Mg合金（精选7篇）
Mg合金 篇1
Mn作为Mg的合金元素,所组成的Mg-Mn系合金挤压制品的强度高[1],且具有优良的耐蚀性和焊接性[2],此外Mn还可与镁合金中的Fe形成化合物作为熔渣被排除,消除对镁合金耐蚀性的有害影响[3]。Mn的密度大,熔点高,在制备Mg-Mn系合金时主要以中间合金的形式加入[4]。
Mg-Mn中间合金的生产方式有粉末冶金法,机械合金化法,镁还原法[5],蒸发-凝聚法,对渗法[6],搅拌铸造法等。采用电磁搅拌法制备Mg-Mn中间合金是一种操作简单,经济合理,适合工业化大生产的工艺方法。但实际生产中Mg和Mn的熔点差别较大固溶度极小[7],故Mg-Mn中间合金的制备十分困难,一般含锰量均很低,严重影响了其使用效率。投入的中间合金数量越多,相对来说引入的杂质也就越多,对合金质量也会产生负面影响。因此,发展含高锰量Mg-Mn中间合金已成为镁合金发展的瓶颈和难题之一。本工作用正交试验设计研究了Mn粉体粒度,电磁搅拌功率,搅拌时间及冷却方式等关键工艺参数对Mg-Mn中间合金锰含量和锰的均匀度的影响,成功制备了含锰量高达12%(质量分数,下同)Mg-Mn中间合金,并制备了MB1合金。
1 实验材料及方法
实验材料为纯镁块(99.9%)和纯锰粉(99.9%),覆盖剂为5号熔剂。
用中频无芯感应熔炼炉熔炼中间合金,工艺流程如图1所示。按表1正交试验设计的因素水平熔炼浇铸成形,将铸锭中心剖开后沿对角线取点化学分析Mn含量(图2),并用样本方差表征Mn含量的均匀度,在光学显微镜下观察Mn的分布及形貌,用X射线衍射进行物相分析。
2 结果与讨论
2.1 正交试验结果及分析
表2列出了采用电磁搅拌法制备Mg-12Mn中间合金的工艺参数(锰粉体粒度、搅拌时间、冷却方式、搅拌功率)对中间合金中Mn含量和均匀度的影响结果。
1)Mn平均含量分析 A因素的各水平比较中1水平(粉体粒度150～68μm)为最佳;B因素的各水平比较中1水平(搅拌时间2min)为最佳;C因素的各水平比较中3水平(冷却方式为石墨空冷)为最佳;D因素的各水平比较中2水平(加热功率15kW)为最佳;由此最优组合为A1B1C3D2。
2)Mn的均匀度分析A因素的各水平比较中1水平(粉体粒度150～68μm)为最佳;B因素的各水平比较中2水平(搅拌时间4min)为最佳;C因素的各水平比较中2水平(冷却方式为铜模空冷)为最佳;D因素的各水平比较中1水平(加热功率10kW)为最佳;由此最优组合为A1B2C2D1。
3)综合考虑因素变化对这两个试验指标的影响,采取综合评分法。从评分结果得出A,B,C,D因素的重要性主次顺序为粉体粒度, 冷却方式, 搅拌时间, 搅拌功率,值得注意的是虽然搅拌时间和搅拌功率的重要性排在最后两位,但从试验6可知,在搅拌时间为6min,搅拌功率为15kW时,试样被完全烧损了,因此不可忽视这两个因素对工艺的重要性。由此得出,各因素的较优水平组合为A1C2B1D1或者A1C2B2D1。
为优化这两个较优水平组合,分别用这两种工艺制备Mg-12Mn中间合金,通过多次重复试验,可以认为在本试验条件下,A1C2B2D1为制备Mg-12Mn中间合金的最佳工艺。
2.2 Mn粉的熔点
在本试验中采用的锰粉主要为微米级,粒度包括150～68μm,68～50μm和<50μm,根据材料热力学的相关知识可知,对于微小晶粒,其熔点降低与粒子尺寸的关系如下[8]:
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式中:Vundefined为固态锰的摩尔体积;δ为锰的固液界面张力;ΔundefinedHm为锰的摩尔熔化焓;Tf为锰的熔点。通过查阅相关资料和理论计算,得出Vundefined=39.16×10-6m3/mol,δ=0.15161J/m2,ΔundefinedHm=12058J/m2,Tf=1517K。不妨设r=10μm通过计算,ΔT=-0.15K。可以得出,在给出的粒度下,锰粉的熔点并没有显著降低,即使搅拌功率为15kW,炉内的温度也就1273K左右,并未达到锰的熔点,因此,在本试验条件下锰粉大部分是以固体存在。
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2.3 Mn粉粒度对中间合金Mn含量及均匀度的影响
从试验可以看到,随着粒度的减小,锰含量反而减少,成分均匀性也变差。这主要是因为锰在镁中的极限固溶度为3.3%[7],本试验中大部分锰以固态形式与镁混合存在。以Rohatgi和Asthana[9,10]的研究为基础,郝斌等人[11]以球形颗粒为模型,从重力、浮力和表面张力的角度出发,推导出颗粒自发进入溶液的热力学条件,即粒子存在一个临界尺寸Rc,即
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式中:σgl表示颗粒与气相的界面能;θ为润湿角;ρs和ρl分别为颗粒与溶液的密度。从式(2)可以看出粒子粒径越小,越不容易进入溶液,要进入溶液所需的功也就越大。当粒子R
(a)粒度150～68μm;(b)粒度<50μma)particle size 150-68μm;(b)particle size<50μm
2.4 搅拌时间对中间合金Mn含量及均匀性的影响
随着搅拌时间的增加,锰与覆盖剂充分作用,导致锰损失。但另一方面,锰的密度为7.440g/cm3,是镁密度的4倍,在重力作用下要在镁熔体中下沉,适当延长搅拌时间有利于锰在电磁力作用下混合均匀以及锰的溶解。如果控制不当,也会增加镁基体的烧损量。
2.5 冷却方式对中间合金Mn含量及均匀度的影响
根据正交试验工艺参数对锰含量的影响的方差分析,在显著水平α=0.1下,冷却方式这一工艺参数对锰含量的影响不显著。但是冷却方式与锰分布关系较大。本试验分别采用石墨水冷,铜模空冷和石墨空冷三种冷却方式。图4为不同冷却方式制得的中间合金金相图。可以看出铜模空冷制得的中间合金锰颗粒分布均匀,且锰颗粒较为细小,呈豆粒状分布。而石墨水冷和石墨空冷浇注的中间合金锰颗粒有明显的团聚现象,呈棒状或十字状。
(a)铜模空冷;(b)石墨水冷;(c)石墨空冷(a)air cooling in copper mold;(b)water cooling in graphite mold;(c)air cooling in graphite mold
Mn颗粒因为熔点没有显著下降,大部分仍以固体的形式存在,在最后的浇注凝固过程中,锰颗粒与液/固的相互作用过程对颗粒分布均匀性有着决定性影响。作用于颗粒上的力:
重力:Fg=4/3πR3ρMng (3)
浮力:Fb=4/3πR3ρMgg (4)
黏滞力:FD=6πηVR (5)
表面张力[12]:undefined
式中:ρMn为锰颗粒的密度;ρMg为镁液的密度;η为黏度系数;V为颗粒的运动速度;R为颗粒半径;a0=rs+rp,rs,rp分别是固相和颗粒表层单原子径;Δδ0是固相与颗粒的表面张力和颗粒与液相表面力以及固相与液相界面张力之差。
这四个力对颗粒的推移/吞并起着不同的作用,通过对定向凝固的研究,得出颗粒推移/吞并转换临界生长速度Ve应满足下列方程[13]
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得到
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提高凝固速度,有利于颗粒被液/固界面吞并,使颗粒均匀分布,否则会被推移而发生偏聚现象。
