微量Mg（精选4篇）
微量Mg 篇1
Mg-Al系合金是重要的轻质金属结构材料[1,2],但其绝对强度较低,晶粒细化是改善其力学性能的有效手段[3,4,5,6,7,8]。对Mg-Al系合金常见的铸态晶粒细化方法有熔体过热[9]、FeCl3法[10]、碳质孕育[11,12,13,14]、微量元素合金化[15]等。相对而言,碳质孕育法受到的关注更为广泛[16,17],其基本原理是碳与Mg-Al熔体反应生成有效的Mg晶粒形核核心[11,12,13,14]。在金属熔体孕育处理中,孕育衰退是普遍存在的工艺现象,衰退的发生往往与有效孕育元素逐渐减少或有效晶核结构变化有关[18]。对Mg-Al合金的碳质孕育处理,通常认为其衰退较小,作者前期研究表明,对高纯Mg-3Al合金孕育处理确未发现明显的孕育衰退(≈120min)[19]。在Mg-Al熔体碳质孕育中,Fe对碳质孕育的影响一直受到广泛关注[20,21,22,23]。Fe是商用镁合金中不可避免的杂质元素,但Fe对Mg-Al系合金碳质孕育衰退的影响研究较少,本研究主要探讨了微量Fe对MgAl系合金碳质孕育衰退的影响规律,并讨论其影响机制。
1 实验材料与方法
利用纯镁(99.98%,质量分数,下同)、纯铝(99.99%)和Al-15%Fe中间合金配制含0.1%Fe的Mg-3%Al合金。碳质孕育剂为石墨粉,实验前将镁粉、铝粉和石墨粉按5∶4∶1(质量比)均匀混合,并压制成薄片备用。将纯Mg,纯铝锭和Al-Fe中间合金按比例配料后放入高纯MgO坩埚熔化,熔化温度为750℃,熔化后人工搅拌保温15min,使熔体均质化。然后加入碳质剂颗粒并搅拌约1min,分别保温不同时间(2,5,10,20,30,60,120min)后搅拌出炉,将熔体倒入经500℃预热的钢制模具(20mm×25mm),凝固冷却后即得实验样品。采用RJ-2熔剂保护,保温过程中需不定期地适当搅拌合金熔体。沿距试样底面10mm处横截面切开铸锭,其中一部分试样进行400℃/8h均匀化退火以更清晰地显示晶界,主要用于晶粒组织观测。利用苦味酸酒精溶液腐蚀以显示晶界,并利用Leica DFC320金相显微镜观察并拍摄照片,采用ASTM E112-88截线法评价晶粒尺度。利用硝酸酒精溶液腐蚀铸态样品,采用EPMA-1600型电子显微探针观测碳质晶核组织特征,并进行元素分析。
2 实验结果
2.1 晶粒细化效果
图1所示为Mg-3%Al-0.1%Fe合金碳质孕育并经不同保温时间的金相组织。Mg-3%Al-0.1%Fe合金(图1(a))晶粒粗大(约550μm),而经碳质孕育处理并保温5min后,其晶粒明显细化(图1(b));当保温时间为20min时,晶粒尺度更小(图1(c));但是孕育处理并保温60min时,则发生明显的晶粒粗化(图1(d))。
图1 Mg-3%Al-0.1%Fe合金碳质孕育后经不同保温时间的金相组织(a)未孕育;(b)5min;(c)20min;(d)60min Fig.1 The microstructure of Mg-3%Al-0.1%Fe alloy holding for different time after carbon inoculation(a)without inoculation;(b)5min;(c)20min;(d)60min
图2所示为保温时间对合金碳质孕育后晶粒尺寸的影响。可以看出,孕育处理后保温2min时,未发生明显的晶粒细化,但随着保温时间的逐渐延长,晶粒尺度显著减小,到10min时细化至约200μm,而从10min到30min其晶粒尺度保持相对稳定。保温时间为20min时细化效果最佳。但是当保温时间继续延长并超过30min,开始出现孕育衰退现象。当保温时间达60min时合金晶粒尺寸甚至超过了未处理的合金,发生显著的孕育衰退。
2.2 碳质晶核结构观测与分析
经碳质孕育处理后保温5min时样品的EPMA观测与分析结果如图3所示。图3(a)为合金组织的背散射(BSE)照片,图3(a)中区域A以及粒子B,C,D的放大形貌如图3(b)所示。由图3可以看到在合金基体组织中分布着具有不同结构特点的颗粒相,在区域A中,由沿着直线E-F方向的线分析结果(图3(c))可知,两灰色颗粒存在Al,C,O和Fe原子的明显富集,且结合合金基体组织的面分析结果(图3(f))可以确定两灰色颗粒是Al-C-Fe颗粒。同时由区域A中粒子B的中心区域(图3(e))和边缘区域(图3(d))的EDS分析结果对比可知,粒子B中心区域的Fe含量要远远高于其边缘区域。可见,该Al-C-Fe颗粒应具有双相复合结构,即在Al-Fe或Al-C-Fe化合物表面包覆有一层Al-C-O相。此外,在该样品中还可以观测到尚未来得及参与反应的Al-Fe金属间化合物颗粒及其Al-C-O相,分别如图3(a)中的粒子C和D所示。
