AZ91D鎂合金消失模鑄造稀土改性研究

王永平 權(quán)思佳 張作超 王夢(mèng)茵 徐潤(rùn)潤(rùn)

摘 ?要：消失模鑄造是一種近無(wú)余量、精確成形的新鑄造技術(shù)，在鎂合金零部件制造方面具有良好的應(yīng)用前景。該文采用消失模鑄造AZ91D合金，研究了Y對(duì)鎂合金組織和性能的影響，并分析了Y對(duì)鎂合金顯微組織的細(xì)化機(jī)理和力學(xué)性能的強(qiáng)化機(jī)制。結(jié)果表明：微量Y的加入可顯著細(xì)化合金基體組織，同時(shí)該元素的加入可使合金內(nèi)形成方塊狀的Al6Mn6Y相和桿狀的Al2Y相。當(dāng)Y含量為1.5%時(shí)，合金綜合力學(xué)性能最佳。此外，與常規(guī)AZ91D合金相比，含Y的AZ91D合金在固溶、時(shí)效后的合金硬度及抗拉強(qiáng)度明顯升高，同時(shí)延緩合金時(shí)效過(guò)程，使得合金到達(dá)時(shí)效峰值所需時(shí)間有所延長(zhǎng)。

關(guān)鍵詞：消失模鑄造 ?AZ91D鎂合金 ?Y合金化 ?顯微組織 ?力學(xué)性能 ?熱處理

中圖分類(lèi)號(hào)：TG249.5 ? 文獻(xiàn)標(biāo)識(shí)碼：A 文章編號(hào)：1672-3791（2019）08（c）-0043-05

消失模鑄造是一種近無(wú)余量、精確成形的新型鑄造技術(shù)，被譽(yù)為“21世紀(jì)的鑄造新技術(shù)”及“鑄造中的綠色工程”，與鎂合金壓鑄相比，鎂合金消失模鑄造可避免昂貴的投資并且平穩(wěn)地充型，還能克服壓鑄時(shí)的氣孔缺陷，具有良好的應(yīng)用前景。合金化是提高鎂合金綜合性能的有效手段，本質(zhì)是將所需合金元素添加到金屬中的過(guò)程，通常可在金屬熔煉過(guò)程中將合金元素直接加入液態(tài)金屬中。合金化的主要目的是改善金屬的組織結(jié)構(gòu)，或使金屬具有某些特殊性能。

在鎂合金中添加稀土元素（RE）可有效改善合金室溫、高溫力學(xué)性能。隨著人們對(duì)稀土元素合金化的認(rèn)識(shí)和應(yīng)用不斷完善，如今國(guó)內(nèi)外已針對(duì)AZ91D鎂合金的合金化開(kāi)展了大量工作，以研究稀土元素對(duì)AZ91D鎂合金顯微組織和力學(xué)性能的影響。大多數(shù)稀土元素在鎂中具有較大的固溶度。除稀土元素中的鈧（Sc）外，其余16種元素均可與Mg形成共晶相，且共晶溫度較為接近。Mg-Al系合金是鎂合金中應(yīng)用范圍最廣泛的合金系列，因此，相關(guān)研究人員一直致力于研究稀土元素對(duì)Mg-Al系合金綜合性能的影響。

Y是改善鎂合金力學(xué)性能的重要合金元素。至今鎂合金研究者已針對(duì)合金高溫力學(xué)性能的改善進(jìn)行了大量的試驗(yàn)研究。結(jié)果表明，稀土元素Y可以顯著提高AZ91D合金的力學(xué)性能。但Y對(duì)消失模鑄造AZ91D合金組織和性能的影響仍缺乏系統(tǒng)研究。

1 ?試驗(yàn)材料與方法

1.1 模樣制作與澆鑄

試驗(yàn)所用模型材料為可發(fā)性聚苯乙烯泡沫模，均采用密度為0.02g/cm3的聚苯乙烯（EPS）泡沫板材經(jīng)線(xiàn)切割方法成形。

試驗(yàn)中使用的模組均通過(guò)熱熔膠粘合，粘接過(guò)程應(yīng)盡量減少熱熔膠的使用量，以減小熱解產(chǎn)物對(duì)試驗(yàn)結(jié)果的影響。粘接結(jié)束后，用毛刷在模組表面涂刷亞仕蘭消失模專(zhuān)用涂料，涂掛后置入烘箱內(nèi)進(jìn)行烘干，保證烘箱溫度低于50℃。為保證涂層具有足夠的強(qiáng)度，應(yīng)在模組完全烘干后進(jìn)行二次涂刷、烘干。

