佘慶元１,２,嚴(yán)紅革１,２,陳吉華１,２,蘇斌１,２,陳潮１,２,陸梅１,曹夢馨１,余浪１

(湖南大學(xué)１．材料科學(xué)與工程學(xué)院;２．噴射沉積技術(shù)及應(yīng)用湖南省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,長沙４１００８２)

摘　要:對鑄態(tài)MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn(x 分別為０,０．３,０．６,０．９,質(zhì)量分?jǐn)?shù)/％)合金進(jìn)行了３３０℃×

２４h＋４００℃×２h的均勻化處理,然后在應(yīng)變速率為９．１s－１條件下軋制成厚度為２mm 的合金

板,研究了錫添加量對鑄態(tài)和軋制態(tài)合金顯微組織和拉伸性能的影響.結(jié)果表明:錫的添加可以細(xì)

化試驗(yàn)合金的鑄態(tài)及其均勻化處理后的顯微組織,并形成高熔點(diǎn)Mg２Sn相,促進(jìn)后續(xù)軋制過程中試

驗(yàn)合金的動態(tài)再結(jié)晶并細(xì)化晶粒;經(jīng)軋制后,試驗(yàn)合金的拉伸性能優(yōu)于其鑄態(tài)的,且隨著錫含量的增

加,軋制態(tài)合金的強(qiáng)度與塑性呈先上升后下降的變化趨勢,其斷裂形式從準(zhǔn)解理斷裂逐漸向延性斷裂

轉(zhuǎn)變;MgＧ５ZnＧ１MnＧ０．６Sn合金的拉伸性能最佳,其抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為３３７MPa和２１％.

關(guān)鍵詞:MgＧZnＧMnＧSn合金;動態(tài)再結(jié)晶;顯微組織;拉伸性能

中圖分類號:TG１４６．２　　　文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A　　　文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１７)０５Ｇ０００１Ｇ０６

InfluenceofSnonMicrostructureandTensilePropertyofMgＧ５ZnＧ１MnAlloy

SHEQingyuan１,２,YAN Hongge１,２,CHENJihua１,２,SUBin１,２,CHENChao１,２,LU Mei１,CAO Mengxin１,YULang１

(１．SchoolofMaterialsScienceandEngineering;２．TheKeyLaboratoryofSprayDepositionTechniqueandApplicationofHunanProvince,HunanUniversity,Changsha４１００８２,China)

Abstract:TheasＧcastMgＧ５ZnＧMnＧxSn(x＝０,０．３,０．６,０．９,massfraction/％)alloyswerehomogenizedwithprocessof３３０ ℃×２４h＋４００ ℃ ×２h,andthenrolledinto２ mmthickalloyplatesatthestrainrateof９．１s－１．TheinfluenceofSnadditiononthemicrostructuresandtensilepropertiesofasＧcastandasＧrolledalloyswasstudied．TheresultsshowthattheSnadditioncanrefinethemicrostructureoftheasＧcastalloysandhomogenizedalloys,leadingtotheformationofthe Mg２Snphasewithhigh meltingpoint,whichcanpromotethedynamicrecrystallizationandrefinethegrainsizeduringthesubsequentrollingprocess．Afterrolling,thetensilepropertyof

thetestedalloywasbetterthanthatofasＧcastalloy．MeanwhilewiththeincreaseofSncontent,thestrengthand

plasticityofasＧrolledalloyfirstincreasedthendecreased,andthefracturemodetransformedfromquasiＧcleavage

fracturetoplasticfracture．ThetensilepropertyofMgＧ５ZnＧ１MnＧ０．６Snalloywasthebestwiththetensilestrength

andelongationof３３７MPaand２１％,respectively．

Keywords:MgＧZnＧMnＧSnalloy;dynamicrecrystallization;microstructure;tensileproperty

０　引　言

鎂合金由于具有比強(qiáng)度和比剛度高、減振性能好、電磁屏蔽能力強(qiáng)和機(jī)加工性能良好等優(yōu)點(diǎn),廣泛

應(yīng)用于國防軍工、汽車和航空航天等領(lǐng)域[１Ｇ２].MgＧZnＧZr系合金具有較高的強(qiáng)度、良好的塑性和耐蝕性等特點(diǎn),是目前性能最優(yōu)越的高強(qiáng)變形鎂合金之一[３].與該系合金相比,MgＧZnＧMn系合金可以時效強(qiáng)化,生活工藝簡單且價格低廉,因此具有更加廣闊的應(yīng)用前景.張丁非等在３１０℃對MgＧ６ZnＧ１Mn合金進(jìn)行了擠壓變形和固溶＋雙級時效處理,顯著提高了其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度,其強(qiáng)度達(dá)到了高強(qiáng)變形ZK６０鎂合金的水平[４].然而,至今為止,尚未見有關(guān)軋制態(tài)高鋅含量MgＧZnＧMn系合金組織與性能研究的報道.