图3碳质孕育后保温5min样品的EPMA观测与分析(a)BSE电子像;(b)区域A及粒子B,C,D的放大像;(c)区域A中EF线上Mg,Al,C,O和Fe元素的EPMA分析;(d)图(b)中谱A的EDS分析;(e)图(b)中谱B的EDS分析;(f)图(b)中谱C的EDS分析Fig.3 EPMA analysis of the Mg-3%Al-0.1%Fe alloy holding 5min after inoculated by 0.2%C(a)backscattered electron image;(b)magnifications from the area A and particles B,C and D in BEI;(c)EPMA line analysis of Mg,Al,C,O and Fe elements on the line E-F drawn across particles in area A;(d)EDS result from spectrum A in fig.(b);(e)EDS result from spectrum B in fig.(b);(f)EDS result from spectrum C in fig.(b)
图4所示为经碳质孕育处理后保温20min的Mg-3%Al-0.1%Fe合金的EPMA观测与分析结果,其中图4(a)为BSE照片,图4(b)是图4(a)中区域A和B的放大形貌图。由图4(a)可见,颗粒A具有明显的双相复合结构,即中心细小白色颗粒被周围一种灰色相环绕而成,经EDS分析该白色颗粒富集Al,C和Fe元素,周围灰色相则富集Al,C和O元素。图4(b)所示的粒子B为Al-C-O粒子,未发现明显的Fe。值得注意的是,在合金基体上还可以观察到心部区域带有孔洞的粒子,如图4(b)区域B中的粒子,这种粒子的形貌和区域A中粒子A相似,也应具有双相复合结构,其孔洞可能是粒子中心白色颗粒相在试样制备过程中剥落所致。
图4碳质孕育后保温20min样品的EPMA观测(a)BSE电子像;(b)区域A,B的放大像Fig.4 EPMA analysis of the Mg-3%Al-0.1%Fe alloy holding for20min after inoculated by 0.2%C(a)backscattered electron image;(b)magnifications from the areas A and B
图5所示为经碳质孕育处理后保温60min的Mg-3%Al-0.1%Fe合金的EPMA观测与分析结果,合金组织的BSE照片如图5(a)所示,可以看到合金基体组织上分布着少量的灰色颗粒相。经进一步放大,基体中还发现一些白色颗粒,这些白色粒子应为Al-Fe相,而灰色颗粒(图5(b)中A粒子)作EDS分析,结果表明是富含Al-C-Fe-O的化合物颗粒。
图5碳质孕育保温60min样品的EPMA观测与分析(a)背散射电子像;(b)粒子A的放大像;(c)粒子A的EDS谱图Fig.5 EPMA analysis of the Mg-3%Al-0.1%Fe alloy holding for 60min after inoculated by 0.2%C(a)backscattered electron image;(b)magnifications image of particles A;(c)EDS spectrum measured from the particle A
3 分析和讨论
对于Mg-Al系合金碳质孕育机理,通常认为是碳原子与Al反应生成Al4C3作为α-Mg晶粒的有效形核物质[11,12,13,14];但因Al-C粒子易于水解,因此在大量的研究中均发现在碳质粒子观测与分析中均可检测到明显的O存在[9,24]。在图3和图4中所检测到的Al-C-O粒子均应为Al4C3粒子水解产生的,其中外侧包覆Al-C-O(Al4C3)的双相复合结构Al-C-Fe颗粒可作为初晶α-Mg的有效异质形核核心,从而细化合金晶粒。
对于合金熔体的孕育衰退,应有以下方面的因素影响:一是有效形核或变质物质随保温时间延长其含量逐渐减少;二是有效孕育晶核随保温时间延长其结构逐渐产生变化而失去形核能力,即晶核“毒化”;三是有效形核粒子与熔体间存在密度差异而逐渐下沉,导致有效形核颗粒的数量逐渐减少。以上最终都体现为孕育效果逐渐下降而产生孕育衰退。
