Si對快速凝固/粉末冶金（RS/PM）AZ91鎂合金組織和性能的影響*

陳振華，曹 特，周 濤

（湖南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙 410082）

由于能源短缺和日益苛刻的環(huán)保要求，全球對低密度、高性能結構材料的需求日益增大.在交通工具、移動設備上盡可能多地應用輕質結構材料顯得越來越重要[1].而金屬鎂及其合金是目前工業(yè)上最輕的金屬結構材料，具有較高的比強度、比剛度以及良好的鑄造、減震、切削加工等性能[2-3].AZ91鎂合金是目前應用最為廣泛的鑄造鎂合金之一，但隨著應用要求的不斷提高，AZ91鎂合金的強度有待進一步提高.Si作為一種廉價的基礎合金化元素加入AZ91鎂合金中，可與Mg反應生成高熔點、高硬度的Mg2Si相，是強化鎂合金最有潛力的元素之一[4-5].但Si的添加最大不足在于低冷卻速率下會形成粗大漢字狀Mg2Si相[6]，從而使合金力學性能受到很大影響.閔學剛等[7]運用Ca，RE和Si復合合金化AZ91來細化和改變Mg2Si相形態(tài)，但這些元素價格昂貴，且合金化程度也有限.

快速凝固（RS）是一種新型的金屬材料制備技術，基本原理是設法將合金熔體分散成細小的液滴，減小熔體體積與散熱面積的比值，提高熔體凝固時的傳熱速度，抑制晶粒長大和消除成分偏析.與傳統(tǒng)材料制備技術相比，快速凝固技術可以顯著細化合金的微觀組織、減小成分偏析、擴展合金元素在基體中的極限固溶度、形成亞穩(wěn)相等[8-9]，從而顯著改善合金的力學性能.如果能夠利用快速凝固技術制備出均勻分布的微米級或更為細小的Mg2Si相顆粒增強鎂合金材料，則該類材料將具有重要的研究價值.顧世真等[10]研究了噴射成形AZ91和AZ91+2wt%Si鎂合金的微觀組織，發(fā)現(xiàn)噴射成形技術顯著細化了合金組織，并有效改善了Mg2Si相的形態(tài)，使之呈現(xiàn)為近球形或多邊形.前期工作[11]研究表明 ，RS/PM （AZ91+2w t%Si）合金具有優(yōu)異的室溫和高溫力學性能，合金的最高拉伸強度（σb）達到429.78 MPa，伸長率（δ）為 6.4%.但目前 Si含量對RS/PM AZ91合金組織和性能的影響仍然不清楚.因此，本文通過在RS/PM AZ91合金的基礎上添加不同含量的Si，并研究Si對 RS/PM AZ91合金的微觀組織、室溫和高溫力學性能的影響.

1 實驗方法

圖1為霧化-雙輥急冷法裝置工作原理的示意圖.從原理圖可知，制備快淬薄帶碎片的過程如下:將鎂合金熔液轉入澆鑄鋼包內，蓋上鋼蓋，在熔液表面施加Ar（99.99%）氣壓力，使溶液從噴嘴噴射而出，在液柱未接觸銅輥之前，從側旁給液柱施加一股從出氣口噴射出的Ar氣流，這股Ar氣流可將液柱破碎成細小的液滴，隨即濺射到銅輥表面快速凝固后沿銅輥旋轉切線方向甩出，從而制備出快速凝固合金箔片.霧化-雙輥急冷法的工藝參數(shù)如下:輥速1 200 r/min （25.12 m/s），噴嘴孔徑 1.5 mm ，Ar氣壓力0.08 MPa，液流破碎 Ar氣壓力0.3 MPa，噴鑄高度145 mm，雙輥輥縫寬度0.1 mm，澆鑄溫度993 K，保溫爐溫度923 K，澆注坩鍋預熱溫度923 K，整個裝置的保護氣氛為 Ar氣，鋼包內側涂有ZnO層.隨后將快速凝固粉末在473 K溫度下壓實成直徑為50 mm坯料，并在653 K溫度下擠壓成橫截面為6 mm×30 mm板材，擠壓比為11∶1，擠壓速度為1 mm/min.具體合金的成分如表1所示.通過西門子D5000 X射線衍射儀，JEM-3010透射電鏡，掃描電鏡JEOM5600來研究快速凝固粉末和其擠壓棒材的微觀組織.在微機控制電子萬能實驗機（WDW-E100）上測試板材力學性能.圖2為合金板材拉伸樣示意圖，室溫試樣標距尺寸為12 mm×3 mm×2 mm.通過MM-6光學顯微鏡觀察材料的顯微金相組織，拍攝金相照片，本實驗所用的組織浸蝕劑為1%的硝酸酒精.