通过传热微分方程:
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式中:ρ为熔体密度;c为比热容;V是熔体体积;τ为传热时间;α为边界平均传热系数;A为传热表面积;θ为过余温度,其初始条件:τ=0时,θ=0。设θf=293K
可解得:
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则得到传热时间τ表达式
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由此可以算出τCu=2.31×10-3s,τwater cooling=0.37s,τair cooling=74.90s,其冷却速度VCu>Vwater cooling>Vair cooling,以上很好地解释了铜模空冷后的锰颗粒均匀分布的原因。
2.6 搅拌功率对中间合金Mn含量及均匀度的影响
本试验条件的三种功率对锰含量的影响不显著。对中频无芯感应熔炼炉,溶液产生电磁搅拌的电磁力F可由式(13)表示[14]:
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式中:P表示炉料吸收的功率(W);f为电磁频率(Hz);K为常数,一般情况下电磁频率是稳定的,因此加热的功率大,电磁力即大,加热速度也越快,温度也越高。图5为锰颗粒在感应熔炼炉的受力情况。图6为熔体和颗粒的电流密度分布。颗粒导电率与周围流体一致时,颗粒的运动方向将会与流体的运动方向相一致,且不会受到因为流体微元流动而对颗粒的反作用力[15]。
令颗粒所受的电磁挤压力与黏滞阻力FD相等,可以求出电磁场力作用下流体中颗粒的最终迁移速度:[16]
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式中:B0为磁感应强度;J0为电流密度;dp为颗粒直径;μ为磁导率。
本试验中Mn颗粒与镁液的导电率在同一个数量级下,即δMn≈δMg,VP=0,可以认为颗粒相对于镁熔体不存在相对运动,颗粒将随着镁液在电磁搅拌的作用下一起运动,在所选的功率下Mn都能较好地混匀,而出现不同功率Mn的分布情况有差异可能因为冷却方式不同造成的。本试验锰粉的加入方式是镁熔化之后才加入,因为锰的密度大,提前把锰粉装入,不利于锰的混合均匀。
2.7 高锰含量Mg-Mn中间合金组织形貌
从以上9组试验所得到的中间合金相组织可以看出,Mn在Mg基体中的形貌大致可以分为两种:一种是细小弥散分布的豆粒状,一种是呈棒状或十字状分布。它们对Mn在Mg基体的均匀分布具有重要影响。从化学滴定结果可以得出,豆粒状分布表现出优良的均匀性,而棒状或十字状分布的锰粉均匀性相对较差。冷却速度快慢是产生这两种不同形貌的原因。
2.8 Mn在中间合金中的存在形式
图7为最佳工艺条件下制备出的Mg-Mn中间合金的X射线衍射图,可见锰颗粒加入镁液所制得的中间合金,锰主要以α-Mn单质形式存在于基体中,并没有氧化锰的存在,其原因可能有两点:其一从镁和锰的氧势图可知,镁更容易与氧结合,形成氧化镁,以炉渣形式排除;其二覆盖剂中的碱性溶剂,与锰的氧化物作用后生成低熔点复盐,再扩散上浮至液面,以炉渣形式排出[17]。另外,通过对Mg-Mn中间合金的点阵参数的精确测定,发现镁的点阵参数变大,由此说明有Mn固溶于镁基体中。
2.9 用Mg-12Mn中间合金制备MB1合金
根据配料计算,制备MB1合金,其中Mn以自制Mg-12Mn中间合金的形式加入,经熔炼制得,然后用能谱测定各元素的含量,在GB/T 5153—2003中MB1的锰含量为1.3%～2.5%,设计合金中的锰含量为2.0%,所制得的MB1的锰含量为1.722%。锰的收得率为86.1%。
3 结论
(1)在制备高锰含量Mg-Mn中间合金过程中,锰颗粒的粒度大小对锰的平均含量有着显著影响,而冷却方式对锰的均匀度有显著影响。
(2)在本试验条件下,电磁搅拌法制备12%含锰量Mg-Mn中间合金最佳工艺参数如下:粉体粒度150～68μm,冷却方式铜模空冷,保温时间4min,加热功率10kW。
(3)采用本最佳方案工艺参数,成功制备了Mg-12Mn中间合金,并成功地用于制备MB1合金,其中Mn的收得率为86.1%。
Mg-Gd-Y系合金的研究进展 篇2
关键词：Mg-Gd-Y,合金化,腐蚀行为
稀土镁合金作为一种高强耐热镁合金,在航空航天领域具有广阔的应用前景,其发展大致经历了Mg-MM(混合稀土)-含1种稀土元素的Mg-RE-含2种稀土元素的Mg-RE 3个阶段。而Mg-Gd-Y系合金则是在Mg-Y和Mg-Gd二元系合金的研究基础上发展起来的,由于其具有较好的高温力学性能,目前受到越来越广泛的重视。早在1961年Mizer等就报道了二元Mg-Y合金富Mg区相图,同时提到了时效析出相的形貌特征[1];之后,Mizer等又进一步研究了Mg-Y合金的析出行为[2]。1994年Rokhlin等[3]报道了Mg-Gd合金的力学性能和微观组织特征。在随后的研究中,Rokhlin等[4]和Kamado等[5]发现Mg-20%(质量分数)的高温强度优于传统的耐热镁合金WE54A;250℃时铸造Mg-20%合金的抗拉强度和延伸率分别为310MPa和2%,而在室温下则很脆,只有220MPa和不足0.3%。单纯加入大量重稀土Gd的镁合金成本太高、密度更大和室温延伸率过低,因此有必要添加其它更轻、更廉价的合金元素来降低Gd的用量,以开发一种价格相对便宜、拥有更高室温和高温强度的镁合金[4]。为此,Rokhlin等使用了价格较为便宜、密度较小、在镁中固溶度较低的Y代替部分Gd,开发了Mg-Gd-Y合金。
Mg-Gd-Y系合金由于具有较好的室温和高温力学性能,引起了国内外学者的广泛兴趣,他们在此合金系基础上通过添加不同的合金元素制备出了Mg-Gd-Y-Zr、Mg-Gd-Y-Mn等合金。本文总结了国内外有关Mg-Gd-Y系合金的研究现状,以期为该合金系在航空航天及汽车工业上的推广应用提供一定指导。
1 Mg-Gd-Y相图研究
相图计算在合金系的开发及随后的热处理加工过程中具有重要的指导作用,它不但可以节省人力、财力、物力,同时还缩短了新合金系的研发周期,大大提高了工作效率。早期有关Mg-Gd-Y三元相图的研究发现[6],富镁端Mg-Gd-Y三元相图(图1)与Mg-Gd和Mg-Y二元相图富镁端类似,能在Mg-Gd和Mg-Y二元系统中最靠近Mg端的金属间化合物固溶线和Mg端构成的类三角区域中形成连续固溶体,Gd+Y联合固溶度随着温度的降低而减小,并且固溶度朝着Y∶Gd比增加的方向而减小。后来Guo等[7]用热力学计算相图软件Pandat计算了Mg-Gd-Y系合金的等温截面和垂直截面相图,将相图计算与Mg-1Gd-7Y和Mg-5Gd-2Y合金的DSC实验结果作了比较,发现相图计算与实验结果较好的吻合。在Mg-1Gd-7Y合金的凝固过程中,首先发生Mg24Y5相的析出,GdMg5相则在较低的温度下析出;而Mg-5Gd-2Y合金的凝固过程体现为与Mg-1Gd-7Y合金相反的相析出顺序。同时,借助相图计算开发了适合于机加工及后续热处理的新型Mg-12Gd-4Y-0.6Zr合金。相图计算不但对合金的开发起一定的指导作用,同时还减少了因无效实验而导致的研究成本增加,因此相图计算不失为合金研究的有效辅助手段。有关Mg-Gd-Y系相图计算的完善必将给该系合金的开发与应用带来有效指导。