合金化是改善鎂合金力學(xué)性能的常用方法.根據(jù)MgＧSn相圖可知,高溫下錫在鎂中具有較高的固溶度,加入錫能使鎂合金產(chǎn)生明顯的時效硬化效果,顯著提高其力學(xué)性能.CHEN 等研究了錫的添加對MgＧZnＧAl合金性能的影響,發(fā)現(xiàn)錫不僅可以細(xì)化其鑄態(tài)組織,還可以抑制其共晶轉(zhuǎn)變,細(xì)化MgＧZn離異共晶組織[５].HOU 等研究了擠壓態(tài)及時效態(tài)MgＧ６ZnＧ１MnＧ４SnＧxY(x 為質(zhì)量分?jǐn)?shù)/％,下同)合金的組及性能,結(jié)果表明釔可以有效細(xì)化該合金擠壓態(tài)及時效態(tài)晶粒并提高其力學(xué)性能[６].QI等研究了錫對壓態(tài)MgＧZnＧMn合金性能的影響,發(fā)現(xiàn)隨著錫含量的增加,該合金的強(qiáng)度逐漸增大,而塑性則逐漸降[７].

此外,通過擠壓、軋制等塑性變形方法也可以有效地細(xì)化合金晶粒,提高合金性能.高應(yīng)變速率軋制是一種高效的鎂合金軋制工藝,在高應(yīng)變速率條件下,鎂合金更易發(fā)生孿生及動態(tài)再結(jié)晶,抑制裂紋

的萌生,從而提高其軋制過程中的成形性能[８].ZHU 等通過高應(yīng)變速率軋制工藝成功制備出了性能優(yōu)異的超細(xì)晶ZK６０合金[９].為了獲得高性能的MgＧZnＧMn系合金板,作者以MgＧ５ZnＧ１Mn合金為研對象,研究了錫加入量對均勻化處理前后該鑄態(tài)合金的顯微組織,以及高應(yīng)變速率軋制后合金顯

微組織和拉伸性能的影響.

１　試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)原料為工業(yè)純鎂錠、鋅錠、電解錳和錫粒,純度均在９９．９％ 以上. 按照名義成分MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn(x 分別為０,０．３,０．６,０．９)稱取原料,在４５鋼坩堝電阻爐中進(jìn)行熔煉,熔煉溫度為７６０℃,采用RJＧ２熔劑進(jìn)行熔體覆蓋保護(hù)和精煉,并使用氬氣作為保護(hù)氣體以排除氧氣的影響,鑄錠的尺寸為１２０mm×１２０mm×３００mm.用帶石墨的沙子覆蓋鑄錠防止氧化,在箱式電阻爐中進(jìn)行均勻化處理.基于前期工作,將均勻化處理工藝定為３３０ ℃ ×２４h＋４００℃×２h.將均勻化后的鑄錠分割成厚度為１０mm 的板坯,預(yù)熱至３５０ ℃保溫８min后,進(jìn)行高應(yīng)變速率軋制,一道次將板坯從１０mm軋制至２mm,變形量為８０％,軋制過程的平均應(yīng)變速率為９．１s－１.在均勻化處理前后的鑄態(tài)合金和軋制態(tài)合金上分別截取金相試樣,用過飽和苦味酸溶液(０．３g苦味酸＋１mL冰醋酸＋１．５mL水＋１０mL酒精)腐蝕后,使用LeitzMMＧ光學(xué)顯微鏡觀察其顯微組織;采用FEIQuanta２００型環(huán)境掃描電鏡(SEM)觀察鑄態(tài)及軋制態(tài)顯微組織,用附帶的能譜儀(EDS)分析微區(qū)化學(xué)成分.使用D５０００型X 射線衍射儀(XRD)進(jìn)行物相分析,采用銅靶,加速電壓為３kV,電流為２０mA,掃描速率為８(°)??min－１,掃描范圍為２０°至８０°.采用線切割法沿軋制方向在軋制態(tài)合金上切取尺寸為５５ mm×１０ mm 的拉伸試樣,標(biāo)距為１５mm,根據(jù)GB/T２２８－２００２,在Instron３３６９型力學(xué)試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸性能試驗(yàn),拉伸速度為０．５mm??min－１,利用FEIQuanta２００型環(huán)境掃描電鏡觀察拉伸斷口形貌.