圖1 霧化-雙輥急冷法裝置工作原理示意圖Fig.1 Schematic illustration of twin-roller atomization equipment

表1 合金試樣的名義化學成分（質量分數(shù)，%）Tab.1 Nominal chemical composition of specimens %

圖2 板材拉伸樣Fig.2 The tensile specimens

2 結果與討論

2.1 合金板材的相組成

圖3為Si增強 AZ91鎂合金的XRD衍射圖譜.由圖 3（a）可以看出，快速凝固（AZ91+1%Si）合金粉末的相組成為α-Mg及少量的 Mg17Al12（β）和Mg2Si相 .經(jīng)熱擠壓后（圖 3（b）），β 和 Mg2Si相的衍射峰的數(shù)量和相對強度均有所增加，并有新相AlMg2Zn衍射峰的出現(xiàn).根據(jù)衍射強度理論，各種物相的衍射峰強度會隨著各種物相的相對含量增加而增加，因此可以推測熱擠壓后（AZ91+1%Si）合金中析出了一定數(shù)量的β相，AlMg2Zn和Mg2Si相.這主要是由于快速凝固α-Mg是一種過飽和的固溶體，在熱擠壓過程中易脫溶，導致合金中第二相的析出.此外，隨著Si含量的增加，Mg2Si相衍射峰的相對強度逐漸增加，表明合金中Mg2Si相的相對含量是逐漸增加的.如圖3（c）和（d）所示，當Si的含量≥3%時 ，除了出現(xiàn) α-Mg，Mg17Al12（β），Mg2Si和T-AlMg2Zn相衍射峰外，合金中還出現(xiàn)一個微弱的Si衍射峰.這可能是由于在993 K的熔煉溫度下保溫時間不夠，同時Si在Mg基體中的固溶度非常小且熔點很高，因此與基體反應后，極少量Si單質殘留在基體中.

圖3 RS/PM Si增強AZ91鎂合金的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of Si-enhanced AZ91 magnesium alloy

2.2 合金擠壓板材的微觀組織

圖4（a）為快速凝固箔片（A1）和擠壓板材的金相照片.其中箔片為典型的快速凝固細小樹枝狀晶組織，晶粒大小為1～5 μ m，并有少量第二相粒子分布在晶界處.經(jīng)熱擠壓后，合金的組織有所長大，晶粒尺寸約為5～15 μ m，同時在晶粒內和晶界處可以明顯看到Mg2Si顆粒，并且在晶界上有大量、細小的β相.A1合金中 Mg2Si顆粒細小，均為 3 μ m 以下.A2合金中出現(xiàn)了粒徑超過5 μ m的Mg2Si顆粒，而A3合金中粒徑超過5 μ m的Mg2Si顆粒明顯增多.根據(jù)Mg-Si二元相圖可知，Mg-Mg2Si的共晶成分為Mg-1.34%Si，共晶溫度為910.6 K.很明顯A1合金為亞共晶成分，A2和A3合金均為過共晶成分.在合金凝固過程中（熔煉溫度為993K），過共晶成分的合金（A2和A3）中會先析出Mg2Si固相（初生 Mg2Si相），且隨著 Si含量的增加，初生Mg2Si相的含量逐漸增加.這些顆粒在合金隨后的凝固過程中受熱容易發(fā)生長大，因此隨著Si含量的增加，Mg2Si顆粒有長大的趨勢.但在快速凝固過程中合金的凝固時間很短，從而有效地抑制了Mg2Si相的異常長大，改善了復合材料的微觀組織特征.

圖4 RS/PM合金的箔片和擠壓金相組織照片F(xiàn)ig.4 The optical microstructures of flake and as-extruded bars of RS alloys

圖5所示為RS/PM A2合金的TEM圖片.由圖可知，A2合金中存在大量、細小的第二相顆粒，這些顆粒分布比較均勻且以近球形為主，其平均尺寸約為200 nm.對這種近球形顆粒（標為P）進行能譜分析可知，該粒子富集Mg和Si兩種元素，且（Mg/Si）原子比近似為2∶1.結合EDS能譜和XRD結果（圖3），可以推斷該粒子為Mg2Si相.

綜上所述，RS/PM （AZ91+Si）合金中 ，增強相Mg2Si顆粒均勻分布在晶粒內部和晶界處，顆粒尺寸由幾百納米到幾個微米左右，隨著Si含量的增加，Mg2Si相顆粒逐漸增大.Si含量進一步增加，還有單質Si的出現(xiàn).

