晶過程有很大的影響.層錯能越低,擴展位錯越寬,從而導致擴展位錯難以束集,無法通過交滑移和攀移與異號位錯相互抵消,導致合金中形成比較高的位錯密度,產生充足的變形貯能,進而促進再結晶的發生[１３].因此,加入錫后合金的再結晶晶粒較為細小.同時,均勻化過程中未溶入基體的Mg２Sn相也會對再結晶過程產生重要的影響. 在軋制和擠壓等熱加工過程中,第二相顆?？梢宰鳛樾魏速|點誘導粒子形核[１４Ｇ１５].Mg２Sn相顆粒一方面會在變形過程中導致位錯塞積,進而提高變形能和再結晶驅動力,另一方面它能作為再結晶的形核質點,促進再結晶過程的進行。

圖６　軋制態MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金的顯微組織

Fig．６　MicrostructuresofasＧrolledMgＧ５ZnＧ１MnＧxSnalloys

      由表２可見:軋制態合金的拉伸性能優于鑄態合金的,軋制態合金的抗拉強度隨著錫含量的增加而增大;當x＝０．６時,軋制態合金的抗拉強度達到最大,為３３７MPa,比未添加錫(x＝０)的提高了１７．４％,且伸長率也有所增大;當x＝０．９時,合金的抗拉強度又有所下降,相對x＝０．６的下降了７．１％,同時伸長率顯著下降。

      由此可見,錫的添加可以有效提高軋制態MgＧZnＧMn合金的拉伸性能,但錫過量時又會降低其性能. 鎂合金是密排六方結構,由于其HallＧPetch關系因子較大,與面心立方及體心立方金屬相比,由晶粒細化而導致的強化效果更加顯著[１６].晶粒細化意味著晶界的增多,而晶界的存在可以有效地阻礙位錯運動,因此試驗合金中的細小動態再結晶晶粒顯著地提高了其強度.同時,細小第二相也能起到釘扎位錯及晶界的作用,也在一定程度上提高了合金的強度.然而當錫加入量過多時,合金中殘留的第二相明顯粗化.粗化的第二相降低了其與基體間的結合性能,并在熱變形過程中成為裂紋源,進而影響合金的力學性能。

２．４　斷口形貌

      由圖７可見:未添加錫的軋制態合金拉伸斷口存在一定數量的韌窩和部分解理面,具有準解理斷裂特征;隨著錫含量的增加,韌窩數量不斷增多且韌窩變深,斷裂形式從準解理斷裂向延性斷裂發展,合金的塑性提高.此外,在韌窩底部存在一些第二相顆粒,主要是由合金中的第二相在拉伸變形過程中與基體發生分離形成的。

圖７　軋制態MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金的拉伸斷口形貌

Fig．７　TensilefracturemorphologyofasＧrolledMgＧ５ZnＧ１MnxSnalloys５

３　結　論

     (１)錫的添加可以細化鑄態MgＧZnＧMn合金及其均勻化處理后的組織,隨著錫含量的增加,晶粒尺寸漸減小;添加錫后試驗合金中均形成了高熔點的Mg２Sn第二相,Mg２Sn相在均勻化過程中無法完全固溶入鎂基體中,進而影響后續的軋制變形。

      (２)錫的添加可以促進試驗合金在軋制過程中動態再結晶過程的進行,隨著錫含量的增加,動態再結晶越來越充分,所形成的動態再結晶晶粒也越發細小均勻。

      (３)MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金經過３５０℃高應變速率軋制后的拉伸性能優于其鑄態的;隨著錫含量的增加,軋制態合金的強度與塑性呈先上升后下降的趨勢,其斷裂形式從準解理斷裂逐漸向延性斷裂轉變;MgＧ５ZnＧ１MnＧ０．６Sn合金的拉伸性能最佳,其抗拉強度和伸長率分別為３３７MPa和２１％。