Mg-xSn合金的顯微組織、熱導(dǎo)率及力學(xué)性能研究

李建文，李秋書(shū)，郭會(huì)玲，胡延昆，吳瑞瑞

(太原科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，太原 030024)

鎂合金的密度比較小，只有鋁的2/3，鋼鐵的1/4；比強(qiáng)度及比剛度高，其比強(qiáng)度高于鋁合金和鋼鐵，比剛度與鋁合金相比幾乎相等[1-2]；純鎂還有較高的熱導(dǎo)率，其熱導(dǎo)率在常用的金屬結(jié)構(gòu)材料中僅次于Cu和Al；同時(shí)，鎂合金還有優(yōu)異的減震、環(huán)保等諸多性能，可以廣泛用于汽車制造、電子電器產(chǎn)品、航空航天等領(lǐng)域[3-6]。近年來(lái)，由于Sn元素具有較強(qiáng)的細(xì)化晶粒，提高鎂合金耐熱性能的作用，因而得到了眾多研究者們的關(guān)注。李正祥等人[7]在研究Sn對(duì)Mg合金的影響時(shí)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)Sn含量為4 wt%時(shí)，晶粒得到明顯細(xì)化，力學(xué)性能明顯提高；劉紅梅等人[8]在研究鑄態(tài)Mg-Sn合金時(shí)發(fā)現(xiàn)，加入5 wt%Sn時(shí)晶粒尺寸最小，加入Sn為10 wt%時(shí)晶粒粗化。黃正華等人[9]研究了鑄態(tài)和固溶態(tài)Mg-Sn二元合金，認(rèn)為隨Sn含量增加，Mg2Sn相逐漸增多，拉伸力學(xué)性能先提高后下降。本文通過(guò)在鎂中加入不同含量的Sn元素，研究了Mg-xSn合金的顯微組織、熱導(dǎo)率及力學(xué)性能。

1 實(shí)驗(yàn)方法

本實(shí)驗(yàn)選用純鎂(99.95%)和純錫(99.95%)作為原材料，在石墨坩堝中將按比例配好的純鎂和純錫進(jìn)行熔煉(Sn含量分別為1 wt%、3 wt%、5 wt%、7 wt%、9 wt%)，并澆注于提前預(yù)熱好的金屬模中。澆鑄出的試樣是規(guī)格為φ12 mm×300 mm的圓柱形試樣。

將澆鑄出的圓柱試樣加工成規(guī)格為φ10 ×200 mm的試棒，進(jìn)行熱導(dǎo)率測(cè)量實(shí)驗(yàn)。熱導(dǎo)率測(cè)量實(shí)驗(yàn)測(cè)量得出的是電阻，通過(guò)魏德曼-弗蘭茲定律[10]計(jì)算出熱導(dǎo)率數(shù)值，從而反映出熱導(dǎo)率的變化規(guī)律。魏德曼-弗蘭茲定律數(shù)學(xué)表達(dá)式如下：

其中，λ是金屬的熱導(dǎo)率，σ是金屬的電導(dǎo)率，T是絕對(duì)溫度，L0是洛倫茲數(shù)，L0=2.45×10-8W·Ω/K2.

之后再將試棒按一定規(guī)格加工成圓柱形拉伸試樣進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸試驗(yàn)在WDW-E100D微機(jī)控制電子式萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，在室溫下采用的拉伸速率為0.5 mm/min.同時(shí)在余下的試樣相同部位取樣制成金相試樣進(jìn)行顯微組織觀察。

其中，實(shí)驗(yàn)所用拉伸試樣采用GB/T16865-1997標(biāo)準(zhǔn)，具體尺寸如圖1所示。

圖1 拉伸試樣尺寸

Fig.1 The size of tensile sample

2 結(jié)果與討論

2.1 鑄態(tài)Mg-xSn合金的顯微組織分析

圖2 鑄態(tài)Mg-xSn合金的金相顯微組織

Fig.2 Optical microstructure of as-cast Mg-xSn alloys

圖2是鑄態(tài)Mg-xSn(x=1、3、5、7、9)合金的金相顯微組織。由圖可知，合金的晶粒主要由等軸晶組成，并有產(chǎn)生樹(shù)枝晶的傾向。當(dāng)Sn含量小于5 wt%時(shí)，隨著Sn含量的增加，晶粒逐漸得到細(xì)化，當(dāng)Sn含量為9 wt%時(shí)，晶粒發(fā)生粗化。

圖3所示為鑄態(tài)Mg-xSn合金的X射線衍射結(jié)果。實(shí)驗(yàn)采用Cu靶X射線衍射儀進(jìn)行物相分析，入射線波長(zhǎng)為0.154 06 nm，掃描步長(zhǎng)0.02°，掃描速度為0.3 s/步，掃描3 000步，掃描范圍20°～90°，發(fā)散狹縫3.03 mm.結(jié)果表明，鑄態(tài)Mg-xSn合金中的第二相為Mg2Sn相，當(dāng)Sn含量越高的時(shí)候，Mg2Sn相的衍射峰越明顯，且沒(méi)有出現(xiàn)新的第二相。

