Mg-Sc-Y三元合金的微觀組織和力學(xué)性能

徐昕媚，應(yīng) 韜，曾小勤，丁文江

(上海交通大學(xué) 輕合金精密成型國(guó)家工程研究中心，上海 200240)

0 引言

隨著當(dāng)代社會(huì)對(duì)節(jié)能減排的關(guān)注日益提升，汽車(chē)、飛機(jī)、火箭等能源高度使用的行業(yè)對(duì)于高性能輕質(zhì)鎂合金的需求越來(lái)越大[1-2]。稀土元素具有優(yōu)異的固溶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化作用，對(duì)于提高M(jìn)g-RE合金的強(qiáng)度、塑性、抗蠕變性能及耐腐蝕性能具有非常積極的影響[3-5]。因此，稀土鎂合金已成為鎂合金領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)，且在工業(yè)應(yīng)用中具備一定的發(fā)展?jié)摿?。Sc作為高熔點(diǎn)的輕質(zhì)稀土元素，常被用來(lái)改善鎂合金的高溫機(jī)械性能。BUCH等[6]制備了Mg-6Sc-1Mn和Mg-15Sc-1Mn合金，這兩種合金在高溫和低應(yīng)力條件下具備優(yōu)異的抗蠕變性能。而Y元素(簡(jiǎn)稱(chēng)Y)是釔組稀土元素中研究最為深入的元素，也是鎂合金中強(qiáng)化效果最好的元素之一。英國(guó)研制出的含Nd，Y的WE54，WE43系列合金，具有良好的澆鑄、強(qiáng)度和高溫抗蠕變性能，被廣泛應(yīng)用于航天領(lǐng)域，是目前應(yīng)用較為成熟的商用鎂合金[7-8]。MORDIKE等[9]研究了Mg-Y-Zn，Mg-Y-Zr等典型抗蠕變稀土鎂合金，認(rèn)為Y具有良好的強(qiáng)化效果，并在Mg-Y合金中加入Sc，Mn，開(kāi)發(fā)出Mg-4Y-1Sc-1Mn合金，其抗蠕變性能優(yōu)于WE43。目前國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)Sc的研究較少，因此本文以Mg-Sc二元系為基礎(chǔ)，討論了Mg-Sc-Y三元系中Y的含量對(duì)合金顯微組織和力學(xué)性能的影響，為含Y鎂合金的研究提供一些參考。

1 材料制備和實(shí)驗(yàn)方法

1.1 合金熔煉

熔煉所用原料為純鎂鑄錠(>99.95%)、Mg-30Sc中間合金、Mg-15Y中間合金。所用熔煉爐為電阻爐，熔煉時(shí)通入比例為6∶1的CO2和SF6作為保護(hù)氣氛，并用JDMJ精煉劑除渣。精煉溫度為730 ℃，澆鑄溫度為720 ℃，制備出Mg-5Sc二元合金及Mg-5Sc-0.5Y, Mg-5Sc-1Y, Mg-5Sc-2Y, Mg-5Sc-3Y, Mg-5Sc-3.5Y 5種三元合金。這幾種合金的合金成分均通過(guò)等離子體發(fā)射光譜(ICP-AES)測(cè)定，結(jié)果見(jiàn)表1。結(jié)果顯示：Sc含量略低于設(shè)計(jì)含量，為4%～5%之間；而Y含量呈現(xiàn)出與設(shè)計(jì)成分相近的階梯式增長(zhǎng)趨勢(shì)，其主要雜質(zhì)如Fe，Cu，Ni等的含量均低于0.1%。

表1 幾種合金的合金成分

1.2 微觀組織與力學(xué)性能

在鑄錠中部取樣，先后用300目、1 200目、3 000目及7 000目的水砂紙進(jìn)行預(yù)磨，至表面光潔無(wú)明顯劃痕后，用MgO懸濁液在拋光布上手動(dòng)拋光。以4%硝酸酒精溶液作為腐蝕劑進(jìn)行表面處理，浸入腐蝕10～15 s，沖洗吹干。采用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行金相組織觀察，并用配有能譜分析(EDS)的電子顯微鏡(SEM)進(jìn)行顯微組織分析與微區(qū)成分分析。采用SmartLab X射線衍射儀(XRD)進(jìn)行物相分析。