2 三元Mg-Gd-Y系合金
Mg-Gd-Y系合金由于具有很高的稀土溶解度和β″→β′→β1→β的时效析出序列[8],因此可以通过固溶强化与时效强化来实现其组织和性能的优化。Mg-Gd-Y系变形镁合金的组织结构与性能研究表明[9],挤压合金T6处理后的硬度值低于T5处理的硬度值,但高于AZ80合金的T6处理;时效样品的抗拉强度为390～400MPa,延伸率为4%,时效过程中析出的β′ 相标定结果为简单正交结构,而非常见的底心正交结构,如图2所示。有学者运用第一性原理从理论上研究了面心立方Mg3(Gd0.5Y0.5)合金的相结构、弹性性能和电子结构[10],结果表明,Mg3Gd合金中的部分Gd被Y替代后,合金的晶胞体积稍有减少(0.35%),Y的添加导致Mg3Gd合金的晶格收缩,其平衡点阵常数与实验结果相当吻合。同时,运用密度泛函理论研究了电子结构对合金结构稳定性的影响。Mg3(Gd0.5Y0.5)合金具有与Mg3Gd合金类似的能量分布和价电子作用,其DOS主峰出现在费米能级与2.0eV之间,为Gd的5d 和Y的4d 轨道贡献所致。第一性原理在合金结构分析中具有较好的指导作用,可以考虑将其作为Mg-Gd-Y系合金结构研究的有利工具来探明不同合金成分在各种状态下的结构变化,为该系合金的深入研究提供了一定的理论依据。在Mg-7Gd合金中添加不同含量的Y会对该合金的微观组织和力学性能产生较大影响[11]。Y的添加不仅细化了合金的铸态组织,同时也提高了合金的时效硬化效应和相应的力学性能。其中,Mg-7Gd-5Y合金具有最好的峰值抗拉强度和屈服强度,室温下的对应值分别为258MPa和167 MPa,而250℃时的对应值分别为212MPa和140MPa,接近Mg-7Gd合金的1.8倍,其峰值强度的提高得益于细小、呈弥散分布的β-Mg5(Gd,Y)相。
3 Mg-Gd-Y系合金的制备
在合金熔炼过程中,由于Mg和稀土元素具有较高的化学活性而易于在空气中快速氧化,从而导致贵稀土元素的大量烧损,同时形成非金属夹杂[12]。这给优质合金的制备带来了一定困难,因此有必要通过有效控制合金熔炼过程来实现其纯净化,减少夹杂物对合金性能的不利影响。为了实现稀土镁合金的净化效果,有学者研究了熔剂中添加GdCl3对Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金中Gd烧损、微观组织、力学性能及腐蚀性能的影响[13]。熔体经含有GdCl3的熔剂净化后,合金中Gd的烧损量明显减少,这是由于吉布斯自由能的降低减缓了熔体中MgCl2与Gd之间的反应。在精炼剂中添加5% GdCl3后,Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金铸态下的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别达到202MPa、155MPa和2.7%,在5%NaCl溶液中的腐蚀速率也降低到0.437mg /(cm2 ·d)。
4 Mg-Gd-Y系合金化
在合金系中添加相应元素是优化合金成分的有利手段,添加不同元素可满足合金不同条件下的使用要求,从而不断扩大Mg-Gd-Y系合金的应用范围。目前主要通过单独添加Mn、Zr、Zn或混合添加这些元素来满足合金在不同场合的使用要求。
4.1 Mg-Gd-Y-Mn系合金
Mn元素能提高镁合金的耐热性、耐腐蚀性, 在一些合金中还能起到晶粒细化作用。Mn和稀土元素在镁合金中可能形成金属间相, 这些中间相能在镁合金热加工的组织结构演变中发挥作用[14]。在国内侧重于研究Mg-Gd-Y-Mn系合金的变形行为[15,16,17]。张新明等[10]对Mg-9Gd-4Y-0.65Mn合金的微观组织和力学性能进行了研究,结果表明,含Mn合金的晶粒较为粗大,热变形加工使合金的晶粒度大大减小,延伸率大幅提高,该合金适合通过T6处理来提高其综合拉伸力学性能。同时,他们采用Gleeble-1500热模拟机对该合金在温度为300～500℃、应变速率为0.001～1.0s-1、最大变形程度为60%的条件下进行了恒应变速率高温压缩模拟实验研究,计算得出的表观激活能和应力指数分别为280kJ/mol和5.1,指出该合金适合在400～500℃进行热加工[17]。
4.2 Mg-Gd-Y-Zr系合金
由于α-Zr与纯Mg同为密排六方结构,且晶格常数几乎一样(α-Zr:a=0.323nm,c=0.514nm;纯镁:a=0.320nm,c=0.520nm)[18],因此符合作为晶粒形核核心的“尺寸结构相匹配”原则,在凝固过程中,α-Zr首先从熔体中析出成为α(Mg)的结晶核心,从而使合金的晶粒大大细化。由此可见,在Mg-Gd-Y合金中,Zr是作为晶粒细化剂而添加的。
Mg-Gd-Y-Zr系合金为可热处理的强化合金,可以通过固溶处理来强化合金。Gao等[19,20]研究了Mg-15Gd-5Y-0.5Zr合金在500～540℃的固溶行为,铸态合金经固溶处理后,连续网状的Mg5(Gd,Y)相变成了不连续相且呈孤岛状形貌。随着固溶温度的升高和热处理时间的延长,合金大致经历了以下的组织变化:α-Mg+Mg5(Gd,Y)共晶相→α-Mg+ Mg5(Gd,Y)球化相→α-Mg+Mg2Y3Gd2方块相。
学者们对Mg-Gd-Y-Zr系合金的时效析出序列持有各自观点,主要集中在3阶段时效析出序列与4阶段时效析出序列的争论上。Honma等[21]对Mg-2.1Gd-0.6Y-0.2Zr(原子分数)合金的时效析出行为进行研究的结果表明,在200℃时效温度下,合金经历了S.S.S→β″(D019 Mg3X)→β′(bco Mg15-X3) →β phase(Mg5X)3个阶段的时效析出序列,相之间存在结构上的相似性,其中β″→β′的转变是伴随着稀土元素含量的减少而持续进行的。He等[22]在Mg-10Gd-3Y-0.5Zr(%,质量分数)合金的250℃等温时效析出行为研究中发现,其时效析出序列类似于WE54合金,而不同于前人研究的S.S.S.S→β″(D019)→β′(cbco)→β(fcc)析出序列,它的析出经历了S.S.S.S→β″(D019)→β′(cbco)→β1(fcc)→β(fcc)4个阶段序列。其中β′ 亚稳相为合金时效硬化过程中的主要强化相,具有凸透镜形状,能较稳定地存在于250℃时效温度下;β1 则在2个β 相的颈缩处形核,并通过β 相的分解而得以生长。
Mg-Gd-Y-Zr系合金作为一种高强耐热镁合金,人们更多地关注于它的室温及高温力学性能。Mg-10Gd-2Y-0.5Zr(质量分数)合金的研究结果表明[23],合金的微观组织在从铸态→T4态→T6态的转变过程中,经历了α-Mg+共晶相→α-Mg+方块相→α-Mg+β′ 相+方块相的演变阶段,其中Zr核不变得存在于所有阶段。通过优化热处理参数,获得了较高的综合室温力学性能,铸造T6态合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为362MPa、239MPa和4.7%;挤压T5态合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为403MPa、311MPa和15.3%。与室温相比,合金200℃的高温拉伸强度下降趋势较缓,而延伸率逐渐增加。合金主要通过沉淀析出而得到强化,其中最主要的强化相为β′ 相,其与基体的趋向关系如图3所示。图3(a)为惯析于undefined棱柱面上并呈三角分布的凸透镜状析出相;图3(b)为三棱镜状析出相在(0001)α轴上的投影。