圖3 鑄態(tài)Mg-xSn (x=3,5,7,9)合金的XRD圖譜

Fig.3 XRD patterns of as-cast Mg-xSn (x=3,5,7,9) alloys

圖4是鑄態(tài)Mg-xSn合金的SEM圖片及Mg-5Sn合金的能譜結(jié)果，SEM圖片放大倍數(shù)均為1 000倍。圖中，白亮的物質(zhì)是析出的第二相。EDS結(jié)果顯示，第二相由Mg和Sn兩種元素構(gòu)成，結(jié)合圖3所示XRD的結(jié)果進(jìn)一步證實(shí)，鑄態(tài)Mg-xSn合金中的第二相是Mg2Sn相。觀察SEM圖片可以發(fā)現(xiàn)，第二相主要沿晶界分布，隨Sn含量升高，Mg2Sn的含量逐漸升高。圖4(a)所示Sn含量是1 wt%時(shí)，晶界上分布的第二相主要以球狀為主。當(dāng)合金中Sn含量增加時(shí)，如圖4(b)和4(c)所示，桿狀Mg2Sn相明顯增多。桿狀Mg2Sn相的形成機(jī)理是合金中的Sn含量相對(duì)比較低，遠(yuǎn)離共晶點(diǎn)，Mg2Sn相在凝固過(guò)程連續(xù)析出時(shí)，沒(méi)有足夠的Sn原子使其繼續(xù)長(zhǎng)大，從而發(fā)生了離異共晶反應(yīng)，形成了桿狀的離異共晶Mg2Sn相。當(dāng)合金中Sn繼續(xù)增多時(shí)，Mg2Sn相的析出過(guò)程獲得了足夠多的Sn原子，Mg2Sn相與α-Mg形成魚(yú)骨狀的共晶組織[11]，如圖4(d)和(e)所示，此時(shí)第二相逐漸沿晶界以網(wǎng)狀形式存在。

(a)x=1

(b)x=3

(c)x=5

(d)x=7

(e)x=9

(f)A點(diǎn)EDS

圖4 鑄態(tài)Mg-xSn合金的SEM圖及EDS結(jié)果

Fig.4 The SEM images and EDS of the as-cast Mg-xSn alloys

2.2 鑄態(tài)Mg-xSn合金的導(dǎo)熱性能分析

圖5所示為鑄態(tài)Mg-xSn合金熱導(dǎo)率變化規(guī)律。由圖可知，Mg-xSn合金的熱導(dǎo)率隨Sn含量的升高逐漸降低，由Sn含量為1 wt%時(shí)的141.58 W/m·K下降到Sn含量為9 wt%時(shí)的65.94 W/m·K.鑄態(tài)Mg-xSn合金熱導(dǎo)率變化規(guī)律可從以下幾個(gè)方面進(jìn)行分析：

根據(jù)熱傳導(dǎo)的相關(guān)理論，合金材料的熱導(dǎo)率主要與固溶原子、晶格缺陷(如點(diǎn)缺陷、位錯(cuò)、晶界)、沉淀析出相等因素有關(guān)[12-13]，它們通常會(huì)作為電子和聲子的散射中心，阻礙電子和聲子在金屬中的自由運(yùn)動(dòng)，從而阻礙電子和聲子對(duì)熱量的傳遞，對(duì)熱導(dǎo)率產(chǎn)生不利影響[14-15]，其中固溶原子和沉淀析出相對(duì)合金熱導(dǎo)率的影響起重要作用。

對(duì)于Mg-xSn二元合金，當(dāng)加入1 wt%的Sn的時(shí)候，固溶進(jìn)α-Mg基體的Sn原子相對(duì)較少，析出的第二相也特別少(如圖4(a))，此時(shí)合金成分比較接近純鎂，因此合金熱導(dǎo)率比較高。隨著Sn含量的增加，固溶原子造成了更多的晶格畸變，同時(shí)從圖4可以看出，合金中的Mg2Sn相越來(lái)越多，最后形成了大量的α-Mg+Mg2Sn的共晶組織，并連成網(wǎng)狀，這些第二相組織對(duì)電子和聲子的作用同晶格畸變對(duì)電子和聲子的作用是相同的，它們作為散射中心，阻止Mg-xSn合金中電子和聲子對(duì)電和熱的自由傳輸，使合金熱導(dǎo)率降低。

圖5 鑄態(tài)Mg-xSn合金熱導(dǎo)率

Fig.5 The thermal conductivity of as-cast Mg-xSn alloys

另外，前面已經(jīng)分析過(guò)，隨Sn原子增多，合金晶粒會(huì)明顯細(xì)化，晶界數(shù)量就會(huì)增加。晶界是一種缺陷，它也會(huì)成為阻礙電子和聲子傳遞熱量的散射中心，使合金的熱導(dǎo)率下降。

2.3 鑄態(tài)Mg-xSn合金的拉伸性能分析

鑄態(tài)Mg-xSn合金的極限抗拉強(qiáng)度(UTS)和伸長(zhǎng)率如圖6所示。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，合金的UTS隨Sn含量的升高先上升后下降。當(dāng)Sn含量為1 wt%時(shí)，UTS最低，其值為110.21 MPa，當(dāng)Sn含量為5 wt%時(shí)，UTS最大，其值為150.23 MPa.合金的伸長(zhǎng)率也是隨Sn含量升高先上升后下降，當(dāng)Sn含量為1 wt%時(shí)伸長(zhǎng)率最低，其值為5.6%，Sn含量為5 wt%時(shí)伸長(zhǎng)率最高，其值為8.7%.

