超聲高溫熔體處理對(duì)Mg-Gd-Y-Zr 合金晶粒及力學(xué)性能的影響

謝東原，周 全，陳 舸，陳樂平

（1.南昌航空大學(xué) 航空制造工程學(xué)院，江西 南昌 330063；2.上海航天精密機(jī)械研究所，上海 201600）

0 引言

作為目前最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，鎂及鎂合金因具有良好的導(dǎo)熱、防磁、抗震等性能而備受關(guān)注［1-3］。部分重稀土元素在鎂中具有較高的固溶度，可以形成有效的強(qiáng)化相，提高合金室溫和高溫下的性能［4］。Mg-Gd-Y-Zr 合金因具有顯著時(shí)效強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化特性而得到廣泛應(yīng)用，也因此成為高性能稀土合金的重要研究方向之一［5-7］。

作為一種高效、環(huán)保的細(xì)化晶粒技術(shù)，超聲處理可顯著細(xì)化鎂合金凝固組織，改善其力學(xué)性能。AGHAYANI 等［8］發(fā) 現(xiàn)，當(dāng)超聲處理溫度為700 ℃時(shí)，超聲功率在0～360 W 內(nèi)隨著超聲功率的提高，AZ91 合金晶粒逐漸減小，與未處理時(shí)相比，其初生相尺寸減小55.4%。付浩等［9］發(fā)現(xiàn)，當(dāng)超聲功率密度為8.33 W/cm2時(shí)，處理溫度在600～690 ℃內(nèi)隨著超聲處理溫度的升高，合金初生晶粒尺寸先減小后增大，轉(zhuǎn)為點(diǎn)為630 ℃。黃浩等［10］發(fā)現(xiàn)，當(dāng)超聲功率為900 W、超聲處理溫度為690 ℃時(shí)，Mg-7Zn 合金的晶粒尺寸由未處理時(shí)的390 μm 細(xì)化至186 μm，合金的抗拉強(qiáng)度伸長(zhǎng)率分別提高了48.5% 和43.5%。YANG 等［11］發(fā) 現(xiàn)，當(dāng)超聲處理溫度為640 ℃時(shí)，經(jīng)超聲處理后的Mg-Ni-Y 合金晶粒尺寸明顯減小，初生相形態(tài)由樹枝狀向球狀轉(zhuǎn)變，合金力學(xué)性能隨之提高。李鵬等［12］發(fā)現(xiàn)，當(dāng)超聲處理溫度為720 ℃時(shí)，超聲功率為0～700 W 或處理時(shí)間為0～60 s，隨著超聲功率或處理時(shí)間的增加，Mg-5Y-2.5Zn-1.2Ca 合金晶粒尺寸逐漸減小，相比于未處理時(shí)，合金晶粒尺寸減小了40%。李克等［13］研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)超聲功率為400 W、處理溫度為600～650 ℃時(shí)，AZ91D 鎂合金的α-Mg 相呈現(xiàn)薔薇狀，且存在少量小枝晶，其中薔薇狀晶粒偏多。另外，超聲處理對(duì)鋁、銅、鉛、錫等合金及復(fù)合材料組織具有同樣顯著的細(xì)化效果［14-18］。

近年來(lái)學(xué)者們開展了大量試驗(yàn)，結(jié)果表明，高于液相線30～120 ℃的超聲低溫熔體處理對(duì)粗晶鎂合金凝固組織及力學(xué)性能改善效果顯著，但在澆注溫度附近的超聲高溫熔體處理對(duì)含有重稀土的細(xì)晶鎂合金凝固組織及力學(xué)性能研究較少，同時(shí)，超聲高溫熔體處理更接近實(shí)際生產(chǎn)要求。因此，本文探究了不同超聲高溫熔體處理工藝對(duì)Mg-6Gd-3Y-0.6Zr 合金晶粒和力學(xué)性能的影響，以期為進(jìn)一步改善該合金工業(yè)條件下的凝固組織及力學(xué)性能提供試驗(yàn)基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為Mg-6Gd-3Y-0.6Zr 合金（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同），Mg 以高純度Mg 錠（＞99.9%）形式加入，合金元素Gd、Y、Zr 分別以Mg-30Gd、Mg-30Y、Mg-30Zr 中間合金形式加入。熔體超聲處理設(shè)備如圖1所示，該設(shè)備主要由超聲波能換器、工具頭、超聲波發(fā)生器等裝置組成。

圖1 超聲熔體處理設(shè)備Fig.1 Schematic diagram of the ultrasonic melt treatment equipment