Fig.5 The TEM micrographs of A2 alloy and its EDS

2.3 合金的力學性能

由表2可以看出，在熔體中加入Si后制得的合金室溫力學性能優(yōu)越，其平均抗拉強度相比基體提高了約17.8%.合金的斷裂延伸率隨著Si含量的增加而下降，而A1合金相比基體合金斷裂延伸率有了一定的提高，這是因為Si在Mg中固溶度小，與Mg反應生成高熔點的Mg2Si相，霧化過程中較高的冷卻速度可以抑制 Mg2Si相的長大，細小的Mg2Si相在沉積過程中彌散分布于基體中，可作為α-Mg的異質形核核心，使最終的合金組織得到更一步的細化，因而延伸率有了一定的提高[10].A2合金具有最佳的力學性能，其σb最高可達472.36 MPa，σ0.2和δ分別達到329.76 MPa和4.70%.結合圖 4可知，由于A2合金中擁有比A1合金更多的能對位錯滑移和晶界擴散起阻礙作用的Mg2Si顆粒，強化效果優(yōu)于A1合金，且合金中較少出現(xiàn)粒徑粗大的Mg2Si，不會導致基體被割裂.但是當Si的添加量進一步增加至5%時，材料的室溫抗拉強度和延伸率均有所下降.其原因可能是由于在993 K的熔煉溫度下，大量Si的添加增大了Mg2Si在熔煉過程中長大的可能性，其中A3合金中的Mg2Si顆粒尺寸明顯大于A1和A2合金（如圖 4所示）.此外，由圖3可知，A3合金中還有少部分Si以單質的形式存在于基體中，這大大增加了材料的脆性，粒徑較大的Mg2Si和Si顆粒的存在都容易割裂基體，降低材料的力學性能.

表2 不同Si添加 RS/PMAZ91的室溫拉伸性能Tab.2 The mechanical properties of RS/PM AZ91 with different Si addition

由于AZ91鎂合金中主要強化相β-Mg17Al12的熔點低，在高溫下β相很容易軟化而失去釘扎晶界的作用，從而使得材料的拉伸強度大幅降低.C.Sanchez[12]等研究了快速凝固AZ91鎂合金的高溫性能，發(fā)現(xiàn)其室溫壓縮屈服強度約為350 MPa，而在423K的壓縮屈服強度僅為70 MPa左右.本實驗中Si的添加原位生成的高溫穩(wěn)定相Mg2Si改善了合金的高溫性能，由圖6可以看出，A1合金在473 K時的拉伸強度達到了161.83 MPa，相比快速凝固AZ91基體合金有了大幅的提高，且高溫（473 K）拉伸強度隨著Si添加量的增加而上升.擁有最佳的拉伸性能的A3合金，其拉伸強度達到了192.20 MPa，這與鑄態(tài)AZ91的室溫拉伸強度接近.由于在較高溫度下，晶界受到熱激發(fā)容易發(fā)生滑移，而A3合金比A1，A2合金擁有更多彌散分布的高溫穩(wěn)定相Mg2Si，能更加有效釘扎晶界，阻礙晶界運動，更有利于改善材料的高溫性能.當溫度提高到523 K時，合金的拉伸性能急劇下降，斷裂拉伸強度都在90 MPa左右.

圖6 合金抗拉強度隨溫度變化曲線圖Fig.6 The variation in tensile strength as the temperature increased

2.4 SEM拉伸斷口特征

由圖7可以看出Si添加RS/PM（AZ91）鎂合金擠壓態(tài)板材的斷口主要呈現(xiàn)韌性斷裂特征，有明顯的韌窩和撕裂痕，說明3種合金的斷裂方式都以韌性斷裂為主，增強體Mg2Si有明顯被拉斷的痕跡（如圖中箭頭所示），且增強體與基體合金達到了完全冶金結合狀態(tài).這些高硬脆增強體Mg2Si相開裂或被拉斷所釋放的應力都將使擴展的裂紋轉向，因而能有效地提高材料的強度，所以加Si的材料比基體的斷裂強度有一定幅度的提高.隨著Si含量的增多，斷口上呈現(xiàn)的顆粒也明顯增加，且粒徑變大.由于Mg2Si是脆性相，A1合金斷口上呈現(xiàn)的Mg2Si顆粒明顯細小，粒徑都在5 μ m以下，而A3合金斷口中呈現(xiàn)出較多5 μ m左右的Mg2Si顆粒，有的甚至接近10 μ m，容易導致合金的塑性變壞，拉伸性能變差.

圖7 不同合金的斷口形貌圖Fig.7 The SEM micrographs of tensile fracture of different alloys

3 結 論

采用一種新的多級快冷方法制備了微晶鎂合金粉末，并運用粉末冶金方法把制備的粉末固結并擠壓制備了Si添加量分別為1%，3%，5%的鎂合金板材.

1）合金擠壓板材均為細小等軸晶組織.該擠壓態(tài)復合材料板材中含有大量的Mg2Si增強相，且Mg2Si顆粒尺寸隨著Si添加量的增加而長大.

2）Si添加相比基體的力學性能有了大幅的提升.在993 K的熔煉溫度下，A3合金表現(xiàn)出最優(yōu)異的室溫力學性能:其 σb最高可達 472.36 MPa，σ0.2和δ分別達到329.76 MPa和4.70%.合金的高溫拉伸（473 K）性能隨著Si含量的增加而上升.

3）RS/PM（AZ91+Si）鎂合金板材在室溫拉伸時都還呈現(xiàn)韌性斷裂特征，Si添加量為1%的合金室溫斷裂延伸率相比基體略有上升，隨Si添加量進一步增加，其斷裂延伸率下降.

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