Sn對(duì)鎂合金力學(xué)性能的改善跟其細(xì)晶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化有關(guān)。根據(jù)劉紅梅等人[7]的研究，晶粒細(xì)化主要受兩個(gè)方面影響，首先，溶質(zhì)合金要有良好的偏析能力，其次，金屬液凝固過(guò)程中要有比較多的形核質(zhì)點(diǎn)。Sn的熔點(diǎn)是232 ℃，Mg的熔點(diǎn)是651 ℃，二者相差較大，使得Sn在Mg中具有良好的偏析作用。當(dāng)Mg-Sn合金凝固的時(shí)候，加入的溶質(zhì)元素Sn會(huì)有一個(gè)溶質(zhì)再分配過(guò)程，由于Sn的偏析，使枝晶生長(zhǎng)的固-液界面前沿出現(xiàn)成分過(guò)冷區(qū)，固液兩側(cè)Sn的含量有比較大的差別，溶質(zhì)Sn原子在液相區(qū)富集。富集的Sn原子為晶粒生成提供了大量的形核質(zhì)點(diǎn)，而晶核形成以后，Mg原子連續(xù)進(jìn)入晶體內(nèi)部才會(huì)使晶粒不斷長(zhǎng)大，液相中高含量的溶質(zhì)Sn原子會(huì)抑制Mg原子進(jìn)入晶體，從而抑制了晶粒長(zhǎng)大，達(dá)到細(xì)晶強(qiáng)化的作用。但當(dāng)添加過(guò)量的Sn的時(shí)候，晶粒會(huì)逐漸粗化，這是因?yàn)榈诙嗟拇只俣仁苋苜|(zhì)原子濃度影響，當(dāng)溶質(zhì)的原子含量越多的時(shí)候，第二相的粗化速度就越大，第二相粗化會(huì)使其對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用減弱，從而造成晶粒長(zhǎng)大，晶粒細(xì)化的作用就減弱了[16]。

圖6 鑄態(tài)Mg-xSn合金的極限抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率

Fig.6 The UTS and elongation of as-cast Mg-xSn alloy

其次，合金中析出的第二相組織對(duì)拉伸性能也有重要的作用。根據(jù)Mg-Sn二元相圖，Sn在Mg中的固溶度隨溫度的下降逐漸降低，最大固溶度是當(dāng)溫度為561 ℃時(shí)的14.85 wt%，溫度降至室溫后，其固溶度接近于0，此時(shí)Sn元素主要以Mg2Sn相的形式存在。前面已經(jīng)分析過(guò)，Mg2Sn相隨Sn含量升高而增加。Mg2Sn相屬于脆硬相，它的顯微硬度可達(dá)HV119，當(dāng)合金發(fā)生塑性變形，位錯(cuò)經(jīng)過(guò)Mg2Sn相時(shí)，由于這些Mg2Sn相比較堅(jiān)硬且較為粗大，位錯(cuò)會(huì)受到這些第二相的阻擋，當(dāng)外力繼續(xù)增大時(shí)，位錯(cuò)最終會(huì)繞過(guò)這些第二相粒子，留下一個(gè)個(gè)位錯(cuò)環(huán)。這些位錯(cuò)環(huán)會(huì)對(duì)合金產(chǎn)生明顯的強(qiáng)化效果，使合金的強(qiáng)度提高。但若添加過(guò)量的Sn元素，會(huì)產(chǎn)生過(guò)量的Mg2Sn相，在晶界上連成網(wǎng)狀，如圖4所示。因?yàn)镸g2Sn相是脆硬相，網(wǎng)狀的Mg2Sn相把塑性相在空間上分割開(kāi)，使合金變形能力大大下降，從而造成合金極易脆性開(kāi)裂，強(qiáng)度和塑性都大大降低。

3 結(jié)論

(1)鑄態(tài)Mg-xSn(x=1、3、5、7、9)合金的顯微組織主要由等軸晶組成。當(dāng)Sn含量低于5 wt%時(shí)，晶粒逐漸細(xì)化，Sn含量高于5 wt%時(shí)晶粒粗化。合金中的第二相為Mg2Sn相，隨Sn含量增加Mg2Sn相主要沿晶界析出，含量越來(lái)越多，并逐漸連成網(wǎng)狀。

(2)鑄態(tài)Mg-xSn合金的熱導(dǎo)率隨Sn含量升高而下降，由Sn含量1 wt%時(shí)的141.58 W/m·K下降到Sn含量9 wt%時(shí)的65.94 W/m·K.

(3)鑄態(tài)Mg-xSn合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率隨Sn含量的增多先升高后降低，且均在Sn含量為5 wt%時(shí)達(dá)到最大值，其值分別為150.23 MPa和8.7%.

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