超輕Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn鎂鋰合金力學(xué)性能與組織演變

曹富榮，夏 飛

(東北大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 沈陽110819)

1 前 言

Mg-Li合金是迄今為止無毒金屬材料中最輕的合金。由于其極低的密度、高的比剛度和比強(qiáng)度、良好的電磁屏蔽性能和減振性能，在航天、軍事、3C電子和汽車領(lǐng)域可望獲得應(yīng)用, 因而引起了研究者的關(guān)注[1]。近年來，為解決Mg-Li合金強(qiáng)度低、耐腐蝕性差等問題，研究者們在其合金化[2-5]、塑性成形[6-10]、熱處理[11]、耐腐蝕性[12]和生物醫(yī)學(xué)[13]等方面開展了大量的研究。根據(jù)Mg-Li相圖可知[14], Li含量在5.7%～10.3%范圍內(nèi)，組織由α-Mg+β-Li雙相組成。由于雙相Mg-Li合金具有良好的綜合性能，所以本文選取Li含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為9%。為了保證Mg-Li合金具有一定的強(qiáng)度，合金中加入Al和Zn，目的是形成析出相的第二相強(qiáng)化以及Al與Zn固溶強(qiáng)化。本文選取Al與Zn含量分別為2%，設(shè)計(jì)了LAZ922 Mg-Li合金。軋制成形由于具有速度快、軋件尺寸可大可小、適合大批量生產(chǎn)的特點(diǎn)，成為塑性成形的重要方法。文獻(xiàn)調(diào)研發(fā)現(xiàn)，除了熱變形行為研究報道外[15]，目前沒有采用軋制方法(熱軋+冷軋)研究LAZ922 Mg-Li合金組織和室溫力學(xué)性能的報道。另外，采用取向分布(oriental distribution function，ODF)函數(shù)研究LAZ922 Mg-Li合金的織構(gòu)尚無報道，因此有必要開展此項(xiàng)研究。

本文研究目的有2個：① 采用熔鑄、均勻化、熱軋、冷軋、退火工藝獲得新型Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金板材；② 采用光學(xué)顯微鏡、X射線衍射儀、透射電子顯微鏡、掃描電子顯微鏡和顯微硬度計(jì)與拉伸試驗(yàn)機(jī)研究了合金的顯微組織和力學(xué)性能。

2 實(shí) 驗(yàn)

采用電阻爐熔煉和銅模水冷澆注獲得新型Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金鑄錠。采用DFHG-6-5型電熱鼓風(fēng)干燥箱在573 K保溫24 h進(jìn)行均勻化處理。均勻化處理后的鑄錠進(jìn)行銑面。采用型號為Φ450 mm實(shí)驗(yàn)軋機(jī)在573 K熱軋以及冷軋，壓下率超過90%，將板坯軋至1.8 mm。

軋制后的板材要進(jìn)行573 K、1 h的退火處理。退火后的板材經(jīng)沖壓機(jī)沖制后，獲得標(biāo)準(zhǔn)尺寸拉伸試樣(10 mm × 6 mm × 1.8 mm)，試樣拉伸方向與軋制方向平行。采用CMT5105微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)做室溫拉伸實(shí)驗(yàn)。選用HV-1000型顯微維氏硬度計(jì)，分別對合金的鑄態(tài)、均勻化態(tài)、熱軋態(tài)、冷軋態(tài)、退火態(tài)進(jìn)行顯微硬度測試。由于合金中α-Mg相和β-Li相的硬度不同，故需要分別測試。測試條件為載荷25 N、加載20 s，每個狀態(tài)的試樣經(jīng)多次測試，取平均值作為合金中兩相的最終硬度值。

試樣經(jīng)機(jī)械研磨、拋光至鏡面，采用Olympus DSX500光學(xué)顯微鏡(OM)觀察組織，鑄態(tài)和均勻化的組織用4%硝酸+酒精腐蝕液進(jìn)行腐蝕；軋制、退火態(tài)以及拉伸后的組織則用10%HCl+酒精溶液腐蝕。采用X’Pert Pro多晶X射線衍射儀(XRD)用于物相分析和織構(gòu)測定，并用X’Pert High Score Plus軟件進(jìn)行物相鑒別，采用Lab Tex3.0定量織構(gòu)分析軟件計(jì)算晶粒ODF。立方晶系的β-Li相選擇取向空間φ2=45°截面圖，六方晶系的α-Mg相選擇取向空間φ2=30°截面圖。采用Tecnai G220透射電子顯微鏡(TEM)研究第二相形貌。采用SSX-550型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察拉伸后的斷口形貌。