在保温时间较短时,合金组织中主要发现了Al4C3粒子以及在Al-Fe或Al-C-Fe表面包覆有Al4C3粒子的双相Al-C-Fe颗粒。Al4C3粒子及双相Al-C-Fe颗粒可以作为初晶α-Mg的有效异质形核核心。随着保温时间的延长,Al4C3粒子及双相Al-C-Fe颗粒会逐渐向单相Al-C-Fe化合物颗粒转化,从Al-C-Fe三元系相图[25]可知,单相Al-C-Fe化合物颗粒最有可能为AlCFe3化合物,根据AlCFe3/α-Mg间的晶体学位向关系计算结果[26]可知,AlCFe3/α-Mg间不存在位向关系,单相AlCFe3化合物颗粒应不是初晶α-Mg的有效形核核心,从而使Al4C3粒子及双相Al-C-Fe颗粒失去形核能力,抑制碳质孕育细化效果,出现明显孕育衰退。
此外,在合金碳质孕育后保温过程中,有效形核粒子Al4C3及在Al-Fe或Al-C-Fe表面包覆有Al4C3的双相Al-C-Fe颗粒会逐渐发生聚集沉降,使有效形核粒子的数量及其比例下降,而有效形核粒子的聚集沉降速率和它们与镁合金熔体间的密度差值密切相关。Al4C3粒子的密度ρ=2.36g/cm3[27],双相Al-C-Fe颗粒由于引入了Fe而使其密度要比Al4C3粒子的要大,因此双相Al-C-Fe颗粒与镁合金熔体间的密度差要比Al4C3粒子与镁合金熔体间的要大,双相Al-C-Fe颗粒的聚集沉降速率要比Al4C3的要快,所以随着保温时间的延长,有效形核颗粒的数量逐渐减少,出现显著孕育衰退。
4 结论
(1)对含微量Fe(0.1%)的Mg-3Al合金进行碳质孕育处理,在孕育初期晶粒尺度随保温时间延长逐渐下降,产生显著的晶粒细化效果;较佳的孕育处理时间在10~30min之间;随着保温时间的延长,合金的晶粒显著粗化,Fe的存在加速了Mg-Al合金碳质孕育衰退。
(2)碳质孕育初期,有效形核粒子主要以Al4C3和Al4C3表层包覆有Al-(C)-Fe相的双相粒子为主,随保温时间延长有效形核粒子数量显著减少,导致晶粒粗化,产生孕育衰退。
摘要：对含微量Fe的Mg-3%Al合金进行碳质孕育处理,并调整保温时间,研究了保温时间对合金晶粒尺度和晶核组织特征的影响。结果表明:当保温时间在20min内时,合金组织中有效形核粒子主要以Al4C3和Al4C3表层包覆Al-(C)-Fe相的双相粒子为主,合金晶粒得到细化。但随保温时间进一步延长,因沉降聚集或结构变化使得有效形核粒子数量和比例逐渐下降,合金晶粒显著粗化,产生孕育衰退。
关键词：Mg-Al合金,碳质孕育,晶粒细化,孕育衰退
微量Mg 篇2
MG4180提供了丰富的直接照片打印功能，具有良好的操控性和不错的打印质量。同时，它还附带了多款实用的应用软件，具有很好的附加价值。不过，MG4180的打印成本略高，不适合印量较大的应用环境。
腾彩MG4180是一款面向个人或家庭用户使用的入门级三功能一体机，别看它千元出头的售价好像略高一点，但对比其它定位类似的机型，MG4180的功能配置更为全面，它不仅具备无线连接，而且还增加了丰富的照片处理功能。事实上，在同价位的产品中，MG4180良好的易用性尤为突出，彩色显示屏加上优化的按键设置无疑能带来更顺畅的操作体验，直接打印照片的使用感受与那些高端机型没什么两样。不过，对于印量较大的用户而言，MG4180可能还不是最佳的选择，稍微增加点预算，购买像MG5380这类采用分体式墨盒的机型才是更为合理的解决方案。
从规格特性来看，MG4180可以看作是MG3180的增强版本，两者的打印引擎完全相同，只是MG4180配置了彩色显示屏，并提供存储卡接口，在直接打印照片方面更胜一筹。MG4180的造型设计和机身配色都跟随了佳能MG系列新款机型的整体风格，全黑的外观看上去很酷，而且亮光的漆面也光彩照人，摆放在桌面上十分抢眼。MG4180的控制面板也由扫描台的右侧移至左侧，它配有一个2.4英寸的彩色液晶显示屏，屏幕的尺寸虽然不算很大，但用来预览照片的效果不错。配合优化的按键设置，操作起来十分顺手。
由于有彩色显示屏相助，MG4180的直接照片打印功能得到了极大的强化，它的控制菜单几乎和M G5380、M G6280等中、高端机型完全一致，可实现的打印功能自然也相当丰富。MG4180内嵌了多种照片编辑工具，可对照片进行裁减、放大，同时还提供了不少图像优化特技，如照片风格化、红眼修正、褪色修正等等，不需要PC的帮助，普通的家庭用户也完全可以轻松打印出漂亮的照片。另外，MG4180还附带有不少便利的打印小功能(菜单中的“特殊打印”项，需要网络连接)，它提供了多种常用的纸张(包括横格纸、方格纸、五线谱、日程表等)模板，用户只需在控制面板上进行简单选择就能轻松打印出来，而且菜单中还给出了不同模板的预览图，基本上无需阅读文字说明就能找到你所需要的模板格式，操作起来非常直观。