采用坩堝電阻爐熔煉材料，待純Mg 完全熔化后，加入Mg-30Gd、Mg-30Y 中間合金；當(dāng)熔體溫度達(dá)到760 ℃時(shí)，加入Mg-30Zr 中間合金并保溫10 min，然后將金屬液轉(zhuǎn)移至事先保溫好的中間處理坩堝，每次進(jìn)行超聲處理的熔體約為700 g；當(dāng)熔體溫度達(dá)到設(shè)定值時(shí)，將預(yù)熱至700 ℃的超聲波探頭插入液面下10～15 mm 處完成超聲處理，達(dá)到處理時(shí)間后立即將處理后的熔體澆入事先預(yù)熱至200 ℃的石墨鑄型（高70 mm，外徑和內(nèi)徑分別為40 mm 和30 mm）中，試驗(yàn)的具體參數(shù)見表1。

在距鑄錠底部約15 cm 處取樣并對(duì)其打磨、拋光，采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5%的檸檬酸腐蝕；利用XJP-6A 型金相顯微鏡觀察試樣的初生相形貌；利用S-Viewer 軟件，通過(guò)截線法測(cè)量晶粒尺寸；按照GB 6397-86 制備拉伸試樣，并利用WDW-200D萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣開展拉伸性能測(cè)試，拉伸速度為1 mm/s，其中拉伸試樣具體尺寸如圖2 所示。

圖2 拉伸試樣尺寸Fig.2 Size of the tensile sample

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 合金的顯微組織

在未處理和超聲處理?xiàng)l件下，Mg-6Gd-3Y-0.6Zr 合金典型的初生相和第二相形貌如圖3 所示，對(duì)應(yīng)試樣分別為4#試樣和5#試樣。由圖可知：未處理時(shí)的合金初生晶粒呈粗大球狀，其第二相多數(shù)呈顆粒狀，少數(shù)呈條狀；經(jīng)超聲處理后的合金初生相仍為球狀，但尺寸明顯減小，其顆粒狀第二相數(shù)量減少、尺寸減小，條狀第二相數(shù)量增多且更均勻地分布在晶界處。

圖3 Mg-6Gd-3Y-0.6Zr 合金典型的凝固組織Fig.3 Typical solidification structures of Mg-6Gd-3Y-0.6Zr alloy

在超聲處理前后，合金的X 射線衍射如圖4 所示，對(duì)應(yīng)試樣分別為4#試樣和5#試樣，其中CPS 為counts per second 計(jì)數(shù)率，表示X 射線的強(qiáng)度。由圖4可知，在超聲處理作用下，合金未產(chǎn)生新的第二相，主要由α-Mg 和Mg24Y5這2 種物相組成；但α-Mg 主強(qiáng)峰減弱，第二、第三強(qiáng)峰加強(qiáng)，這表明超聲處理可使初生合金晶粒生長(zhǎng)更為均勻。

圖4 Mg-6Gd-3Y-0.6Zr 合金的X 射線衍射Fig.4 X-ray diffraction patterns of Mg-6Gd-3Y-0.6Zr alloy

處理溫度、處理時(shí)間及超聲功率密度對(duì)Mg-6Gd-3Y-0.6Zr合金晶粒尺寸的影響如圖5～圖7 所示。由圖5 可知，經(jīng)超聲處理的合金晶粒尺寸隨著處理溫度的升高而增大；相同溫度下，經(jīng)超聲處理的合金晶粒尺寸更??；與未處理的合金相比，當(dāng)處理溫度達(dá)到750 ℃時(shí)，超聲處理細(xì)化合金晶粒的效果最顯著，說(shuō)明相較于超聲低溫處理，超聲高溫熔體處理對(duì)該合金晶粒細(xì)化效果更明顯。由圖6 可知，超聲處理時(shí)間為0～90 s 時(shí)，隨著時(shí)間增加，合金晶粒尺寸呈先減小后增加的趨勢(shì)，轉(zhuǎn)折點(diǎn)均為60 s。由圖7可知，超聲功率密度為0～2.31 W/cm3時(shí)，隨著密度提高，合金晶粒尺寸呈先減小后增加的趨勢(shì)，轉(zhuǎn)折點(diǎn)為1.29 W/cm3。當(dāng)超聲功率密度為1.29 W/cm3、處理時(shí)間為60 s、處理溫度為750 ℃時(shí)，合金晶粒尺寸為20 μm，與未處理的合金相比，合金晶粒尺寸減小了53%。

圖5 處理溫度對(duì)Mg-6Gd-3Y-0.6Zr 合金晶粒尺寸的影響Fig.5 Effects of treatment temperature on the grain size of Mg-6Gd-3Y-0.6Zr alloy