3 結(jié)果與分析

3.1 力學(xué)性能

3.1.1 顯微硬度分析

圖1所示為Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金在不同狀態(tài)下的顯微硬度。對比得知各狀態(tài)下α-Mg相的硬度都大于β-Li相，兩相冷軋態(tài)硬度值最大，分別達(dá)到872.2和754.6 MPa，因?yàn)檐堉谱冃芜^程中會產(chǎn)生加工硬化，冷軋變形程度最大，所以硬度最高。熱處理之后的硬度(均勻化和退火態(tài))都比熱處理之前的硬度(鑄態(tài)和冷軋態(tài))小，這是由于熱處理使組織分布均勻，消除了鑄造和軋制過程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力和加工硬化，使合金軟化。退火后的硬度比熱軋態(tài)的高，這是因?yàn)橥嘶鸷蟮暮辖鹪诳諝庵蟹胖靡欢螘r間發(fā)生了自然時效，析出大量硬度較高的第二相，產(chǎn)生時效硬化，導(dǎo)致硬度升高。由3.2.4節(jié)可以清楚地觀察到顆粒狀析出相的存在。另外一個原因，退火前的冷軋帶狀晶粒變形能儲備很高且合金冷軋強(qiáng)化，即便冷軋后退火，合金發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶軟化，退火形成的帶狀晶粒再結(jié)晶織構(gòu)會使合金的硬度保持在一定水平。

3.1.2 室溫力學(xué)性能

圖1 Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金不同狀態(tài)下α-Mg相和β-Li相的顯微硬度(1-鑄態(tài), 2-均勻化, 3-熱軋, 4-冷軋, 5-退火)Fig.1 Microhardnesses of α-Mg phase and β-Li phase in Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn alloy under different conditions(1-as-cast, 2-homogenization, 3-hot rolling, 4-cold rolling, and 5-annealing)

圖2 室溫應(yīng)變速率10-3 s-1條件下的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線Fig.2 Engineering stress-engineering strain curve of tensile deformation at room temperature with an initial strain rate of 10-3 s-1

圖2為試樣室溫拉伸后的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線。由圖可知，合金流變應(yīng)力隨著變形程度的增加而增加，說明在變形過程中發(fā)生了加工硬化，變形程度增加導(dǎo)致加工硬化越嚴(yán)重，從而提高應(yīng)力。當(dāng)應(yīng)變到達(dá)峰值后，試樣在應(yīng)力稍有降低后發(fā)生斷裂。室溫延伸率為24%，抗拉強(qiáng)度為209 MPa。

3.2 顯微組織

3.2.1 光學(xué)顯微組織分析

圖3為Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金拉伸變形前各狀態(tài)下的組織。由于腐蝕條件的差異，β-Li相會呈現(xiàn)出不同的顏色，但α-Mg一直保持著白色。圖3a為Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金鑄態(tài)組織，可以觀察到合金由雙相組成，板條狀白色相為α-Mg相，黑色相為β-Li相，α-Mg相與β-Li相比例約為60∶40。α相兩端呈尖角狀?？梢钥闯鲨T態(tài)組織比較粗大，大部分晶粒為板條狀，長軸尺寸最大可達(dá)180 μm，平均58 μm；短軸尺寸從幾微米到十幾微米不等，平均10 μm左右。鑄態(tài)組織不均勻并且存在枝晶偏析，將會對后續(xù)的軋制造成不利影響，有必要進(jìn)行均勻化處理，防止軋制開裂，以提高成材率。

圖3b為Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金573 K均勻化24 h后的顯微組織。和鑄態(tài)組織相比，合金均勻化后的組織變化明顯，α相相對鑄態(tài)變得粗大，板條狀晶粒短軸明顯變寬，平均尺寸接近20 μm，長軸最大尺寸約150 μm，平均59 μm，α相和β相比例約為58∶42。組織相對鑄態(tài)更加均勻，晶粒邊界開始變得圓滑，兩端鈍化變成圓頭狀，枝晶偏析明顯減少。此外在β相中可以觀察到有彌散的顆粒狀析出相存在。

圖3c為Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金熱軋組織。由圖可知，軋制態(tài)是呈帶狀分布的典型組織，白色的α相晶粒破碎并被明顯拉長，晶粒細(xì)化。被拉長的晶粒最細(xì)只有2 μm左右，但仍有部分幾十微米的粗大晶粒。

圖3 Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金顯微組織：(a)鑄態(tài)，(b)均勻化，(c) 熱軋，(d)退火Fig.3 Microstructures of Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn alloy: (a) as-cast, (b) homogenized, (c) hot rolled, (d) annealed

圖3d為Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金退火組織，白色的為α相晶粒，淡黃色為β相晶粒。經(jīng)退火處理后，仍能看到明顯的帶狀組織分布，但是被軋制拉長的部分晶粒開始等軸化，說明發(fā)生了不完全再結(jié)晶。等軸化晶粒平均尺寸在43 μm左右，仍處于帶狀組織的晶粒長軸尺寸平均為140 μm，最高可接近200 μm，短軸平均為28 μm，其中伴隨有10～20 μm的細(xì)小等軸晶，同時也有極少量幾微米的晶粒。此外，觀察到退火后在β相中也有與均勻化處理時類似的顆粒狀析出相存在。總體來看，退火后的組織比較粗大。用Image-Pro Plus圖像分析軟件對退火后的金相圖片進(jìn)行分析得出α相與β相的比例為22∶78。