MG4180采用了全新的纸路设计，它放弃了以往经典的后端垂直进纸方式，而改为前面下部进纸，打开前面板，即可形成100页的进纸托盘，供纸量虽不算大，但足以应付普通家庭打印的小批量输出需求。另外，更换墨盒的方法也作了一定调整，用户不用打开扫描台，只需在进纸托盘右侧的检修口处便能操作。针对上述的两项改进，佳能称其为快捷前部操作设计，顾名思义，装纸与维护的工作都可以在一体机的前部完成。但从实际试用的体验来看，前部操作并没有想象的那样便利，至少更换墨盒的步骤还比较繁琐。而前部进纸还是很省心的，用户不用起身去装纸或调整进纸器尺寸，整个操作过程坐在椅子上都可完成。值得一提的是，MG4180还标配了自动双面打印组件，不仅可以减少纸张消耗降低使用成本，还能便捷地制作小册子、说明书等双面文档，其灵活的纸张处理能力在同价位机型中并不多见。
MG4180使用的是佳能经典的4色打印系统，它的主要耗材仅为两个墨盒(黑色+彩色，打印头集成在墨盒上)，设备的初始化和日常维护都十分便捷。但相对来说MG4180的使用成本(黑色约0.4元，彩色约0.9元)要略高一些，这主要是源于墨盒上集成了打印头所带来的成本上升；另外CMY三种颜色的墨水也都封装在一个彩色墨盒中，其中任意一色用尽后均需要更换彩色墨盒，对比分体式的墨盒设计显然更容易造成浪费。尽管佳能提供了XL系列(黑色：840XL，彩色：841XL)的大容量墨盒可供选择，但与同价位中采用各色分离式墨盒设计的机型相比，MG41 80的打印成本控制还不够理想，若是你的印量较大，选择独立墨水盒设计的机型才更有助于降低单页打印成本。
从测试成绩来看，MG4180的表现和其它采用双墨盒系统的佳能机型大致相同，毕竟打印头上喷嘴的数量没有任何变化。MG4180完成全部商业应用的测试项目用时13分36秒，打印速度对比老款机型虽没有大幅提升，但与目前相同价位的喷墨一体机相比也没有显著不足，甚至在打印文字为主的文档时还具有一定的速度优势。MG4180的照片打印速度不错，采用最佳质量打印一张4×6英寸的照片只需1分45秒。当然，并不是所有用户都需要如此高的输出品质，若只是日常家庭打印，选择一体机预设的照片打印模式就可以获得很不错的输出效果，同时打印时间还能大幅缩减至44秒。
在同等价位的机型中，MG4180的打印质量算得上相当不错了，黑色文本清晰，字型规整，8号的小字体文字在目测距离易于识别。图形的色彩和明暗度都很适中，纯色填充较为均匀(横向条带轻微)，画面给人的感觉很“干净”，且层次过渡也较为平滑。虽然只是4色打印，但MG4180依然具备可接受的照片打印质量，画面清晰，精度较高，照片也比较细腻，接近普通冲印照片的输出效果。不过画面的反差一般，照片看上去不够生动，而且暗场中的不少细节没能准确表现出来。
微量Mg 篇3
Al-Mg合金不可热处理强化的特点, 一定程度上制约了铝镁合金的应用及发展, 尤其对5系Al合金的使用及产品开发构成阻碍。关于高Cu/Mg比和中等Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金的相关研究较多。对于α+θ+S和α+θ相区的高Cu/Mg比合金, Ag的添加会促进{111}基面上六角形板条状的Ω相析出, 并提高合金的时效硬化能力与耐热性能[3];而在中Cu/Mg比的相区, Ag的添加会促使X相在{111}基面上的析出[4]。而Ag的添加对于低Cu/Mg比合金性能影响的相关研究则较少。
本文以Ag作为额外添加的微合金化元素, 研究Ag对低Cu/Mg比Al-Mg-Cu合金组织及性能的影响, 探索Ag元素的添加对改善Al-Mg合金时效强化效果方面应用的可能性。
1实验方法
采用高纯Al (99.9%) 、工业纯Mg (99.9%) 、Al-Cu中间合金为原料, 采用井式电阻炉熔炼, 熔炼温度控制在700~750℃, 用C2Cl6精炼除气, 铁模浇注, 浇注温度约为720℃, 获得尺寸为200mm×10mm×100mm的铸锭。制备三种合金, 其化学成分如表1所示。
合金铸锭处理工艺过程包括:铸锭均匀化退火、去氧化皮、热轧、冷轧, 最终获得厚度为1mm的板材。用热差分析 (DSC) 方法确定铸态合金中低熔点共晶熔化温度, DSC升温速率为10℃/min。
根据DSC分析曲线确定合金的固溶温度为515℃, 保温12h, 室温水淬。单级时效工艺为180℃, 保温15和30min, 时效处理后室温水淬以保留合金组织。
沿轧制方向按国标GB/T228-2010截取标准拉伸式样, 在CMT5105型微机控制电子万能试验机上进行, 拉伸速率为1mm/min。
2实验结果
合金经固溶处理后与180℃时效不同时间的硬度变化曲线如图1所示。可以看出, 未加入Ag的合金A经过约15min的时效处理, 便达到峰值硬度79.2HV, 硬化速率是3组中最快的;当曲线越过峰值点后, 其硬度快速降低, 时效120min时, 硬度为60.9HV, 较峰值点降低23.1%。
