Y對Mg-5Si合金微觀組織和力學性能的影響

范晉平，王 浩，武改林，蔣一鋒，王 晧，李尚明

(太原理工大學 材料科學與工程學院，太原 030024)

鎂是最輕的金屬材料，鎂合金在航空航天、交通運輸、電子通訊、建材以及家電等領(lǐng)域有著極其廣闊的應(yīng)用前景[1-2]，尤其是在當前世界環(huán)境污染問題愈發(fā)突出和能源消耗日益加劇的情況下，汽車行業(yè)的材料減重顯得尤為重要。鎂合金具有密度低、比強度和比剛度高等優(yōu)點[3]，使用鎂合金制造汽車車身、發(fā)動機以及變速器等部件，可以減輕汽車的重量，從而實現(xiàn)減少廢氣排放和能源消耗。然而，當溫度超過120℃時，鎂合金的蠕變強度會大幅度下降[1]，這限制了鎂合金在汽車發(fā)動機和變速器等部件上的應(yīng)用。

合金化可以改變鎂合金的組織及力學性能[1，4]，已有的研究主要集中在稀土元素合金化方面。蘇再軍等人報道[5]，Mg-4.2Y-2.4Nd-0.5Zr合金中Zn的質(zhì)量分數(shù)達到1.0%時，其抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為(208±5.9) MPa，(159±3.9) MPa和(7.5±0.2)%。ZHANG et al[6]的研究表明，在400 ℃下，Mg-12Ymm-4Zn合金的抗拉強度可達到130 MPa(mm為混合稀土)。CHE et al報道[7]，當Mg-4Sm-3Nd-Zr合金中添加質(zhì)量分數(shù)1%Gd和1%Zn時，300 ℃的高溫抗拉強度和伸長率分別達到了213 MPa和8.6%。PENG et al[8]的研究表明，Mg-8Gd-0.6Zr-3Er合金具有良好的抗拉強度和屈服強度，室溫下分別達到261 MPa和173 MPa，250 ℃下分別達到203 MPa和122 MPa，同時Mg-8Gd-0.6Zr-5Er的最大硬度為97HV。然而，這些合金中稀土的添加量較大，增加了合金的生產(chǎn)成本，不利于材料在汽車工業(yè)中的應(yīng)用，失去了材料減重的意義。因此，如何減少稀土的添加量是一個值得關(guān)注的問題。

用Si對鎂合金進行合金化處理時，可原位生成熱穩(wěn)定性好的Mg2Si強化相，Mg2Si相熔點高(1 085 ℃)，硬度高(4.5×109Nm-2)，密度低(1.99×103kg/m3)，熱膨脹系數(shù)低(7.5×10-6K-1)，彈性模量高(120 GPa)[9]。與稀土相比，用Si對鎂合金進行合金化處理成本大大降低。根據(jù)Mg-Si二元相圖，共晶點Si的質(zhì)量分數(shù)為1.38%，Si在Mg中的固溶度很小，并且與Mg相比，Si的熔點較高，Si含量較高的Mg-Si合金不易制備。Mg-5Si合金為過共晶合金，比亞共晶合金含有更多的強化相Mg2Si.然而，在過共晶Mg-Si合金中，初生Mg2Si易形成粗大的樹枝狀，對合金的力學性能產(chǎn)生不利影響。本文中，用Y對Mg-5Si合金進行合金化處理，以研究Si和Y對鎂合金的微觀組織和力學性能的影響，為耐熱鎂合金的開發(fā)提供數(shù)據(jù)支持。

1 實驗

用Mg錠(純度99.90%)、Mg-8Si合金和Mg-30Y合金為原料，在RJ-6熔劑保護下，于SG2-5-10型井式電阻爐中熔煉合金。首先，在720 ℃下將Mg錠放置于鑄鐵坩堝熔化，然后將在200 ℃下預(yù)熱的Mg-8Si合金以及Mg-30Y合金加入到Mg熔液中，在800 ℃下保溫60 min，保溫期間攪拌10 min，進行扒渣處理并澆鑄到預(yù)熱至200 ℃的鋼模中，制成φ50 mm×150 mm的鑄錠。

從距離鑄錠底部10 mm處切取組織表征試樣，使用RAX210 X射線衍射儀(CuKα射線)進行X射線衍射(XRD)測試，掃描角度為10°至90°，掃描速度為2 (°)/min.合金樣品的化學成分通過電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜法(ICPAES，型號FPI ICP-5000)測定，如表1所示。金相試樣及拉伸試樣的制備按照標準程序制取，在25 ℃下用4%HNO3溶液對金相試樣進行腐蝕，拉伸試樣的尺寸如圖1所示。合金的微觀組織使用Zeiss光學顯微鏡(OM)和配備有能量色散光譜儀(EDS)的TESCAN MIRA3型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)進行觀察。使用HBRVD-187.5D1型布洛維硬度計進行維氏硬度測試。在室溫下使用Instron 4206拉伸試驗機進行拉伸試驗，初始應(yīng)變速率為10-3s-1.使用TESCAN MIRA3型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察拉伸斷口。