試棒18m×18cm×140cm，橫澆道18cm×26cm×150cm，直澆道26cm×26cm×190cm，冒口20cm×20cm×30cm，底26cm×26cm×20cm。試樣形狀如圖1所示。

將完全烘干的模組放入底抽式專(zhuān)用砂箱內(nèi)，填入寶珠砂后覆蓋塑料薄膜、打開(kāi)真空泵。調(diào)節(jié)真空度并待其穩(wěn)定后，將澆口杯放置于直澆道處，并在其周?chē)采w干砂，以避免熔融金屬液在澆注過(guò)程中沖出并燒破塑料薄膜從而導(dǎo)致真空度降低。通常待真空度穩(wěn)定3～5min后開(kāi)始澆鑄，并在澆注完成后保持真空度約5min。

澆注原料為Mg-Y中間合金（Mg-30%Y）和AZ91D合金鑄錠，AZW系列合金均為AZ91D與Mg-Y中間合金在電阻坩堝中熔煉制成：（1）清洗坩堝，預(yù)熱坩堝和工具200℃～300℃，噴涂涂料。（2）清理AZ91D合金錠，并稱(chēng)重、預(yù)熱150℃以上。（3）將坩堝預(yù)熱500℃左右，裝料，通入保護(hù)氣體，升溫熔化。（4）至700℃～720℃時(shí)，攪拌2～5min，使成分均勻。（5）730℃～750℃精煉：取占爐料重量0.1%的專(zhuān)用精煉劑（C2Cl6-30g+石墨-3g+Zn-15g），在80℃烘箱烘干1h，用鐘罩壓入合金液中，總時(shí)間約為8～12min，緩慢繞圈，靜置5min后，清除合金液表面和坩堝壁上的熔渣。（6）730～750℃氬氣精煉：流量為1～2L/min，將吹頭插入溶液下部吹洗2～4min，吹氣結(jié)束后，升溫至760℃～780℃，保溫靜置10～20min，然后扒渣，然后將溫度降至720℃。（7）澆注消失模不含Y的試樣4根。（8）合金化：加入Mg-Y中間合金（Y的質(zhì)量分?jǐn)?shù)占爐料的0.5%），攪拌5min后，在720℃靜置20min，氬氣精煉，720℃靜置10min。（9）澆注消失模試樣4根（含0.5%Y）。（10）方法同上（8）（9），每次加入Mg-Y中間合金，接著澆注。各次加入Y的質(zhì)量分?jǐn)?shù)占爐料的1.0%、1.5%、2.0%，攪拌5min后，在720℃靜置20min，氬氣精煉，720℃靜置10min。依次得到含Y1.0%、1.5%、2.0%的試樣各4根。試樣化學(xué)成分見(jiàn)表1。

1.2 鎂合金消失模鑄件的固溶熱處理方案

熱處理在箱式電阻爐中進(jìn)行，爐內(nèi)溫差±3℃。為防止試樣氧化，用C粉和石英砂將試樣覆蓋。

固溶處理工藝：將試樣加熱到420℃，保溫20h，在20℃的水中淬火。

時(shí)效處理工藝：將固溶處理后的試樣在250℃時(shí)效處理，時(shí)效時(shí)間分別為：5h、10h、15h、20h。然后試樣隨爐冷卻（見(jiàn)表2）。

1.3 鎂合金鑄件微觀(guān)組織及力學(xué)性能測(cè)試實(shí)驗(yàn)方案

1.3.1 金相組織觀(guān)察、XRD和SEM檢測(cè)

試驗(yàn)中的金相試樣均從所澆注試樣的底部截取，尺寸1.5cm×1.5cm×1.5cm，經(jīng)打磨、拋光，用4%的硝酸酒精溶液腐蝕后，在OLYMPUS-MG3金相顯微鏡上進(jìn)行組織觀(guān)察和照片采集，所獲照片均來(lái)自于金相試樣心部，以便進(jìn)行觀(guān)察比較。然后用XPERT PEOHE型X射線(xiàn)衍射儀分析相組成，步進(jìn)掃描0.02°，掃描范圍為10°～120°，獲得XRD圖譜;用QUANTA200型環(huán)境掃描電子顯微鏡顯示試樣的組織形貌特征。

1.3.2 硬度測(cè)試

在HB3000型硬度計(jì)上測(cè)試試樣的布氏硬度。測(cè)量硬度時(shí)，用400#砂紙將鑄態(tài)及熱處理態(tài)的試樣上下表面磨平，每個(gè)試樣測(cè)試兩個(gè)點(diǎn)，取其平均值作為最終結(jié)果。加載載荷為250kfg，壓頭直徑為5mm，保壓時(shí)間為30s。