说明合金A的时效强化作用很不稳定, 这与Al-Mg合金难以通过时效方式进行强化的结果相符合。
当加入0.5%的Ag后 (合金B) , 在时效初期, 合金表现出明显的时效硬化趋势, 当时效40min时, 合金B达到其峰值硬度88.6HV, 并且峰值点对应时效时间较合金A推迟20min;时效120min时, 其硬度降低至76.8HV, 较峰值强度降低13.3%。
当加入1.0%的Ag后 (合金C) , 峰值时效对应时效时间继续推迟, 出现在60min位置, 此时合金C的硬度为99.4HV, 而时效120min时的硬度为87.6, 较峰值点降低11.9%。
不难发现, 随着Ag含量的提高, 合金的时效峰值硬度随之提高, 达到峰值时效所需时间延长, 越过峰值点后硬度降低的幅度变缓。
图2所示为三种合金抗拉强度随时效时间变化的曲线。从图3可以看出时效15min左右, 合金A的抗拉强度先到达其峰值点349MPa, 之后随时效时间的延长, 抗拉强度降低, 同样表现出了较差的时效稳定性, 这与硬度测试所反应的情况相同。
而合金B、C所呈现的抗拉强度, 在30min以内的快速时效过程中, 随时效时间的增加而稳步增大;峰值时效出现的时间随着Ag含量的增加而推移, 时效强化的趋势更加明显。
说明Ag的添加确实改善了Al-Mg-Cu合金的时效强化的稳定性, 并增强了时效强化的效果。
三种合金的力学性能如表2所示, 屈服强度随时效时间的变化趋势与抗拉强度的变化趋势基本相同。而随着时效进行, 合金A的延伸率在时效15min内并未发生明显变化, 而时效30min时其延伸率降低。
此时合金A的强度同样降低, 说明合金A的综合力学性能虽然在时效15min时有所改善, 随着时效的继续, 综合力学性能发生恶化, 与之相比B、C合金虽然在时效发生15min时, 延伸率有一定程度的降低, 但随着时间的增加, 其延伸率有慢慢恢复, 说明Ag的加入不仅改善了Al-Mg-Cu合金时效强化效果, 并能保证其延伸性能的稳定, 有助于改善合金的综合力学性能。
3结果分析与讨论
3种合金的铸态组织都存在明显的偏析现象, 合金A晶界处偏析较B、C合金更为严重, 并且随着Ag含量的增加晶界偏析有随之缓解的趋势。固溶态下, 合金A与合金B的晶粒尺寸相近约100μm, 而合金C的晶粒则较为粗大, 平均晶粒尺寸150~200μm。
添加0.5%的Ag对晶粒尺寸影响并不明显, 但继续增加Ag含量, 则会引起晶粒的粗化。合金A与合金C经过180℃时效30min的微观组织照片及EDS分析如图3所示, 合金A中第二相相对粗大, 尤其是Al-Cu相, 而合金C中第二相则明显细化且分布更为均匀, Al-Cu相基本消失。
随着时效的继续, 在未加入Ag的合金A中, 晶界周围析出相了较为粗大的析出相, 包括θ (Cu Al2) 相和S (Cu Mg Al2) 相, 随着时效时间的增加, 在晶界周围逐渐析出并不断粗化的析出相, 降低了合金A时效强化的稳定性, 使得其硬度在短暂的强化过后迅速降低。
而加入了1.0%Ag的合金C中则析出了更为细化的Z相, 分布也更加弥散, 并且θ相基本消失, 从而使得时效强化相对合金A而言更为稳定, 强化效果也更为突出。
对于低Cu/Mg比Al-Mg-Cu合金, Ag的添加会使得合金在100℃以上时效时, 析出一种Z相[5]。Z相与Ω相和X’相相似, 其晶格参数a=1.999nm, 并与基体有两个位向关系: (100) z// (100) α、[010]z//[010]α; (001) z// (111) α、[111]z//[011]α, 在短时时效以前者为主[6]。
而且Z相并不是T相的同晶型体, 也不同于中Cu/Mg比合金中析出的X’相。Z相的平均成分为20Cu、20~25Mg, 50~65Al以及2~5Ag[7]。
Z相的析出与Mg、Ag之间强烈的亲合作用有关, 这与高Cu/Mg比与中Cu/Mg比合金析出Ω相和X’相的情况相似。Vietz等人[8]的实验结果显示, 无Ag合金比含Ag合金有更多数量的位错环和螺旋位错。又由于Z相主要在200℃左右才能析出, 在180℃下时效较为缓慢, 而S相容易在晶界与位错处优先形核析出, 且不均匀[6]。
因此在时效过程中, A合金在晶界和位错附近形核析出不均匀的S相, 且S相对滑移位错的阻碍作用相对较弱, 位错容易滑移到晶界处产生堆积, 从而降低了合金A的时效强化稳定性, 致使合金A与合金B、C相比, 其硬度在最短时间内达到峰值后迅速降低。