Wang等[24]通过改变Y含量研究了Mg-10Gd-xY-0.4Zr(x=1、3、5(质量分数))合金的时效硬化行为和力学性能,结果表明,随着Y含量的增加,合金的时效硬化能力和强度都得到相应提高,但延伸率有所下降。其中Mg-10Gd-5Y-0.4Zr合金展示了最高的峰值强度,室温下的抗拉强度、屈服强度分别为302MPa和289MPa;250℃高温下的抗拉强度、屈服强度也较高分别达到340MPa和267MPa。峰值强化效应得益于呈三角形排列的β′ 相的析出,而较高的综合力学性能与高密度的β′ 相及立方状β相在基体中的弥散析出有关。
上述有关Mg-Gd-Y-Zr系合金的研究证实,含Zr的Mg-Gd-Y系合金具有较好的室温和高温综合力学性能,为典型的高强耐热镁合金。Zr的添加更是受到研究者们的重视,有关Mg-Gd-Y系合金的研究更多的是关注于加Zr后的效果,因此该系合金将是今后高强耐热镁合金发展的重点。
4.3 Mg-Gd-Y-Zn系合金
Zn是镁合金中重要的合金元素,添加到稀土合金中对LPS的形成有着重要作用。以往对高强度Mg稀土合金的结构与性能的研究多集中于含Zn的三元合金系,而对同时含有轻重稀土2种元素的多元合金系则少有。对含Zn的四元合金系,由于在合适的合金成分范围内有可能实现纳米析出和LPS的复合强化结构,因而受到广泛的关注。
刘林林等[25]首次尝试利用准动态背散射电子像(BSE)并结合透射电镜观察的方法研究了MgGd1.8Y0.8Zn1.3 (原子分数)合金中LPS的形成和变化过程。在铸态合金中观察到大量的层状结构,如图4(a)所示;铸态合金在300℃进行BSE观察,发现基体中也出现了大量的层状结构,如图4(c)所示。TEM观察发现,铸态MgGd1.8Y0.8Zn1.3合金中形成的层状结构为6层周期的LPS,如图5(a)所示。进一步通过高倍TEM观察还可以发现,在基体中存在较高密度的层错(如图5(b)),呈直线状衬度特征,直线方向与LPS生长方向一致。他们同时研究了添加Zn对Mg-Gd-Y合金系相形成和分布的影响[26],无Zn的MgGd1.8Y0.8和含有少量Zn的MgGd1.8-Y0.8Zn0.12合金具有相似的特征,初生第二相都呈网格状分布;在Zn含量进一步增加的MgGd1.8Y0.8Zn0.8中,合金相除了具有网状分布特征外,其某些局部区域还呈现出分解形貌,形成长短参差不齐的层状结构,表现为一种向基体中突进生长的态势;MgGd1.8Y0.8Zn1.3合金则主要以这种层状结构为主。
对含ZnMg-Gd-Y系合金的研究主要集中在微观组织上,尚未见对其力学性能研究的相关报道,因此充分利用纳米析出和LPS的复合强化来制备工业用Mg-Gd-Y-Zn系合金成为该系合金今后的发展方向。
4.4 Mg-Gd-Y-Zn-Zr系合金
上述研究表明,在Mg-Gd-Y系合金中添加Zr能起到晶粒细化作用,而添加Zn则通过形成长周期结构(LPS)使合金得到强化。这势必引起研究者们的极大兴趣,考虑在Mg-Gd-Y系合金中同时添加Zr和Zn能否使合金达到进一步强化。在Mg-2.0Gd-1.2Y-xZn-0.2Zr(x=0、0.3、1.0) (原子分数)合金的研究中发现[27],合金通过β′ 和β1相的连续析出来实现时效强化,其中β1相在β′ 的相界面处,通过非均匀形核生长,同时释放β′ 周围的应变能。尽管添加Zn弱化了时效强化效应,但由于β′ 相及不连续的14H型LPS沉淀相的形成降低了系统的总能量,促使了基面位错的滑移,从而大大提高了合金的延伸率。三维原子探针检测结果表明,β′ 相的化学成分为Mg-23.3RE-9.7Zn-2.0Zr(原子分数),而LPS相的化学成分为Mg-5.6 RE-1.8Zn-1.0Zr(原子分数)。 Li等[28]研究了Mg-10Gd-3Y-1.2Zn-0.4Zr合金在773K热处理条件下的微观组织演变过程,结果表明,添加1.2%Zn,提高了铸造合金中Mg5(Gd,Y,Zn)共晶相的含量,同时促使了基面堆垛层错的形成。在773K条件下,随着热处理时间的延长,部分共晶相逐渐溶入到基体中,形成了新的14H型LPSO相和面心立方富稀土相,其中LPSO相具有块状和细片状2种形貌,主要由Mg5(Gd,Y,Zn)共晶相转变而来。
还需要进一步深入研究LPS相是如何与位错发生关系而达到强化的,一旦人们了解了LPS相的形成及与其它相的作用原理后,便可通过控制工艺条件来实现Mg-Gd-Y-Zn-Zr系合金的优化,进而推广该系合金在实际生产中的应用。
5 Mg-Gd-Y系合金的腐蚀行为研究
有关Mg-Gd-Y系合金的研究较多地集中在微观组织和力学性能上,而腐蚀行为方面的研究则相对较少。有关Mg-6Gd-3Y-0.4Zr合金在NaCl溶液中的腐蚀行为研究表明[29],腐蚀产物的形貌随着腐蚀时间的延长,由蜂窝状转变为多孔结构的直立片状。在实验中观察到了第二相的破坏和消失现象,同时测得T6态GW63K合金的自腐蚀电压(-1.71V)略高于铸态合金(-1.731V)。电化学阻抗谱的测试结果证实合金在不同状态下腐蚀机制的类似性只是腐蚀速率有所不同,合金在T4态下的阻抗很小可以忽略,而铸态和T6态下的阻抗达到103Ω·cm2。Chang等[30]对Mg-xGd-3Y-0.4Zr(x=6、8、10、12(质量分数))合金225℃峰值时效条件下的腐蚀行为进行了分析,烟雾腐蚀和电化学测量结果表明,随着Gd含量的增加,合金的耐蚀性变差;但当其含量达到10%时,进一步提高Gd含量,反而提高了耐蚀性。其腐蚀产物主要由大量直立于试样基底表面的细小片状相组成,且随着Gd含量的增加,腐蚀膜(富Gd和Y)的致密性下降。极化曲线测试表明,GW63K和GW83K合金的自腐蚀电位高于GW103K和GW123K合金对应的自腐蚀电位。
镁合金由于标准电极电位低,致使其耐蚀性较差,并且镁合金的表面膜疏松多孔,无法阻止腐蚀行为的继续进行,导致其不适用于大多数的腐蚀性环境。因此,研究高强耐热Mg-Gd-Y系合金的腐蚀行为,为该系合金向更多领域的推广具有极其重要的参考价值。Mg-Gd-Y系合金在达到高强耐热性能的同时应进一步关注其耐蚀性,为将来该系合金在航空航天及深水环境中的应用开辟新途径。
6 冷却速度对Mg-Gd-Y系合金组织的影响
当前对Mg-Gd-Y系合金的研究主要集中在新材料的开发方面,而相关材料的性能测试工作都是基于冷却速度较快的金属型进行的。尚未见到有关冷却速度较慢的砂铸Mg-Gd-Y组织性能研究的报道。笔者率先采用砂型差压铸造成型方法生产了Mg-Gd-Y合金大型舱体,并对砂铸条件下合金的组织性能进行了研究分析,发现冷速较慢条件下砂铸件的合金组织与金属模的合金组织有较大的差别,见图6。
比较图6 (a)和 (b)可以确定Mg-Gd-Y-Zr合金为组织敏感性合金,在成分相同的情况下,金属模条件下得到的组织,其平均晶粒尺寸为27μm,而砂模条件下的平均晶粒尺寸为71μm,冷却速度极大地影响了合金凝固过程中晶粒的形核和生长。与金属模相比,砂模合金中第二相的含量略有减少。
7 结束语
Mg-Li合金高性能研究进展 篇3
在低密度的合金领域中, 镁合金占有着重要的地位。轻质性, 功能性, 应用性, 是目前对新型材料提出的三大特点和要求。Mg-Li合金作为密度最低的金属结构材料, 称超轻合金, 是一类具有巨大发展潜力的材料, 然而, Mg-Li合金由于其强度低、抗腐性和热稳定性差, 也成为影响Mg-Li合金应用的主要瓶颈。