1.3.3 拉伸試驗(yàn)

試棒由消失模澆注的試棒加工，尺寸為Φ8mm×110 mm。選用島津AG-I250kN電子拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，試驗(yàn)溫度為室溫。使用JSM-5610LV掃描電鏡觀(guān)察試樣斷口，并用OLYMPUS光學(xué)顯微鏡進(jìn)行組織觀(guān)察與分析。

2 ?釔對(duì)消失模鑄造AZ91D鑄態(tài)組織的影響

圖2為不同Y含量的鑄態(tài)AZ91D合金的顯微組織。由圖可知，AZ91D合金以α相為基體，同時(shí)α相周?chē)嬖谥畹摩孪啵∕g17Al12）及少量共晶α相。由圖2（a）、圖2（b）、圖2（c）可知，當(dāng)元素Y含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）小于1%時(shí)，AZ91D合金內(nèi)具有網(wǎng)狀枝晶狀的β相多數(shù)轉(zhuǎn)變?yōu)榱瞀孪啵砻髟豗對(duì)β相具有顯著的細(xì)化作用。此外，合金內(nèi)出現(xiàn)了少量的深色組織。由圖2（d）可知，當(dāng)Y含量達(dá)到1.5%時(shí)，深色組織含量進(jìn)一步增加，同時(shí)合金內(nèi)再次出現(xiàn)枝晶狀β相。在圖2（e）中，鎂合金中的枝晶狀β相含量進(jìn)一步增加，β/α體積比增加，并再次構(gòu)成網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。圖3為鑄態(tài)下AZ91D合金和AZW10合金的X射線(xiàn)能譜圖。由圖可知，AZW合金以α相為基體，同時(shí)α相周?chē)嬖谥畹摩孪嗉吧倭康腁l2Y相和Al6Mn6Y相。此外，可知圖2的深色組織為Y相，但該相尺寸較小，因此難以采用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行微觀(guān)結(jié)構(gòu)觀(guān)察。圖4為AZW15合金鑄態(tài)掃描電鏡圖。由圖可知，合金內(nèi)存在兩種形態(tài)的Y相：方塊狀的Al6Mn6Y相與桿狀的Al2Y相。

上述現(xiàn)象符合Y與Mg、Al 結(jié)合的電負(fù)性原理：Y和Mg的晶體結(jié)構(gòu)均為密排六方結(jié)構(gòu)，且晶格常數(shù)接近（Mg的晶格常數(shù)為a=0.321×10-9m，c=0.520×10-9m;Y的晶格常數(shù)為a=0.365×10-9m，c=0.573×10-9m）;且兩元素的原子半徑也較為相似（Mg的原子半徑為1.60×10-10m;Y的原子半徑為1.82×10-10m）。此外，Y和Mg的化合價(jià)相同，均為+2價(jià)。因此，根據(jù)固溶度理論，Y在Mg中的極限固溶度較大，可達(dá)11.4%，因此可產(chǎn)生良好的固溶強(qiáng)化效果。除了固溶于鎂基體之外，Y還可與其他元素反應(yīng)并形成金屬間化合物，如Mg-Y、Al-Y或Mg-Al-Y等。

3 ?釔對(duì)熱處理態(tài)AZ91D組織及力學(xué)性能的影響

熱處理是改善合金顯微組織和力學(xué)性能的常用手段。與鑄態(tài)相比，AZ91D合金經(jīng)420℃/20h的固溶處理（T4）后，合金強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率增加，但硬度有所降低。時(shí)效處理后，強(qiáng)度和硬度增加，伸長(zhǎng)率發(fā)生降低。與鑄態(tài)相比，直接經(jīng)時(shí)效處理的合金強(qiáng)度和硬度稍有升高，但伸長(zhǎng)率較低[1]。熱處理對(duì)鎂合金的影響受合金化元素含量的不同而發(fā)生改變，如Mg-9Al-xRE合金在175℃/16h空冷時(shí)效處理（T6）后，低RE含量合金的拉伸性能可得到改善，但高RE含量合金的拉伸性能發(fā)生惡化[2]。此外，不同合金經(jīng)熱處理后的力學(xué)性能也不同。當(dāng)經(jīng)410℃/（20～50）h水淬（T4）處理后，AZ91D-xRE合金的力學(xué)性能顯著提升，但AM60B+xRE合金力學(xué)性能不發(fā)生明顯改變[3，4]。因此，非常有必要深入分析Y對(duì)消失模鑄造熱處理態(tài)AZ91D合金的微觀(guān)結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響。