而合金B、C时效析出了大量细小的Z相, 阻碍位错滑移, 起到弥散强化作用, 从而提高了合金的时效强化效果, 又由于Z相相对稳定, 如图2所示, 到达峰值硬度后, 合金B、C的硬度下降趋势较合金A更为缓和, 保证时效强化的稳定性。
4结论
1) 当Ag含量大于0.5%时, 虽然在一定程度上使得合金晶粒发生粗化, 但因弥散析出的Z相起到更好的强化效果, 使得Al-Mg-Cu-Ag合金反而拥有更高的硬度。
2) Ag的加入能提高Al-Mg-Cu合金强度, 推迟Al-Mg-Cu合金峰值时效时间, 改善合金时效强化效果和稳定性。
参考文献
[1]Popovic M, Romhanji E.Stress corrosion cracking susceptibility of Al-Mg alloy sheet with high Mg content[J].Journal of Materials Processing Technology, 2002.
[2]崔忠圻, 谭耀春.金属学与热处理 (第二版) [M].机械工业出版社, 2007.
[3]Brook G B.Precipitation in Metals, Spec Rep No.3[M].UK:Fulmer Res Inst, UK, 1963.
[4]Chopra H D, Liu L J, Muddle B C et al.The structure of metastable{111}precipitates in an Al-2.5wt%Cu-1.5%wt Mg-o.5wt Ag alloy[J].Philosophical Letters, 1995, 71 (6) :319-324.
[5]王芝秀, 李海, 郑子樵.少量Ag对低Cu/Mg比的Al-Mg-Cu合金组织与性能的影响[J].稀有金属材料与工程, 2006.
[6]Chopra H D, Liu K J, Muddle B C et al.Phil Mag Letters, The structure of primary strengthening precipitates in an Al-1.5wt%Cu-4.0wt Mg-o.5wt Ag alloy[J].Philosophical Letters, 1996, 73 (6) :351-357
[7]Ringer S P, Quan G C, Sakurai T.Solute clustering, segre-gation and microstructure in high strength low alloy Al-Cu-Mg alloys[J].Materials Science and Engineering, 1998, A250:120-12
微量Mg 篇4
1实验
实验合金按表1名义成分配制。配料采用高纯铝, 工业纯锌, 工业纯镁, Al-Cu, Al-Zr及Al-Er-Y中间合金, 以Al-Ti-B为细化剂。合金的熔炼在石墨坩埚电阻炉内进行, 熔化温度780～800℃, 精炼温度730～740℃, 铸造温度710～720℃, 除气剂采用C2Cl6, 在铁模中铸造。合金的均匀化处理和时效处理采用空气电阻炉, 固溶处理采用盐浴炉。
将铸态试样进行二级均匀化处理:随炉升温至465℃保温24h, 之后随炉升温至475℃保温4h。随后经预热轧至2mm薄板, 总变形量达85%。固溶处理工艺:473℃保温1h, 出炉水冷。时效处理工艺:先在120℃保温不同时间, 测出表1中三种合金的时效硬度曲线, 确定其峰值硬度时效时间, 然后在峰值硬度时效下测定力学性能。时效前试样在室温停留时间小于48h。
薄板试样经固溶和峰值时效后, 使用Graff Seagent试剂腐蚀, 在XJP-6A型光学显微镜下观察其再结晶组织;按GB/T228—2002制作拉伸试样, 在CSS-44100电子万能试验机上进行拉伸实验;在7501涡流电导仪上测量电导率;在HV-10B小负荷维氏硬度计上测量硬度。采用TecnaiG220型透射电镜观察时效态组织;在KYKY-2800型扫描电镜上观察拉伸断口。
2实验结果
2.1合金板材的时效硬化曲线
图1所示为三种合金板材在120℃下测试的时效硬化曲线。合金1, 2, 3板材到达峰值硬度的时效时间分别为21, 22, 24h, 可见随Er和Y含量的增加, 板材达到峰值硬度的时效时间延长, 且添加Er和Y的板材的峰值硬度明显高于不含Er和Y的, 这说明随Er和Y复合添加量的增加, 加速了时效过程, 并强化了时效效果。
三种合金板材经峰值时效后测定硬度和电导率, 结果如表2所示。可见2号合金板的硬度最高, 3号合金板的次之, 1号合金板的最低, 但三者的电导率基本没有什么变化。表明适量的Er和Y对峰值时效硬度有明显影响, 但对峰值时效态的电导率影响不大。这可能是因为影响合金电导率的因素较多, 合金的电导率不仅受基体固溶度的影响, 更受到基体组织中位错、应力场等因素的影响。