圖7 超聲功率密度對(duì)Mg-6Gd-3Y-0.6Zr 合金晶粒尺寸的影響Fig.7 Effects of ultrasonic power density on the grain size of Mg-6Gd-3Y-0.6Zr alloy

該合金中含有約0.6%的Zr，作為異質(zhì)形核核心，Zr 原子可有效提高合金形核率，細(xì)化合金晶粒，其原子團(tuán)簇越小、彌散程度越好，細(xì)化晶粒的效果越顯著。超聲波作用于合金熔體，可產(chǎn)生超聲空化效應(yīng)和超聲聲流效應(yīng)，通過(guò)影響晶粒的生長(zhǎng)過(guò)程和形核率達(dá)到細(xì)化合金組織的目的［19］。由于本試驗(yàn)中的處理溫度為750 ℃，Mg-6Gd-3Y-0.6Zr 合金未開始凝固，所以超聲波產(chǎn)生的空化效應(yīng)和聲流效應(yīng)無(wú)法對(duì)合金初生枝晶和次生枝晶產(chǎn)生臂折斷及破碎作用，主要通過(guò)提高合金形核率細(xì)化合金組織。當(dāng)處理溫度為750 ℃時(shí)，超聲波可更有效地?fù)羲楹琙r 的原子團(tuán)簇，減小其尺寸，提高其彌散程度，并改善Zr 原子的細(xì)化效果。

隨著超聲處理溫度的升高，空化效果逐漸減弱，合金冷卻速度逐漸降低，晶粒尺寸逐漸增大；當(dāng)處理溫度達(dá)到750 ℃時(shí)，熔體中Zr 原子團(tuán)簇更易被空化泡和聲流擊碎，此時(shí)合金的晶粒細(xì)化效果更顯著。由于空化泡最小半徑與超聲功率密度呈正相關(guān)關(guān)系，因此在0～1.29 W/cm3內(nèi)隨著超聲功率密度的增加，空化氣泡逐漸增多，隨著吸熱及沖擊作用逐漸增強(qiáng)，更有效地?fù)羲閆r 原子團(tuán)簇，提高其形核率；當(dāng)超聲功率密度超過(guò)1.29 W/cm3時(shí)，超聲波在合金熔體中產(chǎn)生熱量過(guò)多，導(dǎo)致合金冷卻速度下降，減弱其對(duì)合金晶粒的細(xì)化作用，使晶粒發(fā)生逐漸粗化現(xiàn)象。當(dāng)處理時(shí)間為0～60 s 時(shí)，隨著時(shí)間的增加，更多的Zr 原子團(tuán)簇被擊碎，同時(shí)空化泡產(chǎn)生的吸熱效果和沖擊作用逐漸累積，使形核率逐漸提高，晶粒逐漸細(xì)化；當(dāng)超聲作用時(shí)間達(dá)到90 s 時(shí)，超聲處理產(chǎn)生熱量過(guò)多，合金冷卻速度下降，超聲處理細(xì)化效果減弱，導(dǎo)致晶粒發(fā)生粗化現(xiàn)象。

Mg-6Gd-3Y-0.6Zr 合金第二相的分布主要受合金晶粒尺寸影響。由于該合金第二相主要分布在晶界處，因此均勻、細(xì)小的等軸晶有利于改善第二相的分布情況，即晶粒尺寸越小，分布在合金晶界處的第二相便越均勻。未經(jīng)處理時(shí)，合金晶粒較為粗大，導(dǎo)致其均勻性較差；經(jīng)超聲處理后，合金初生α-Mg 相得到細(xì)化，第二相分布更均勻。

2.2 合金的力學(xué)性能

超聲處理溫度、處理時(shí)間、超聲功率密度對(duì)合金抗拉性能的影響如圖8～圖9 所示。

圖8 超聲處理溫度對(duì)Mg-6Gd-3Y-0.6Zr 合金抗拉性能的影響Fig.8 Effects of ultrasonic treatment temperature on the tensile properties of Mg-6Gd-3Y-0.6Zr alloy

圖9 超聲處理時(shí)間對(duì)Mg-6Gd-3Y-0.6Zr 合金抗拉性能的影響Fig.9 Effects of ultrasonic treatment time on the tensile properties of Mg-6Gd-3Y-0.6Zr alloy

由圖8 可知，當(dāng)溫度為660～750 ℃時(shí)，未處理或經(jīng)超聲處理后的合金抗拉強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率均隨著處理溫度的升高而下降；在相同處理溫度下，經(jīng)超聲處理后的合金抗拉強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率均高于未處理的合金；相較于未處理的合金，當(dāng)超聲處理溫度達(dá)到750 ℃時(shí)，合金抗拉性能提升現(xiàn)象較為顯著；當(dāng)超聲處理溫度在720 ℃以下時(shí)，合金抗拉性能改善程度較弱。