表1 合金的化學成分Table 1 Chemical composition of experimental alloys

圖1 拉伸試樣尺寸示意圖(單位：mm)Fig.1 Diagram of tensile specimen size(unit: mm)

2 結(jié)果和討論

2.1 微觀組織及分析

圖2為未變質(zhì)Mg-5Si合金的XRD圖譜，由圖2可以看出，未變質(zhì)Mg-5Si合金主要由α-Mg相和Mg2Si相組成。圖3為未變質(zhì)Mg-5Si合金的SEM顯微照片，由圖3可以看出，未變質(zhì)Mg-5Si合金微觀組織由樹枝狀初生Mg2Si相、漢字狀共晶Mg2Si相以及基體α-Mg相構(gòu)成，其組織特征為樹枝狀初生Mg2Si相由α-Mg相包圍，α-Mg相周圍為共晶Mg2Si+Mg組織，組織形成過程在柏世梅等[10]與PAN et al[11]的研究中已有較為詳細的報道。

圖2 Mg-5Si合金的XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of Mg-5Si alloy

圖4為不同含量Y變質(zhì)的Mg-5Si合金的SEM顯微照片，如圖4(a)Y質(zhì)量分數(shù)為0.1%時，初生Mg2Si的形貌由粗大的樹枝狀變?yōu)樗倪呅?、六邊形等，初生Mg2Si得到顯著細化，其平均尺寸由95 μm減小到約20 μm，包圍初生Mg2Si的α-Mg相的樹枝狀特征變得更加明顯，共晶Mg2Si相則由漢字狀變?yōu)閷悠瑺?。如圖4(b)Y質(zhì)量分數(shù)增加到0.4%時，初生Mg2Si相的形貌仍然為多邊形狀，但其尺寸明顯減小，平均尺寸約為15 μm；與圖4(a)相比，α-Mg相和共晶Mg2Si相的形貌并未明顯變化，但其尺寸明顯得到細化。如圖4(c)Y質(zhì)量分數(shù)增加到0.8%時，初生Mg2Si，α-Mg及共晶Mg2Si進一步得到細化，初生Mg2Si的平均尺寸減小到約12 μm.如圖4(d)Y質(zhì)量分數(shù)增加到1.2%時，出現(xiàn)了過變質(zhì)現(xiàn)象，初生Mg2Si，α-Mg及共晶Mg2Si的尺寸增大，初生Mg2Si相的平均尺寸約為23 μm，并且合金中出現(xiàn)了大量的白色塊狀化合物，如圖5(a)中區(qū)域A所示，相應(yīng)的EDS結(jié)果分析如圖5(b)所示，該化合物中Mg、Y、Si原子比約為23∶41∶36.由于Mg-Y-Si化合物的生成消耗了大量的Y，引起了變質(zhì)效果的減弱，JIANG et al曾報道過類似的現(xiàn)象，在Mg-Si-Y合金發(fā)現(xiàn)了Mg-Y化合物[12]。

圖3 Mg-5Si合金的SEM顯微照片F(xiàn)ig.3 SEM micrograph of Mg-5Si alloy

(a) 0.1%Y；(b) 0.4%Y；(c) 0.8%Y；(d) 1.2%Y圖4 Y變質(zhì)Mg-5Si合金的SEM顯微照片F(xiàn)ig.4 SEM micrographs of Mg-5Si alloys modified by Y

圖5 (a)1.2%Y變質(zhì)Mg-5Si合金的SEM顯微照片和 (b)區(qū)域A中白色塊狀相的EDS分析Fig.5 (a) SEM micrograph of Mg-5Sialloy modified with 1.2%Y and (b) EDS analysis of white blockphase in region A

Y對初生Mg2Si的變質(zhì)作用主要是Y抑制了初生Mg2Si的各向異性生長。吸附在晶面的一些Y原子因晶格畸變改變了Mg2Si晶體的表面能，進而促進了Mg2Si晶體分支的生長，抑制了其各向異性生長模式[12]。初生Mg2Si在α-Mg生長前沿的富集阻礙了α-Mg的生長，細化了合金的基體組織[13]。在共晶Mg2Si晶粒長大的過程中，Y在晶粒生長前沿的偏析，導致了液固前沿擴散層中形成了劇烈的過冷結(jié)構(gòu)，從而限制了共晶Mg2Si晶粒的長大并促進了共晶Mg2Si晶粒的形核[14]。

2.2 力學性能測試及結(jié)果分析

圖6為合金抗拉強度σb、屈服強度σ0.2及伸長率δ隨Y含量變化的規(guī)律圖。未變質(zhì)合金中因為存在大量粗大的樹枝狀Mg2Si相，硬而脆，易割裂基體，同時在粗大的樹枝狀初生Mg2Si棱角處以及漢字狀共晶Mg2Si的尖端處都易產(chǎn)生應(yīng)力集中形成裂紋源，微裂紋沿Mg2Si與α-Mg的相界面擴散，造成未變質(zhì)合金屈服強度與伸長率不高[15]。Y質(zhì)量分數(shù)為0.1%時，合金力學性能大幅提升，合金組織中初生Mg2Si由棱角較多的粗大樹枝狀轉(zhuǎn)變?yōu)檩^為平滑的多面體狀，減少了應(yīng)力集中，降低了微裂紋形成的趨勢。Y質(zhì)量分數(shù)為0.4%時，合金力學性能進一步提升，合金組織中α-Mg晶粒得到細化，細晶強化可以大幅提高合金的屈服強度。同時層片狀的共晶Mg2Si層片間距降低，根據(jù)霍爾-配奇公式(公式(1))，隨著層片狀共晶Mg2Si間距s0降低，合金的屈服強度得到提高[16]。