性能測(cè)試主要集中在拉伸性能及硬度測(cè)試。在Zwick Z020萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸式樣尺寸如圖1所示。拉伸式樣表面及側(cè)面用1 200目砂紙進(jìn)行預(yù)處理，拉伸速率為0.5 mm/min。硬度測(cè)試采用HV-30宏觀維氏硬度計(jì)，負(fù)載為49 N，加載時(shí)間為15 s，測(cè)量8次后取平均值作為合金硬度值。硬度測(cè)試前，對(duì)樣品表面進(jìn)行預(yù)磨，至7 000目以保證壓痕清晰。

圖1 拉伸試樣尺寸(mm)Fig.1 Size of tensile test sample(mm)

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織分析

6種合金的金相組織如圖2所示。從圖中可看出，Y的加入使Mg-Sc二元合金的顯微組織發(fā)生規(guī)律性演變。隨著Y含量的升高，晶粒尺寸顯著減小，晶粒細(xì)化明顯。采用截線法進(jìn)行晶粒尺寸測(cè)算，Mg-Sc-Y三元合金的平均晶粒尺寸依次為170，130，100，85，70 μm。

圖2 Mg-Sc和Mg-Sc-Y合金的金相組織Fig.2 Metallographic structures of Mg-Sc and Mg-Sc-Y alloys

Sc在Mg中的最大固溶度約為25%，Y在Mg中的最大固溶度約為12.47%[10]。本實(shí)驗(yàn)中Sc和Y的添加量遠(yuǎn)低于其最大固溶度。在6種成分的金相組織中也未觀察到明顯的第二相析出，因此，Sc和Y應(yīng)以固溶形式存在于Mg基體中，而XRD分析結(jié)果也說(shuō)明了這一點(diǎn)，如圖3所示。圖譜中僅存在單相Mg的衍射峰，未檢測(cè)出第二相存在。

圖3 Mg-Sc和Mg-Sc-Y合金的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of Mg-Sc and Mg-Sc-Y alloys

Mg-5Sc，Mg-4Sc-1Y，Mg-4Sc-3.5Y的SEM掃描圖像和EDS分析結(jié)果如圖4所示(圖中左下確無(wú)分圖)。掃描圖像顯示出較為明顯的胞狀晶組織，且隨著Y含量的增加，晶體尺寸有所下降。而Sc和Y的EDS面掃結(jié)果則顯示胞狀晶內(nèi)部Sc的含量高于邊緣處，形成富鈧區(qū)，而胞狀晶邊緣處Y含量高于晶體內(nèi)部，形成富釔區(qū)，這主要是由于Mg與Sc在凝固過(guò)程中為包晶體系，形成富Sc基體，而富Y相則在包晶外部凝結(jié)。

圖5 Mg-Sc和Mg-Sc-Y合金的室溫力學(xué)性能Fig.5 Room temperature mechanical properties of Mg-Sc and Mg-Sc-Y alloys

2.2 力學(xué)性能分析

Mg-Sc和Mg-Sc-Y合金的室溫力學(xué)性能如圖5所示。隨著Y加入和Y含量的進(jìn)一步增加，合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率及硬度均存在不同程度的增大。屈服強(qiáng)度從Mg-5Sc的70 MPa提升至Mg-5Sc-3.5Y的109 MPa；延伸率從Mg-5Sc的9%提升至Mg-5Sc-3Y的15.7%；硬度從Mg-5Sc的46.8 HV提升至Mg-5Sc-3.5Y的60.6 HV。

XRD分析結(jié)果顯示：Sc和Y基本以固溶形式存在于Mg基體及晶界處，因此認(rèn)為Mg-Sc-Y三元合金的室溫力學(xué)性能提升是細(xì)晶強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化兩者同時(shí)作用的結(jié)果。合金屈服強(qiáng)度為

σ=σMg+σs+σg

(1)

式中：σMg為純Mg的屈服強(qiáng)度；σs為細(xì)晶強(qiáng)化對(duì)應(yīng)的屈服強(qiáng)度提升；σg為固溶強(qiáng)化對(duì)應(yīng)的屈服強(qiáng)度提升。

晶粒度與屈服強(qiáng)度的關(guān)系參照Hall-Petch公式，有

(2)

式中：σ0為單晶的屈服強(qiáng)度；K為Hall-Petch常數(shù)；d為晶粒平均尺寸。隨著Y的加入，合金晶粒度變小，屈服強(qiáng)度增加。其原因在于晶粒度變小使晶界密度增大，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)到晶界處受阻的幾率增加，晶界處應(yīng)力集中更為嚴(yán)重，因而合金抵抗塑性變形能力提高，屈服強(qiáng)度也相應(yīng)提高。同時(shí)，晶界體積分?jǐn)?shù)增多，使合金受外力作用時(shí)，晶粒協(xié)調(diào)整體變形的能力增強(qiáng)，使合金的塑形提升。