1 高强镁锂合金
高强超轻的镁锂系合金的开发是镁合金研究的热点之一。从20世纪40年代起, 美国开始大规模合作研制Mg-Li合金, 并前后成功开发了LAZ933合金和LAl41合金, 且这两种材料分别被用于制造军用装甲车和航空部件。近些年来, 为获得高绝对强度、高比强度的镁锂合金, 不少研究者从材料的成分设计和制备镁锂基复合材料等角度出发, 取得了一定的研究成果。
1.1 合金化高强镁锂合金
在镁锂合金中加入一些合金元素, 是提高合金强度的一种方法, 如表1所示, 为部分近年来镁锂合金在合金化方面研究的力学性能数据。
在Mg-Li合金中加入其他合金元素, 一方面可以通过固溶强化和时效处理在基体内形成弥散析出的强化相来提高强度;另一方面, 加入的合金元素与基体元素形成金属间化合物, 提高Mg-Li基合金的蠕变抗力。
1.2 镁锂基复合材料
从20世纪80年代中期人们开始Mg-Li基复合材料的研究。目前已发表的文章来看, Mg-Li基复合材料达到的比强度、抗拉强度在镁锂合金体系中是最高的, 如表2所示, 为部分近年来镁锂合金在复合材料方面研究的力学性能数据。
目前镁锂合金研究已取得了一定的进展, 在未来的发展方向上也主要是以目前的这些研究方法为基础, 进一步使方法更加成熟、稳定, 同时采用多元化方法, 综合提高材料性能。所以将来的应用方向可能是, 采用多元素合金化的基体合金、合适的成形工艺来制备性能优异的复合材料。
2 高稳定镁锂合金
镁锂合金的稳定性较差, 所以在制备高性能镁锂合金时, 如何提高其稳定性是需要考虑的一个方面。目前许多研究表明, 在通过多元合金化的方法, 可提高镁锂合金强度, 但是塑性会降低, 尤其是性能的稳定性变差, 在较高的温度甚至室温下易出现“过时效”现象。
在提高镁锂合金强度的稳定性研究中, 不少研究者发现稀土在改善材料力学性能稳定性方面能起到积极的作用。Tanno等对Mg-8%Li中添加稀土元素之后的性质进行了研究, 结果发现与其它强化元素不同, 添加稀土元素不会产生过时效, 这表明稀土元素能够提高Mg-Li合金的热稳定性, 并能通过时效处理获得高温下的强度, 但塑性仍有降低。刘滨研究Ce对Mg-Li-Al合金强度的影响, 发现合金加入Ce后耐热性得到改善。Wang T还重点研究了Ce对Mg-Li-Al系合金时效硬化的影响, 研究表明Ce加入到Mg-8.5Li-3Al合金后, 起到了抑制时效硬化相Mg Li2A1和时效软化相A1Li相生成的作用。除了稀土能提高合金性能稳定性, 近年来研究结果表明, 通过陶瓷纤维及颗粒复合强化制备的镁锂复合材料, 在提高材料强度的同时, 也可改善其组织及性能的稳定性。
3 前景展望
Mg合金 篇4
作者最近的研究发现,Mg-10Y(质量分数/%,下同)合金是一种很有发展前途的耐热镁合金基体材料,其在铸态下的室温抗拉强度可达200MPa,高于铸态Mg-2La合金(105MPa)和Mg-2Nd合金[9]、时效态Mg-3Nd合金(155.8MPa、177.9MPa)以及铸态、挤压态、时效态Mg-3Sm合金(109.97MPa、169.58MPa、187.54MPa)[10]。但是,Mg-10Y合金的高温强度并不理想,原因是在较慢的冷却速度下,强化相Mg24Y5较粗大且呈网状和块状分布,即使在固溶时效处理后,获得的Mg24Y5相仍很粗大,从而恶化合金的力学性能。如何细化Mg24Y5相以及合金的基体组织,就成为进一步提高合金力学性能的关键。关于稀土对镁合金组织细化作用的研究较多[11,12,13,14],但是其中关于Sm的应用研究却很少见[15,16]。本工作研究了稀土元素Sm加入Mg-10Y合金后对显微组织的细化作用和对力学性能的影响作用,旨在为耐热镁合金的研究和开发提供思路和依据。
1 实验
研究用的两种合金为Mg-10Y和Mg-10Y-0.5Sm,所用原材料为纯镁(纯度为99.98%)、Mg-Y中间合金(Y含量为24%)和Mg-Sm中间合金(Sm含量为25%)。合金熔炼在感应炉中进行,采用高纯刚玉坩埚,通入CO2 +1%SF6混合气体进行保护。合金熔化后在750℃浇注到金属型铸模中,取自铸锭的试块用MgO粉覆盖,进行固溶(540℃,6h)+时效(250℃,2h)处理。
拉伸实验在AG-I 250kN精密万能试验机上进行,拉伸试样的标距尺寸为ϕ5mm×25mm,拉伸速度为1mm/min,实验温度为室温(25℃)和高温(200~350℃)。采用X射线衍射仪(XRD)对合金物相进行分析,采用Olympus光学显微镜(OM) 对合金显微组织进行观察,采用JSM-5610LV扫描电镜(SEM)及其所带能谱仪(EDS)对析出相的形貌和成分进行观察和分析。
2 结果与分析
2.1 显微组织
Mg-10Y和Mg-10Y-0.5Sm合金的显微组织见图1。Mg-10Y合金的铸态组织由固溶体、呈网状分布的α-Mg基体及分布在α-Mg基体上的共晶组织α+Mg24Y5组成,Mg24Y5相沿晶界呈网状或块状分布且尺寸较大,如图1(a)所示。随着0.5%Sm的加入,合金的显微组织发生了两点明显的变化:(1)合金的晶粒大小变得更加均匀,平均晶粒尺寸减小;(2)Mg24Y5相的形貌得到改善,由粗大的网状或块状变为细小的条块状,同时分布也更趋均匀、弥散,如图1(b)所示。将铸态试样进行固溶时效处理后,Mg24Y5相的形貌得到进一步的改善,由细小的条块状变为细小颗粒状,同时分布更加均匀、弥散,如图1(c)所示。
2.2 析出相
时效态Mg-10Y-0.5Sm合金的XRD分析结果见图2。可见,Sm加入后,合金中仍然只有Mg基体和Mg24Y5相,与基体合金相比,合金中没有产生含Sm的新相。分析原因,可能是Sm的加入量较少(0.5%),而Sm在Mg中的固溶度又较大(540℃时为5.7%,200℃时为0.4%[16]),加入的Sm全部溶入了Mg基体,所以没有含Sm的新相产生。
图3为时效态Mg-10Y-0.5Sm合金组织的SEM形貌及EDS分析结果,可以看出,颗粒状化合物由Mg,Y两种元素组成,但其原子比与Mg24Y5不相符,其中的Y含量也远远低于Mg24Y5相中的Y含量,分析原因,EDS分析可能受到了α-Mg基体的影响。结合合金的XRD分析结果(图2),该合金组织中存在α-Mg和 Mg24Y5两相。因此,可以判定在含Sm的Mg-10Y合金组织中出现的颗粒状相为Mg24Y5化合物。
根据以上结果,对于稀土元素Sm细化合金晶粒的作用可以这样理解:Sm是一种表面活性元素,加入Mg-10Y合金后,在合金的凝固过程中,除了一部分Sm溶入Mg基体以外,还有一部分Sm易富集于固/液界面前沿,在结晶界面前沿造成成分过冷,促进基体晶粒的均质形核,阻碍Mg24Y5相的长大,从而细化晶粒。此外,凝固过程中析出的高熔点化合物Mg24Y5能阻碍α-Mg晶粒的长大,也有利于晶粒的进一步细化。
2.3 力学性能
表1为时效态Mg-10Y和Mg-10Y-0.5Sm合金在室温和高温下的力学性能测试结果。由表可知,Sm的加入对合金的力学性能产生了显著的影响,室温下合金的力学性能变化不大,高温下合金的力学性能尤其是抗拉强度有了较大的提高,使合金的使用温度由原来的250℃提高到了350℃,整整提高了100℃。值得注意的是,加入Sm后合金的抗拉强度在200~300℃之间出现了随温度升高而升高的反常现象,具体原因还有待于进一步研究。