(1)

式中：σs為屈服強度；σi為常數(shù)；Ks為材料常數(shù)；s0為層片狀共晶Mg2Si間距。Y質(zhì)量分數(shù)為0.8%時，合金組織中α-Mg晶粒進一步得到細化，共晶Mg2Si層片間距進一步降低，合金力學性能達到最

圖6 不同含量Y變質(zhì)Mg-5Si合金的抗拉強度(σb)、 屈服強度(σ0.2)及伸長率(δ)Fig.6 Tensile strength (σb), yield strength (σ0.2) and elongation

優(yōu)。Y質(zhì)量分數(shù)為1.2%時，合金組織中初生Mg2Si尺寸增大，α-Mg晶粒也再次變得粗大，這導致了合金的屈服強度降低。

如圖7所示，Y變質(zhì)Mg-5Si合金的硬度均高于未變質(zhì)Mg-5Si合金的硬度，且隨著Y含量的增大，變質(zhì)Mg-5Si合金的硬度呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢，Y質(zhì)量分數(shù)為0.8%時，合金的硬度最大，達到138HV30.由此可見Mg2Si相具有硬度高(4.5×109Nm-2)的特點，可以作為鎂合金的強化相。合金中添加Y后，Mg2Si相變得細小、彌散，這有助于合金硬度的提高。當Y質(zhì)量分數(shù)達到0.8%時，合金中Mg2Si相尺寸達到最優(yōu)，分布更加均勻，此時，合金的硬度也達到最大。

圖7 不同含量Y變質(zhì)Mg-5Si合金的維氏硬度Fig.7 Vickers hardness of Mg-5Si alloy with different Y content

圖8(a)和圖8(b)為未變質(zhì)Mg-5Si合金的斷口形貌SEM顯微照片。如圖所示，Mg-5Si合金斷口為準解理斷裂，存在大量撕裂棱，黑色粗大樹枝狀初生Mg2Si一次晶軸較長，與圖3中Mg-5Si合金的微觀組織相符。在Mg-5Si合金顯微組織中，初生Mg2Si為粗大的樹枝狀，棱角尖端較多，易產(chǎn)生應(yīng)力集中。Mg2Si相硬度高(4.5×109N·m-2)，為硬脆相，在較大的應(yīng)力作用下，Mg2Si相易產(chǎn)生裂紋，進而使合金發(fā)生斷裂。圖8(c)和圖8(d)為質(zhì)量分數(shù)0.8%Y變質(zhì)Mg-5Si合金的斷口形貌SEM顯微照片，如圖所示，質(zhì)量分數(shù)0.8%Y變質(zhì)Mg-5Si合金斷口為準解理斷裂，存在一些微裂紋。質(zhì)量分數(shù)0.8%Y變質(zhì)Mg-5Si合金中初生Mg2Si相已經(jīng)由粗大的樹枝狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉亩嗝骟w狀，其尺寸明顯減小，與未變質(zhì)Mg-5Si合金相比，裂紋擴展速度降低。質(zhì)量分數(shù)0.8%Y變質(zhì)Mg-5Si合金組織中基體晶粒得到細化，晶粒位向不同，撕裂棱具有各向異性，合金的強度隨Y含量的增加而提高。

圖8 (a,b) Mg-5Si合金拉伸斷口SEM顯微照片；(c,d) 質(zhì)量分數(shù)0.8%Y變質(zhì)Mg-5Si合金拉伸斷口SEM顯微照片F(xiàn)ig.8 SEM micrograph of tensile fracture of Mg-5Si alloy (a,b) and SEM micrograph of tensile fracture of Mg-5Si alloy modified with mass fraction 0.8% Y (c,d)

3 結(jié)論

1) Y變質(zhì)Mg-5Si合金的微觀組織中初生Mg2Si相由樹枝狀變?yōu)槎噙呅螤?，共晶Mg2Si相由漢字狀變?yōu)閷悠瑺睢?/p>

2) Mg-5Si-Y合金中Y質(zhì)量分數(shù)為0.4%或0.8%時，α-Mg枝晶得到細化。

3) Mg-5Si-Y合金中Y質(zhì)量分數(shù)為0.8%時，力學性能達到最佳，其抗拉強度為107 MPa，屈服強度為91 MPa，伸長率為5%，硬度為138HV30.

4) 在Y質(zhì)量分數(shù)為1.2%的Mg-5Si-Y合金中發(fā)現(xiàn)了白色塊狀的Mg23Y41Si36化合物。