3.2.2 織構(gòu)分析

圖4 不同狀態(tài)時α-Mg相中的織構(gòu)ODF圖：(a)熱軋，(b)冷軋，(c)退火Fig.4 ODF sectional maps of α-Mg phase: (a)hot rolling,(b)cold rolling, (c)annealing

表1 α-Mg相中的織構(gòu)

圖5 不同狀態(tài)時β-Li相織構(gòu)ODF圖：(a)熱軋，(b)冷軋，(c)退火Fig.5 ODF sectional maps of β-Li phase: (a) hot rolling, (b) cold rolling, (c) annealing

Stateφ1φφ2Crystal direction indexCrystal plane indexuvwhklTexture intensity70°90°45°1-141105.68Hot rolling85°30°45°-2011124.6490°90°45°0011105.64Cold rolling0°30°45°1-102253.4985°70°45°-1102232.730°30°45°1-102256.7Annealing0°5°45°1-1011155.8490°0°45°-1-100015.28

對比圖4和圖5、表1和表2，可以看出，α-Mg相的織構(gòu)最大強(qiáng)度(10.49)明顯大于β-Li相的織構(gòu)最大強(qiáng)度(6.7)，這與圖1中α-Mg相硬度大于β-Li相的硬度一致。

3.2.3 室溫變形析出相分析

如圖6所示，在室溫應(yīng)變速率1×10-3s-1條件下拉伸后，合金中出現(xiàn)了不規(guī)則形狀的析出相，根據(jù)圖6c中的EDS能譜分析可得該析出相為Al2Mn相。Mn可能是在鑄錠或熔煉中帶入的元素，析出相增加了合金的強(qiáng)度。圖6b中箭頭所示黑色物質(zhì)，可能是產(chǎn)生的雜質(zhì)相，雜質(zhì)的存在影響了組織的潔凈度，會降低塑性。

圖6 室溫變形析出物的TEM照片及能譜分析：(a) 析出相，(b)雜質(zhì)，(c)圖6a中析出相的能譜分析Fig.6 TEM images and EDS analysis of precipitates appeared after tensile test at room temperature: (a) precipitated phase，(b) impurity, (c) EDS analysis of precipitated phase in Fig.6a

3.2.4 退火態(tài)析出相分析

由圖3d可知，退火態(tài)組織中的β-Li相中彌散分布有黑色顆粒狀析出相；圖7a中的TEM照片顯示相界處分布的微觀形貌呈短棒狀，分布具有一定的取向性。圖7b顯示三角晶界處仍然存在該析出相，經(jīng)XRD圖譜分析得知該析出相為AlLi相(圖7c)。AlLi相的存在降低了基體中的Li含量，在晶界處析出阻礙了晶界滑動，增加了合金的強(qiáng)度。

圖7 退火態(tài)組織中的析出相的TEM照片及XRD圖譜：(a)相界附近的析出相, (b)三角晶界處的析出相, (c)XRD圖譜Fig.7 TEM images and EDS analysis of the precipitated phase in annealing structure: (a) located near the phase boundary of α-Mg and β-Li, (b) located at the triangle grain boundary, (c)XRD pattern

3.2.5 斷口分析

圖8為常溫拉伸后的斷口形貌，可以看出大部分為沿晶斷裂，也有少部分是穿晶斷裂形成的撕裂棱，韌窩深度很淺。該斷口形貌對應(yīng)24%的延伸率，合金斷裂方式主要為韌性斷裂。

圖8 室溫應(yīng)變速率10-3 s-1條件下拉伸試樣的斷口形貌Fig.8 Fracture surface of tensile specimen deformed at room temperature with an initial strain rate of 10-3 s-1

4 結(jié) 論

(1)冷軋退火后Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金室溫下的延伸率為24%，抗拉強(qiáng)度209 MPa。維氏顯微硬度測試發(fā)現(xiàn)冷軋狀態(tài)的硬度較高。

(2)光學(xué)顯微組織研究確定合金為α-Mg相和β-Li相組成的雙相組織，熱軋態(tài)組織為帶狀晶粒組織。573 K退火1 h后，合金并未發(fā)生完全再結(jié)晶，晶粒粗化。

(3)采用ODF分析了合金中的兩相在熱軋、冷軋和退火過程中形成的織構(gòu)，發(fā)現(xiàn)β-Li相比α-Mg相產(chǎn)生了更多的織構(gòu)分量，但是織構(gòu)強(qiáng)度相對較低。TEM觀察到室溫變形后組織中Al2Mn相以及退火組織中AlLi相的存在。XRD分析退火合金進(jìn)一步證實(shí)了AlLi相的存在。SEM斷口分析表明合金的室溫?cái)嗔研问綖轫g性斷裂。