力学性能的改善可归结为如下原因:(1)晶粒细化作用。根据Hall-Petch公式和改进的Taylor理论可知,具有较少滑移系的六方结构金属(如镁)的晶界对晶粒的滑移变形具有强烈的阻碍作用,因此,与铝合金相比,镁合金晶粒尺寸的大小对强度的影响更大,细化镁合金的晶粒可显著提高其力学性能;(2)Mg24Y5相的弥散强化作用。在Mg-10Y合金中加入Sm后,铸态组织中的Mg24Y5相由粗大的网状和块状变为细小的条块状,且分布更趋均匀,有利于热处理组织的改善,在后续的时效处理过程中,Mg24Y5相转变为细小、均匀、弥散分布的颗粒相,不仅可大大减弱对基体的割裂作用,而且可阻碍位错的运动和晶界的滑移,从而对合金起到强化作用;(3) Sm的固溶强化作用。加入的Sm由于含量少,没有形成含Sm的新相,而是全部固溶入了Mg基体,起到固溶强化作用,从而有效地强化了基体。
3 结论
(1)加入0.5%的Sm后,Mg-10Y合金的显微组织得到明显细化,Mg24Y5相转变为细小、弥散分布的颗粒状,没有含Sm的新相生成,加入的Sm全部溶入了α-Mg基体。
Mg合金 篇5
1 热处理工艺简介
在接触线生产工艺的铸造上引阶段由于合金在结晶器中的不平衡结晶, 造成镁在合金杆材表面偏析。在随后的冷加工工艺阶段, 由于合金成分分布不均造成合金杆材表面受力不均, 最终生产出的接触线产品表面呈“鱼鳞”状 (如图1所示) , 形成报废产品。另外, 铸造上引出的合金杆坯晶粒组织粗大, 而后期的冷加工变形对晶粒的细化作用也非常有限。粗晶的接触线在做产品的抗拉强度和弯折等重要机械性能试验时, 由于晶界少而造成应力的集中, 当达到材料的屈服极限时就会造成断裂, 从而对电气化机车造成严重的安全隐患。
1.1 工艺流程图 (如图3)
2 热处理工艺试验
首先通过上引连铸炉生产镁含量在0.6%的Φ30无氧铜镁合金杆坯。通过巨拉机将Φ30的铜镁合金杆坯拉拔到Φ19.5, 然后在热处理炉中分别以550℃5h、580℃5h、610℃5h进行热处理。 (热处理前先把热处理炉抽成真空, 然后充入氮气作为保护气体, 防止合金杆坯氧化) 。
2.1 晶粒细化
通过对比不同温度热处理产品显微组织发现, 不同温度的热处理对铜镁合金杆坯晶粒组织都有一定的细化作用, 其中580℃5h热处理效果最佳。 (如图2)
通过产品金相可以发现, 其平均晶粒尺寸在15μm左右, 符合铁道部要求的小于30μm要求。
2.2 主要性能
通过对产品的主要机械性能检测发现, 三种热处理温度的产品性能均高于“中华人民共和国铁道行业标准”, 其中580℃5h性能最佳。 (如表1)
3 结论
经过热处理, 粗大的原始的铸态组织发生再结晶, 细化了晶粒组织、达到细晶强化。同时, 通过不同的热处理温度发现580℃5h的热处理温度和保温时间最佳, 产品晶粒细化最好, 各项性能指标最优。
摘要：文章通过不同的热处理工艺来研究热处理对Cu-0.6Mg合金性能的影响, 并从微观的角度分析了合金偏析消除机理和抗拉强度趋于稳定的原因。结果表明, 合金在580℃保温5个小时, 合金偏析消失, 抗拉强度等力学性能趋于稳定;金相组织研究表明, 处理后的合金晶粒细化, 而使得合金在偏析消失的同时, 抗拉强度等力学性能得到改善。
关键词：Cu-0.6Mg,热处理,偏析,晶粒细化
参考文献
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[2]葛继平.Cu-Ag-Cr合金线拉形变过程[J].中国有色金属学报, 1998, 8 (SI) :159-163.
Mg合金 篇6
由于铝的密度小、易于熔炼,并且可以与镁形成有限固溶体,所以至今铝仍然是镁合金中应用最多的合金元素。如何使Mg-Al系镁合金的综合性能进一步改善,是某些既需求高性能又希望低成本的行业所关注的。在工业生产中,镁合金中铝的含量一般不超过10%,10%的Al含量虽然在最大溶解度范围之内,但在非平衡凝固条件下,由于铝在α-Mg固溶体中扩散速度缓慢,导致显著的成分偏析,形成了网状α-Mg+β-Mg17Al12共晶组织[1]。β-Mg17Al12相作为Mg-Al合金的强化相,对镁合金具有良好的弥散强化和沉淀强化的作用,但是当β-Mg17Al12相形成网状时将对α-Mg基体产生很大的割裂作用,严重影响Mg-Al合金的力学性能;而且β-Mg17Al12相熔点低(437℃),高温下易软化,无法抑制晶界滑移,导致Mg-Al系镁合金耐热性很差。
通过添加合金元素,细化晶粒,引入增强相是提高镁合金综合力学性能的一条有效途径。稀土元素可以显著提高镁合金的高温力学性能[2],但是稀土资源相对较少,价格昂贵,且难以回收,使其在应用上受到很大的限制。高热稳定性的Mg3Sb2是Mg-Al系镁合金中一种很有效的室温及高温强化相。Yuan G Y等[3]的研究表明,经Sb合金化后,AZ91镁合金的显微组织细化,在晶界处出现了大量的Mg3Sb2强化相,这种强化相在晶内也有少量分布,且此强化相在固溶处理过程中几乎不溶解,表明其热稳定性远高于Mg17Al12相。在高温蠕变过程中,晶界处的强化相可以有效地阻碍晶界滑动;同时,在晶内分布的少量强化相也可以有效地阻碍位错运动。上述两方面的共同作用显著提高了AZ91D合金的耐热性能。目前对于添加合金元素强化AZ91D的研究已经有很多报道,但对Al含量大于10%的高铝镁合金的强化报道较少。
本实验在Mg-10Al合金中添加廉价的Sb,通过调整合金元素的成分比例,在改善其室温力学性能的同时,重点使其在高温下保持高强度并具有优良的塑性。
1 实验
实验用99.8%纯镁锭、99.9%纯铝锭和99.9%纯锑颗粒,配置Mg-10Al-xSb镁合金,其化学成分如表1(质量分数,%)所示。镁合金熔炼试验在SXZ-5-2电阻炉中进行,使用涂刷BN的不锈钢坩埚,一次装炉量400g,熔炼温度为700℃,熔炼时先加入镁锭和铝锭,用RJ-2熔剂保护。待完全熔化后添加不同含量的纯锑(0.3%~0.8%),搅拌1min并且保温5min。然后将温度升至740℃,加入精炼剂RJ-2,搅拌2min并且保温20min。待温度降至700℃,扒渣,最后浇入Φ20mm×150mm的圆柱形金属模中。在距金属模试样底部25mm处截取金相试样,利用Nikon金相显微镜和JSM-6700F扫描电镜进行组织观测;利用WDW-100KN型电子万能试验机进行室温及高温拉伸试验,并用SM-6700F扫描电镜观察拉伸断口形貌。
2 结果与分析
2.1 Sb含量对铸态Mg-10Al合金组织的影响
图1为不同Sb含量的铸态Mg-10Al合金的金相组织照片。从图1(a)可以看出,铸态Mg-10Al显微组织由蔷薇花状初晶α-Mg和网状α-Mg+β-Mg17Al12共晶两部分组成,初晶α-Mg的晶粒比较大。加入0.3%Sb后,合金中初晶α-Mg晶粒明显变小,如图1(b)所示。当加入0.5%Sb时,α-Mg的晶粒进一步细化(见图1(c))。当加入0.8%Sb时,α-Mg的晶粒没有明显变化(见图1(d))。
图2显示了随着Sb含量的增加,Mg-10Al中α-Mg+β-Mg17Al12共晶和Mg3Sb2形态的变化规律。由图2可见,加入Sb后生成了新相,呈针状弥散分布在晶界中,并且网状α-Mg+β-Mg17Al12共晶被破坏。随着Sb含量的增加,针状物逐渐增多,当Sb含量达到0.5%时,α-Mg+β-Mg17Al12共晶组织呈不连续弥散分布,当Sb含量为0.8%时,针状物明显粗化并且α-Mg+β-Mg17Al12共晶组织变得粗大。