2.2合金板的再结晶组织
图2所示为三种合金板材经轧制、固溶、峰值时效处理后其组织再结晶情况。由于时效温度低, 在时效过程中不可能发生再结晶, 因此时效态的再结晶组织形貌与固溶态的再结晶组织形貌应该是一致的, 只是时效态组织中分布有时效析出相。由图2可见, Graff Sargent试剂优先腐蚀晶界和亚晶界, 未再结晶部分含有大量亚结构而被腐蚀呈黑色, 已经再结晶的组织难以腐蚀而呈白色。经观察和测试可知, 未添加Er和Y的1号合金板再结晶组织最多, 其再结晶组织体积分数大约为48%;添加了较多的Er和Y的3号合金板再结晶组织最少, 大约为28%;说明在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中复合添加微量的Er和Y能明显抑制合金再结晶。
2.3合金板的时效态组织
合金经固溶时效后的金相组织如图3所示。由图3可见, 未添加Er, Y的1号合金板未溶第二相很少, 再结晶组织较粗大;复合添加Er, Y后的2号合金板未溶第二相增多, 再结晶组织有所细化;随Er, Y添加量增加, 3号合金板的未溶第二相最多, 而再结晶组织最细小。这说明在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中复合添加微量的Er, Y有利于细化合金再结晶组织, 但同时使合金板材中残留的第二相化合物增多。根据文献[11, 14], 这些未溶相主要是含Er, Y的稀土化合物, 它们主要沿晶界分布, 在一定程度上能阻止再结晶组织的长大。
图4所示为1号合金板与3号合金板经峰值时效后的微观组织在透射电镜下的观察结果。可见两种合金的基体组织上均分布有大量的沉淀析出相, 1号合金板中的晶界析出相较粗大, 且不连续;3号合金板中的晶界析出相较细小, 且基本上不连续。
(a) 合金板1; (b) 合金板3
(a) alloy plate 1; (b) alloy plate 3
2.4合金板的力学性能
2.4.1 室温拉伸性能
三种合金板经峰值时效后其组织有明显差异, 因此其力学性能也不同, 在室温下对三种合金板进行拉伸实验, 其强度和延伸率如表3所示。可见2号合金板的抗拉强度比1号合金板提高了12.8%, 屈服强度提高了10.9%, 但延伸率降低了15.1%;3号合金板的抗拉强度比1号合金板提高了12.4%, 屈服强度提高了13.9%, 但延伸率降低了30.2%。虽然3号合金板的延伸率较1号合金板明显降低, 但仍然达到了12.5%, 说明3号合金板在大幅度提高了强度的同时仍保持较高的延伸率。因此, 在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中复合添加适量的Er, Y能使合金具有良好的综合力学性能。
2.4.2 拉伸断口形貌
为了比较添加Er, Y前后合金板的拉伸断口形貌的差异, 对1号和3号合金板的拉伸断口进行扫描观察, 结果如图5所示。可见, 1号合金板主要是穿晶韧窝型断裂, 韧窝大且深;而3号合金板出现沿晶断裂, 穿晶韧窝断裂的韧窝小且较浅, 甚至有少部分沿未再结晶处断裂。这说明在合金中复合添加Er和Y能明显改变合金的韧性。
(a) 合金板1; (b) 合金板3
(a) alloy plate 1; (b) alloy plate 3
3分析与讨论
3.1Er, Y微合金化对合金组织的影响
一般认为在铝合金中添加微量元素主要是为了细化晶粒, 抑制再结晶, 强化铝合金基体, 提高合金耐腐蚀性能, 以及稳定合金组织提高淬透性等。从图2来看, 在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中复合添加适量的稀土元素Er, Y能明显地抑制合金再结晶, 而且Er和Y含量越高, 这种抑制作用越显著。这是因为Er和Y的原子半径均大于Al, Zn, Mg, Cu, Zr的原子半径, 它们在铝基体中的最大平衡固溶度分别只有0.05%[15]和0.04%[16];元素的半径越大、价电子数越多, 与空位的结合能就越大。因此, 明显降低了合金的空位浓度, 使Al原子的自扩散速率减小, 阻碍Al原子扩散, 从而有效地抑制了合金的再结晶过程。大量未溶入基体的Er, Y元素在晶界偏聚, 阻碍晶界的运动。同时, 文献[13]研究表明, 由于Er, Y的加入, 一方面在铸造时形成了含Er, Y的稀土共晶化合物, 这些共晶化合物在均匀化处理后仍有较多残留, 经轧制后破碎成细小颗粒, 沿晶界分布, 如图3所示, 在合金回复时它们能促进再结晶晶粒形核, 增加了晶核形核率;另一方面在均匀化处理时基体中过饱和的Er, Y元素析出, 与Al, Cu等元素结合形成细小的第二相, 在再结晶过程中能阻止亚晶界迁移和合并, 使已形核的再结晶晶粒难以进一步长大。两方面的综合作用使得Er, Y在合金中起到了抑制再结晶、细化晶粒和提高位错密度的作用。由此可见, 在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中复合添加适量的Er和Y对提高合金的强度是非常有利的。