由圖9 可知，當(dāng)處理時(shí)間為0～90 s 時(shí)，隨著超聲處理時(shí)間的增加，合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率呈先上升后下降的趨勢(shì)，轉(zhuǎn)折點(diǎn)為60 s。

超聲功率密度對(duì)合金抗拉性能的影響如圖10所示，當(dāng)超聲功率密度為0～2.31 W/cm3時(shí)，隨著超聲功率密度的增加，合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率呈先上升后下降的趨勢(shì)，轉(zhuǎn)折點(diǎn)為1.29 W/cm3。

圖10 超聲功率密度對(duì)Mg-6Gd-3Y-0.6Zr 合金抗拉性能的影響Fig.10 Effects of ultrasonic power density on the tensile properties of Mg-6Gd-3Y-0.6Zr alloy

當(dāng)超聲處理溫度為750 ℃、超聲功率密度為1.29 W/cm3、處理時(shí)間為60 s 時(shí)，合金抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為224 MPa 和12.8%，與未處理的合金相比，其抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別提高了31%和79%。

經(jīng)超聲處理前后的Mg-6Gd-3Y-0.6Zr 合金拉伸斷口的掃描電子顯微鏡（Scanning Electron Microscope，SEM）形貌如圖11 所示，對(duì)應(yīng)試樣分別為4#試樣和8#試樣。由圖11 可知，未處理的合金斷口處存在較大的解理面、解理臺(tái)階和少量撕裂棱，呈解理斷裂特征，為脆性斷裂；經(jīng)超聲處理后，合金斷口處解理面和解理臺(tái)階變小，撕裂棱數(shù)量增多且呈各向異性，出現(xiàn)少量韌窩，屬于準(zhǔn)解理斷裂。

圖11 超聲處理前后Mg-6Gd-3Y-0.6Zr 合金拉伸斷口的SEM 形貌Fig.11 SEM morphology of the tensile fracture of Mg-6Gd-3Y-0.6Zr alloy before and after ultrasonic treatment

Mg-6Gd-3Y-0.6Zr 合金的力學(xué)性能主要受其晶粒尺寸影響。合金晶粒尺寸越小，其力學(xué)性能越高。原因?yàn)椋孩儆蒆all-Petch 公式可知，合金平均晶粒尺寸越小，合金強(qiáng)度越高；② 晶粒尺寸越小，第二相分布越均勻，提高合金力學(xué)性能。該合金第二相由Mg24Y5相組成，細(xì)小彌散且均勻地分布在晶界處，可有效強(qiáng)化基體，提高合金力學(xué)性能。因此，隨著處理溫度的升高，合金晶粒尺寸逐漸增大，其力學(xué)性能逐漸降低。當(dāng)處理溫度達(dá)到750 ℃時(shí)，相較于未處理的合金，此時(shí)晶粒細(xì)化效果更顯著，顯著地提高力學(xué)性能。當(dāng)超聲處理時(shí)間為0～60 s 或超聲功率密度為0～1.29 W/cm3時(shí)，隨著超聲處理時(shí)間或超聲功率密度的增加，合金晶粒尺寸逐漸減小，因此其力學(xué)性能逐漸提升；當(dāng)超聲處理時(shí)間達(dá)到60 s 以上或超聲功率達(dá)到1.29 W/cm3以上時(shí)，合金晶粒尺寸逐漸增大，其力學(xué)性能逐漸下降。

3 結(jié)束語(yǔ)

1）超聲處理可有效細(xì)化Mg-6Gd-3Y-0.6Zr 合金晶粒并提高其力學(xué)性能。對(duì)于該合金而言，相較于超聲低溫熔體處理，超聲高溫熔體處理對(duì)其晶粒細(xì)化效果和力學(xué)性能提升更為顯著。

2）隨著處理溫度的升高，合金晶粒尺寸均逐漸增大；相較于未處理的合金，當(dāng)處理溫度達(dá)到750 ℃時(shí)，超聲處理對(duì)其晶粒的細(xì)化效果更為顯著。隨著超聲功率密度或處理時(shí)間的增加，合金晶粒尺寸呈先減小后增加的趨勢(shì)，轉(zhuǎn)折點(diǎn)分別為1.29 W/cm3和60 s。

3）該合金力學(xué)性能的變化規(guī)律與其晶粒尺寸變化規(guī)律基本對(duì)應(yīng)。當(dāng)處理溫度為750 ℃時(shí)，與未處理合金相比，合金晶粒尺寸減小了53%，合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別提高了31%和79%。