对生成的新相针状物进行EDS能谱分析,结果表明,组成新相的元素n(Mg)/n(Sn)≈1.5,与Mg3Sb2相吻合;XRD分析表明,Mg-10Al-xSb由α-Mg、Mg17Al12和Mg3Sb2三种相组成,这与EDS能谱分析结果一致,可以确定针状物为Mg3Sb2,如图3所示。根据Mg-Al二元合金相图[4],Mg-10Al合金开始凝固时,初晶α-Mg首先析出,然后将多余的Al原子排入剩余液相中,使得液相很快达到共晶成分,当凝固温度达到共晶温度时,形成α-Mg+β-Mg17Al12共晶组织。加入Sb后,根据Mg-Al-Sb三元相图[5],Mg3Sb2相在合金液结晶过程中首先析出,由于Mg3Sb2的低指数晶面(0001)面与Mg的低指数晶面undefined面错配度为δ=13.09%<15%,所以Mg3Sb2相基本满足在衬底上形核的条件[5]。在凝固过程中一部分满足条件的Mg3Sb2相成为α-Mg的形核衬底,另一部分不能作为形核衬底的Mg3Sb2相富集在固液界面前沿,阻碍Al原子的排出,进一步阻碍α-Mg相和Mg17Al12相的长大。以上两方面原因使得加入Sb后合金的基体组织细化,共晶网被破坏并趋于弥散。当加入过量的Sb后,形成过多粗大的Mg3Sb2相,相对增加了Al的含量,同时由于成分过冷,使得α-Mg+β-Mg17Al12共晶组织粗化。
2.2 Sb含量对铸态Mg-10Al室温力学性能的影响
图4为不同Sb含量的铸态Mg-10Al的室温应力-应变曲线。从图4中可以看出,当Sb含量从0上升到0.5%时,合金的屈服强度和抗拉强度都呈升高趋势;加入0.8%的Sb后,合金的抗拉强度有所下降。随着Sb含量的增加,合金的伸长率先升高后降低,当加入0.5%Sb时,合金的伸长率达到最高值3.3%。可见加入适量Sb可以提高合金的屈服强度、抗拉强度和伸长率。
分析认为强度提高的原因是α-Mg晶粒细化和共晶组织弥散(图1、图2)。晶粒细化使晶界增多,可以有效阻碍位错的运动,裂纹不易产生也不易传播,在断裂过程中吸收了更多的能量,因而提高了合金的力学性能。镁合金的强度和晶粒尺寸的关系可用Hall-Petch公式来表示[6]:
σ0.2=σ0+kd-0.5 (1)
式中:σ0.2为材料的屈服强度,σ0为常数,k为表征晶界对材料屈服强度影响程度的系数,d为晶粒平均直径。由式(1)可知,晶粒细化可以提高合金的室温强度。Mg17Al12相为硬质相,连成网状将会大大降低合金的力学性能。加入Sb后,可以有效改善共晶组织的网状结构,使其弥散,从而提高合金的力学性能。
随着Sb的添加,合金的晶粒显著细化,共晶组织弥散,拉伸时塑性变形比较均匀,可分散在更多的晶粒内进行,使得合金的伸长率升高。加入0.8%的Sb后,由于Mg3Sb2相和共晶组织粗化,对基体的割裂作用导致合金的力学性能有所下降。
合金在拉伸过程中未发生明显的缩颈现象,所以合金属于脆性断裂。室温下合金的拉伸断口形貌如图5(a)和(b)所示,合金的断口形貌具有许多小镜面和河流花样组成的解理面,并且具有明显的解理台阶,属于解理断裂。当Sb含量为0.5%时,断口的河流花样呈放射状,撕裂棱增多并且有二次裂纹,属于准解理断裂。这也说明Sb含量为0.5%时伸长率较高。
2.3 Sb含量对铸态Mg-10Al高温力学性能的影响
图6为不同Sb含量的铸态Mg-10Al在150℃的应力-应变曲线,合金的屈服强度、抗拉强度和伸长率都随着Sb含量的增加先升高后降低。当Sb含量为0.5%时,合金的高温力学性能最好,合金的抗拉强度和伸长率分别为178MPa和17%,比Mg-10Al提高了30%和90%;与室温相比合金的抗拉强度和屈服强度都没有下降,说明加入适量Sb能够明显提高合金的高温性能。镁合金的耐热性与镁合金第二相的热稳定性有直接关系,而β-Mg17Al12相熔点低(437℃),高温下易软化,所以Mg-10Al的高温性能很差。加入Sb后,形成高熔点的Mg3Sb2相(1228℃)分布在晶界中,在150℃拉伸时能起到很好的钉扎作用,阻止晶界的滑移,使合金在较高温度下仍然具有较高的力学性能[7]。但是当Sb含量增加到0.8%(质量分数)时,Mg3Sb2相粗化使割裂作用大于钉扎作用,导致合金高温力学性能下降。
从图5(c)和(d)的拉伸断口形貌可以看出,150℃时合金断口形貌有明显的凹凸感,属于沿晶断裂。当加入0.5%(质量分数)Sb时,合金的断口形貌出现许多韧窝,塑性明显增强,与拉伸曲线得出的结论一致。
3 结论
(1)Mg-10Al中加入适量Sb后,生成了Mg3Sb2相,使α-Mg初晶被细化,共晶组织的网状结构改善,并趋于弥散。当Sb含量过多时,共晶组织反而又明显粗化。
(2)加入Sb后,由于合金晶粒细化和共晶组织弥散化,使得合金的室温屈服强度、抗拉强度和伸长率提高,但加入过量Sb后合金室温力学性能下降。
(3)加入Sb后,可以有效提高Mg-10Al的高温力学性能,Mg-10Al的屈服强度和抗拉强度可以维持到150℃。
(4)当Sb含量为0.5%时,Mg-10Al具有优良的室温和高温力学性能。
摘要：研究了不同Sb含量的Mg-10Al合金的微观组织及在室温和150℃高温下的力学性能。结果表明,加入适量的Sb,Mg-10Al合金中生成了弥散分布的针状Mg3Sb2相,α-Mg初晶显著细化,抑制了网状共晶组织的形成。当Sb含量为0.5%(质量分数)时,组织细化效果最佳。随着Sb含量的增加,室温及高温下合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率先升高后降低,均在Sb含量为0.5%(质量分数)时获得最佳综合性能。Mg-10Al-0.5Sb合金在150℃的抗拉强度为180MPa、伸长率为19%,比Mg-10Al合金分别提高了30%和90%。此外,在150℃条件下,含Sb合金仍保持了与其在室温下相当的强度,而未添加Sb的Mg-10Al合金的强度则明显下降。
关键词：Mg-10Al高铝镁合金,Sb,微观组织,高温力学性能
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Mg合金 篇7
1 微量Y对Mg-Al系合金组织的影响及细化机理
1.1 Y在Mg-Al系合金中的存在形式
根据Mg-Y二元相图[18], Y在Mg中的最大固溶度为12.4%, Mg-Y二元合金中主要强化相为Mg24Y5 (熔点620℃) 。研究表明[19], 当钇加入量低于2%时, Mg-Y二元合金的铸态组织为单相α-Mg。当钇含量达到1.5%以上时, 组织中将会出现共晶组织。随着钇含量的增加, Mg-Y二元合金铸态晶粒尺寸减小, 说明钇具有细化镁铸态组织的作用。然而, 当Y加入到Mg-Al系合金中后并没有生成Mg-Y化合物或Mg-Al-Y三元化合物, 或Mg-Zn-Y合金中常出现的准晶I-相 (Mg3YZn6) 或w-相 (Mg3Y2Zn3) [20], 而是与Al 结合形成了高熔点的Al-Y化合物新相。对新相的EDS和XRD分析表明, 这些含Y相为Al2Y[2,3,4] (见图1) 和Al6Mn6Y[3] (见图2) 。元素间形成化合物的难易程度, 可根据它们的电负性差值来判断, 元素间电负性差值越大, 形成金属间化合物越容易。Y与Al间的电负性差值为0.3, 明显大于Y与Mg间的电负性差值0.1, 故Y应与Al形成金属间化合物Al2Y[9]。
1.2 微量Y对Mg-Al系合金组织的影响