然而, 比较2号和3号合金板的拉伸力学性能可知, 当Er, Y总添加量从0.2% (质量分数, 下同) 增加到0.4%时, 抗拉强度变化很小, 屈服强度提高了2.7%, 但延伸率降低了17.8%, 可见过多地添加Er, Y含量对力学性能是不利的。这是因为Er, Y含量过高时, 合金均匀化后会残留太多的金属间化合物, 这些化合物本身断裂强度低, 脆性大, 在变形及断裂过程中起着裂纹源的作用, 如图5 (b) 所示, 而且Er, Y含量增加造成未再结晶组织增多, 位错多, 应力集中大, 也容易导致裂纹产生, 对延伸率极为不利, 因此Er, Y的添加量应保持在合理的水平。
3.2Er, Y微合金化对合金时效强化的影响
从图1来看, 在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中复合添加稀土元素Er, Y明显推迟了合金时效到达峰值硬度的时间, 且添加Er, Y的合金的峰值硬度明显高于不含Er, Y的合金。这是因为加入Er, Y元素后, Er和Y原子与合金中的空位结合能高, 容易与空位结合, 使空位浓度减少, 加之时效温度低, 使得原子自扩散速率降低, 第二相析出速率减慢, 所以到达峰值硬度的时效时间延长。与此同时, 添加Er, Y后, 部分Er和Y以固溶的形式存在于铝基体中, 相对增加了铝基体的溶解量, 尤其是Y的加入使得Cu和Mg在铝基体的固溶度下降[17], 促使Mg会有更多的析出, 即允许有更多的第二相MgZn2时效析出, 提高了合金的时效硬度, 增强了合金时效强化的效果。此外, 从图4也可以看出, 3号合金板比1号合金板的晶界时效析出相更细小, 说明由于3号合金板的时效析出速率较缓慢, 时效析出相难以长大, 使得3号合金板的强化效果更好。
然而, 当Er, Y添加量过度增加时, 合金均匀化后会残留大量的金属间化合物, 使合金经固溶处理后基体中Cu和Mg的固溶度严重下降, 反而会减少第二相的时效析出, 而且析出的速率会更加缓慢, 因此尽管到达峰值硬度的时效时间被延长, 但峰值硬度并不会增加, 反而会有所降低。所以从这个意义上来说, 也要求Er, Y的添加量应保持在合理的水平, 不能太高。
4结论
(1) 在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中复合添加微量的稀土元素Er, Y能显著阻碍合金的再结晶, 且适量添加Er, Y抑制合金再结晶的效果明显。
(2) 在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中复合添加微量的稀土元素Er, Y延长了合金峰值时效的时间, 促使合金有更多的第二相时效析出, 增强了合金时效强化的效果。
(3) 在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中复合添加适量 (总量<0.4%) 的稀土元素Er, Y使合金具有较好的综合力学性能:抗拉强度达到624.4MPa, 屈服强度为602.9MPa, 延伸率12.5%, 明显超过未添加微量元素的同类合金板的力学性能。
摘要：采用光学显微镜 (OM) 、扫描电镜 (SEM) 、透射电镜 (TEM) 、硬度测试和室温拉伸等分析技术研究了在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中复合添加微量稀土元素Er和Y对其组织与力学性能的影响。结果表明:在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中添加适量的Er和Y能显著抑制合金再结晶, 延缓合金峰值时效的时间, 增强合金时效强化的效果。在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中添加总量为0.4% (质量分数) 的Er和Y能使合金轧制板的抗拉强度提高到624.4MPa, 屈服强度达到602.9MPa, 延伸率达12.5%, 使合金轧制板具有较好的综合力学性能。