同時(shí)，由于固溶原子的原子尺寸與Mg存在一定差異，鎂基體的晶格會(huì)發(fā)生畸變。因此，在位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)時(shí)，溶質(zhì)原子形成的柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)起到釘扎作用，使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力增加，從而增加了合金強(qiáng)度。

對(duì)于金屬固溶體而言，固溶強(qiáng)化對(duì)應(yīng)的屈服強(qiáng)度提升公式為

σg∝cn

(3)

由文獻(xiàn)[12]可知，Sc對(duì)應(yīng)的固溶強(qiáng)化增量為

結(jié)合式(1)～(3)，可知Y含量變化導(dǎo)致的固溶強(qiáng)化增量為

因此認(rèn)為：相比Sc濃度，Y濃度對(duì)三元合金屈服強(qiáng)度的影響更大。

2.3 斷口分析

室溫拉伸斷口形貌如圖6所示。圖6(a)呈現(xiàn)出大面積河流狀的解理斷裂形貌，斷口的河流狀區(qū)域存在許多橫向排列的臺(tái)階，這是由于鎂合金在室溫拉伸過(guò)程中，滑移系啟動(dòng)不完全，部分拉伸變形僅沿基面進(jìn)行造成的。當(dāng)試樣被進(jìn)一步拉伸時(shí)，變形室溫導(dǎo)致晶界處萌生裂紋并沿基面迅速擴(kuò)展，當(dāng)裂紋擴(kuò)展到穿過(guò)螺旋型位錯(cuò)時(shí)，形成臺(tái)階[13]。

此外，由于合金元素的存在，長(zhǎng)條型的撕裂裂紋被打斷，呈現(xiàn)小臺(tái)階式的撕裂形貌。同時(shí)，隨著合金元素的進(jìn)一步加入，其臺(tái)階尺寸存在減小的趨勢(shì)，當(dāng)臺(tái)階較小并呈圓形分布時(shí)，形成橢圓型微坑，即韌窩。隨著Y加入量增加，臺(tái)階變短且韌窩逐漸增多，塑形變形程度增加。究其原因，主要是晶粒尺寸減小，晶界密度增加，對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻礙作用增強(qiáng)；同時(shí)溶質(zhì)濃度增大，溶質(zhì)粒子對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙增加，使合金的斷裂形式由解理斷裂向韌性斷裂轉(zhuǎn)變。

圖6 Mg-Sc和Mg-Sc-Y合金室溫拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphologies ofMg-Sc and Mg-Sc-Y alloys

3 實(shí)驗(yàn)結(jié)論

在二元合金(Mg-5Sc)及5種三元合金(Mg-5Sc-0.5Y，Mg-5Sc-1Y，Mg-5Sc-2Y，Mg-5Sc-3Y，Mg-5Sc-3.5Y)中，Sc和Y均以固溶形式存在，沒(méi)有明顯的第二相析出，但組織呈現(xiàn)出明顯的富Y區(qū)包圍富Sc區(qū)的特征。

隨著Y含量的升高，三元合金的力學(xué)性能包括強(qiáng)度、硬度和塑性性能基本呈現(xiàn)單調(diào)增加的趨勢(shì)。但Y含量的過(guò)度加入帶來(lái)的高雜質(zhì)含量有可能導(dǎo)致塑性降低。合金強(qiáng)度增加的主要原因在于細(xì)晶強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化，其中，固溶強(qiáng)化占據(jù)主導(dǎo)地位。Mg-Sc-Y三元合金隨著Y含量的升高，斷裂形式逐漸由脆性斷裂向韌性斷裂轉(zhuǎn)變。

4 結(jié)束語(yǔ)

本文研究了在Mg-Sc二元系的基礎(chǔ)上加入Y元素的顯微組織和力學(xué)性能變化，該研究對(duì)高性能輕質(zhì)鎂合金設(shè)計(jì)起到了部分實(shí)驗(yàn)論證和理論參考作用。然而，高性能鎂合金在力學(xué)性能的基礎(chǔ)上，存在更多的對(duì)耐蝕性能、高溫抗蠕變性能等方面的要求，因此，后續(xù)將對(duì)該系列鎂合金的其他性能及熱處理工藝造成的效果進(jìn)行進(jìn)一步研究，希望研制出能廣泛應(yīng)用于生產(chǎn)的高性能鎂合金。