圖5（a）、5（b）分別為固溶處理后AZW15合金和AZ91D合金的顯微組織。由圖可知，合金中主要強(qiáng)化相第二相基本已經(jīng)消失。圖6為熱處理后的AZW合金硬度曲線(xiàn)。由圖可知，相對(duì)于鑄態(tài)合金，熱處理后合金硬度發(fā)生降低，此時(shí)合金的強(qiáng)化機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)楣倘軓?qiáng)化。經(jīng)固溶保溫后，在退火作用下，合金組織發(fā)生均勻化，大部分應(yīng)力集中和成分偏析現(xiàn)象消失，同時(shí)合金的拉伸性能和塑性得到改善。由于硬質(zhì)相Al2Y相和Al6Mn6Y相均具有較高的熱穩(wěn)定性，因此未在固溶過(guò)程中溶于AZW15合金基體，從而使得AZW15合金在固溶處理后具有比AZ91D合金更高的抗拉強(qiáng)度和硬度。

圖5（c）、圖5（d）為AZW15和AZ91D合金經(jīng)固溶處理與時(shí)效10h后的顯微組織。由圖可見(jiàn)，AZW15合金的析出相含量明顯遠(yuǎn)少于AZ91D合金中析出相含量。鎂鋁合金的時(shí)效過(guò)程本質(zhì)是Mg17Al12相自過(guò)飽和固溶體中形核并長(zhǎng)大的過(guò)程，該過(guò)程受Al原子和Mg原子的擴(kuò)散速度影響。根據(jù)Fick擴(kuò)散第二定律，擴(kuò)散速度與固溶體中溶質(zhì)濃度成正比。固溶處理后，Al完全固溶在AZ91D合金基體中，而AZW15合金中的部分Al與Y形成了非固溶的Al2Y相，因此AZ91D合金基體中固溶的Al含量更多。此外，時(shí)效析出后生成的Al2Y相在合金中高度穩(wěn)定存在，對(duì)β相的形核和生長(zhǎng)具有釘扎作用，因而將阻礙β相的析出。因此，與AZW15合金相比，AZ91D合金時(shí)效后生成的析出相含量較多，即Y的加入可起到延緩鎂合金時(shí)效過(guò)程的效果。由于此延緩作用，所以相同的熱處理方式，隨著合金元素Y的加入量的增加，合金的硬度逐漸降低;而對(duì)于同一種合金，不同熱處理工藝其硬度也不同，硬度隨時(shí)效時(shí)間的增加而增加（如圖6所示）。

4 ?結(jié)語(yǔ)

該文探明了Y合金化對(duì)消失模鑄造AZ91D組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，優(yōu)化出提高消失模鑄造AZ91D力學(xué)性能的最佳Y合金化工藝，找到合金元素Y對(duì)AZ91D的最佳加入量，以及結(jié)合熱處理參數(shù)對(duì)鎂合金組織和力學(xué)性能的影響，得出如下結(jié)論。

（1）元素Y的加入會(huì)顯著細(xì)化AZ91D合金顯微組織，并促使合金內(nèi)形成方塊狀的Al6Mn6Y相以及桿狀的Al2Y相。此外，合金中β相（Mg17Al12）含量減少，相形態(tài)由原始的網(wǎng)狀分布轉(zhuǎn)變?yōu)閿嗑W(wǎng)分布，但當(dāng)Y含量超過(guò)1.5%時(shí)，合金內(nèi)再次出現(xiàn)β相網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。

（2）少量Y的加入可提高AZ91D合金的力學(xué)性能。適量的Y可細(xì)化合金鑄態(tài)組織、改善合金綜合力學(xué)性能。Y在合金中以?xún)煞N形式存在，一部分固溶于α-Mg基體中，在合金中起固溶強(qiáng)化作用;另一部分以方塊狀的Al6Mn6Y相與桿狀的Al2Y相彌散分布于晶界，在合金中起第二相強(qiáng)化作用。當(dāng)Y含量為1.5%時(shí)，對(duì)合金的晶粒細(xì)化效果最佳。

（3）與常規(guī)AZ91D合金相比，含Y的AZ91D合金在固溶處理后的合金硬度及抗拉強(qiáng)度均有所提升。此外，Y可延緩鎂合金的時(shí)效過(guò)程，延長(zhǎng)合金達(dá)到時(shí)效峰值所需時(shí)間。這是由于在含Y的AZ91D合金中，Y與Al反應(yīng)生成的Al2Y相無(wú)法固溶于α-Mg基體中，使得Al在α-Mg基體中固溶量降低，從而造成合金時(shí)效驅(qū)動(dòng)力下降。

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