许多学者研究了Y对AZ91[2,3,4,5,6]、AZ81[7]、AZ61[8,9]、AM60[10,11]和AZ31[12,13,14]等Mg-Al系合金组织的影响, 结果表明, 当Y含量低 (一般低于0.9%) 时, 铸态组织得到细化, 晶粒尺寸变得细小, 晶界上网状分布的强化相β逐渐变为断续、弥散分布的骨骼状, 并且数量减少, 同时有针状或颗粒状稀土相Al2Y存在 (见图3) ;随着Y含量 (一般大于1.0%) 的增加, 铸态组织粗化, 晶界变得粗大, 稀土相Al2Y增多、粗大并呈多边形, 同时有偏聚的倾向。
1.3 含钇Mg-Al系合金的细化机理
Y对合金组织细化的原因可归结为2点[3,4,5,6,7,8,9,10,11,12,13,14]:一是加入Y后, 生成新的稀土相, 起到了非均质形核作用;二是加入Y后, 凝固过程中受扩散动力学的限制, 稀土元素在固/液界面富集, 增加了合金成分过冷, 导致结晶方式改变, 同时新生稀土相在晶界分布, 阻碍了晶粒生长, 同时也阻碍了β相的长大, 从而显著地细化了镁合金的枝晶组织。而对于原因一, 有不同的观点, 有研究[3,4,5,6,7,10]认为, 生成的含Y稀土相熔点较高, 当合金凝固时将首先结晶析出, 随着温度的降低, 弥散分布的析出相可作为基体相的异质核心, 起到非均质形核作用。然而, 有研究[8,14]认为, Al2Y为立方晶体结构, 晶格常数a= 0.786×10-9m, 而Mg的晶格常数a= 0.323×10-9m, c= 0.520×10-9m, 根据金属结晶原理中晶粒形核核心的“尺寸结构相匹配原则”, Al2Y相很难成为Mg基体凝固时的异质核心。至于生成新的稀土相究竟能不能起到非均质形核作用, 需要做更深入的试验研究来进行验证。
2 微量Y对Mg-Al系合金力学性能的影响
2.1 对室温力学性能的影响
Y加入到AZ91[2,3,4]、AZ61[8,9]合金中后, 合金的强度和伸长率随Y含量的增加而提高, 添加0.9%Y时综合力学性能最佳, 随Y含量的继续增加, 性能反而下降。这是由于Y含量低于0.9%时, 基体组织得到细化, β相形态得到改善、数量减少, 另外, Y的固溶强化作用和Al2Y颗粒相的弥散强化作用共同导致了合金综合力学性能的提高。而当Y含量超过0.9%时, 由于Al2Y相在合金液凝固过程中易偏聚, 造成合金中组织和成分的不均匀, 引起应力集中;另外, 合金液中Al与Y的大量结合, 室温下起强化作用的β相数量减少;再次, 由于高熔点Al2Y相在合金共晶反应初期就已经形成, 大量尺寸较大的Al2Y相势必提高合金液的粘度, 造成流动性下降, 使凝固组织中的夹杂物增多, 也在一定程度上降低了合金的力学性能[2,3] (见图4) 。Y对AZ31性能的影响是:随着Y含量的增加, 其抗拉强度、伸长率和冲击韧度先升后降, 添加0.9%Y时性能最佳[14]。而Wang[4]的研究表明, AZ91的伸长率和冲击韧度随着Y含量的增加而降低, 这是由于析出硬化和固溶强化的缘故 (见图5) 。
2.2 对高温力学性能的影响
随着镁合金的日益广泛应用, 对镁合金的性能提出了越来越高的要求, 特别是高温应用场合, 对镁合金的高温力学性能也提出了相应要求。对大多数镁合金而言, 随着温度的升高, 抗拉强度和屈服强度急剧下降, 而伸长率显著增加。Y能明显改善Mg-Al系合金的高温性能[2,4,7]。李金锋[2]的研究结果表明, Y能明显提高合金的高温力学性能, 如200℃时AZ91的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别只有102MPa、79MPa和5.83%, 而加入0.9%Y后, 分别提高了35.3%、40.5%和34.4%, 达到138MPa、111MPa和7.82% (见图4) , 其性能的提高主要得益于Y的固溶强化作用和Al2Y颗粒相的弥散强化作用。这些弥散分布在晶界上的Al2Y颗粒相比AZ91合金晶界上β相的热稳定性高得多, 在高温条件下能对相邻晶粒的移动起到钉扎作用, 有效阻碍了高温下晶界和位错的移动。Y与Al的结合减少了β相的数量, 因而也提高了合金的高温性能。合金中Y含量过高时, 铸态组织中出现大量分布不均匀的Al2Y团聚物, 削弱了Al2Y颗粒相在组织中的弥散分布, 降低了颗粒相高温下的弥散强化作用, 并造成合金显微组织和成分的不均匀, 易引起应力集中, 导致合金高温性能下降。
3 微量Y对Mg-Al系合金铸造性能的影响
铸造性能是铸造合金能否获得优质铸件的主要性能之一, 而流动性和收缩性则是表征合金铸造性能好坏的关键。在铸型条件及浇注温度一定时, 合金的流动性主要由合金的化学成分、凝固温度、夹杂物含量及合金的热物理性能决定。张诗昌等[15]研究了Y对AZ91镁合金流动性和凝固组织影响。结果表明, 随Y含量增加, AZ91合金流动性先增后降。加入约1%Y后, 合金可获最好的流动性, 这是由于Y对合金液具有良好的净化作用, 同时使初生相α-Mg明显细化, 并使合金共晶组织产生离异。含Y镁合金的这种良好铸造性能可提高铸件质量, 从而大大提高铸件成品率。
4 微量Y对Mg-Al系合金耐腐蚀性能的影响
影响镁合金腐蚀的因素及腐蚀过程是复杂的, 有材料本身的原因, 也有环境的作用。为了提高镁合金耐蚀性能, 通过改变合金元素的成分, 进而影响合金的组织是一种简单且行之有效的方法。在AZ91中加入Y后, 随着Y含量的增加, 合金的耐腐蚀性不断提高, 含量为1.52%Y合金耐腐蚀性最好, 这是因为加入Y后, 一方面Y与Al反应生成耐蚀性的Al2Y, 减少了β相的生成量, 降低了合金自身的电偶腐蚀;另一方面使基体组织细化, β相碎断, 在晶界上分布更均匀, 且新生成的耐腐蚀的稀土相亦在晶界处分布, 因此合金的耐蚀性提高[5,16]。
对压铸AZ91镁合金耐蚀性的研究[17]表明, 在相同浓度及温度的NaCl腐蚀介质中, 压铸AZ91+1%Y合金的腐蚀界面比较平整, 腐蚀速率较为均匀, 明显低于AZ91合金, 而AZ91合金腐蚀速率不均匀, 在腐蚀表面有较多的腐蚀深坑。β相对合金腐蚀过程的影响具有双重性, 一方面, β相可以阻碍合金相的腐蚀过程;另一方面, β相是阴极相, 与α相组成原电池, 增加产生电偶腐蚀的几率。减少β相可有效降低合金的腐蚀速率, Y与Al形成Al2Y, 降低了合金中β相的数量, 对提高合金的耐腐蚀性能有利。XPS分析结果表明, AZ91+1%Y合金腐蚀试样中存在Y的氧化物, 可起到钝化保护膜作用, 从而提高合金耐腐蚀性。
5 微量Y与其它元素的复合加入对Mg-Al系合金组织和性能影响
几种元素复合加入到合金中, 不仅可以减少添加量、降低生产成本, 而且可以发挥复合效应, 提高合金的性能, 这是在合金生产中常用的方法之一。研究表明, Y和Ce复合加入到AZ91D[21]、AM50[22]镁合金, 能明显细化组织晶粒, 从而改善合金在室温和高温下的力学性能。AZ91合金在加Ca的基础上再加入微量的Y, 使合金组织进一步细化。Y含量较少时, 使合金的抗拉强度进一步提高。但是随着Y含量的增加, 形成粗大的Al2Y相, 割裂了合金基体从而使抗拉强度降低[23]。稀土元素Y、Nd的复合加入可以明显细化AZ81[24,25,26]、AM60[27,28]镁合金的显微组织, 减少β相的析出, Y、Nd与Al形成的高温相Al2Y、Al2Nd以及Y和Nd的固溶强化作用可有效改善镁合金的室温及高温力学性能。
6 结束语