２　試驗(yàn)結(jié)果與討論

２．１　鑄態(tài)及均勻化處理態(tài)的顯微組織

由圖１可知:試驗(yàn)合金的鑄態(tài)顯微組織主要由αＧMg基體和偏聚在晶界及枝晶間的Mg７Zn３ 相組成;隨著錫的加入,顯微組織中出現(xiàn)了一些彌散分布的第二相質(zhì)點(diǎn),且第二相質(zhì)點(diǎn)數(shù)量隨著錫含量的增加而增多.由圖２ 可見:鑄態(tài)MgＧ５ZnＧ１Mn 合金和MgＧ５ZnＧ１MnＧ０．３Sn 合金均主要由αＧMg,Mg７Zn３ 和MgZn２ 組成;隨著錫含量的進(jìn)一步增加,試驗(yàn)合金中出現(xiàn)了Mg２Sn相.由圖３和表１可以看出:MgＧ５ZnＧ１Mn合金中晶界處塊狀第二相(如A 和B所示)主要由鎂和鋅元素組成,鎂和鋅的原子比接近７∶３,推測可知這些塊狀第二相為Mg７Zn３ 相.MgＧ５ZnＧ１MnＧ０．９Sn合金中除了在晶界處存在大塊狀第二相(如C 所示)以外,在晶界處和晶粒內(nèi)部還出現(xiàn)了許多顆粒狀第二相(如D,E所示);晶界處大塊狀第二相由鎂和鋅組成,且鎂和鋅的原子比接近７∶３,為Mg７Zn３ 相;顆粒狀第二相主要由鎂和錫元素組成,鎂和錫的原子比分別為１６∶３和７２∶２５,該第二相中的錫含量遠(yuǎn)比合金中的高.在進(jìn)行EDS測試時,由于顆粒狀第二相比較細(xì)小,電子束可能作用到鎂基體上,導(dǎo)致鎂含量偏高.結(jié)合圖２分析,可以推測顆粒狀第二相

為Mg２Sn相.由圖４可見,均勻化處理態(tài)MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金中的枝晶偏析絕大部分已消除,晶界處非平衡第二相基本溶入鎂基體中,晶界清晰,均勻化效果很好.然而,晶界處和晶粒內(nèi)部仍然存在少許未溶的第二相,其數(shù)量隨著錫含量的增加而增多.Mg２Sn相一種高溫相,當(dāng)MgＧZn相已基本固溶進(jìn)基體時,仍然有許多Mg２Sn相殘留。

圖１　鑄態(tài)MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金的顯微組織

Fig．１　MicrostructuresofasＧcastMgＧ５ZnＧ１MnＧxSnalloys

圖２　鑄態(tài)MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金的XRD 譜

Fig．２　XRDpatternsofasＧcastMgＧ５ZnＧ１MnＧxSnalloys

圖３　鑄態(tài)MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金的背散射電子像

Fig．３　BackscatteredelectronimagesofasＧcastMgＧ５ZnＧ１MnxSnalloys

圖４　均勻化處理態(tài)MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金的顯微組織

Fig．４　MicrostructuresofhomogenizedMgＧ５ZnＧ１MnＧxSnalloys

由圖５可見,隨著錫含量的增加,均勻化處理態(tài)和鑄態(tài)合金的晶粒均逐漸細(xì)化.

圖５　鑄態(tài)及均勻化處理態(tài)MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金的平均粒徑

Fig．５　AveragegrainsizeofasＧcastandhomogenizedMgＧ５ZnＧ１MnＧxSnalloys

２．２　軋制態(tài)顯微組織

由圖６可見,軋制后試驗(yàn)合金均發(fā)生了比較完全的動態(tài)再結(jié)晶,獲得了細(xì)小的再結(jié)晶晶粒,且再結(jié)晶晶粒尺寸隨著錫含量的增加而減小.當(dāng)x分別為０,０．３時,合金組織均主要由均勻細(xì)小的再結(jié)晶晶粒組成,平均晶粒尺寸分別為６．３,５．５μm;當(dāng)x 分別為０．６,０．９時,再結(jié)晶組織不均勻,某些區(qū)域的晶粒極為

細(xì)小,平均晶粒尺寸分別４．２,３．３μm.錫的加入對MgＧZnＧMn合金再結(jié)晶過程和再結(jié)晶晶粒尺寸存在顯著影響,其影響機(jī)制如下:第一,錫可細(xì)化合金的初始晶粒,進(jìn)而影響合金在軋制過程中的動態(tài)再結(jié)晶.合金的再結(jié)晶晶粒尺寸很大程度上取決于其初始晶粒尺寸[１０].結(jié)合圖５分析

可見,錫含量越高,合金的初始晶粒尺寸越小,軋制態(tài)合金的晶粒也越小.第二,錫在鎂合金中以兩種

形式存在,一種固溶于鎂基體中,另一種以Mg２Sn金屬間化合物的形式存在.固溶入鎂基體中的錫具

有降低鎂合金層錯能的作用[１１Ｇ１２],而層錯能對合金的動態(tài)再結(jié)晶過程有很大的影響.層錯能越低,擴(kuò)展位錯越寬,從而導(dǎo)致擴(kuò)展位錯難以束集,無法通過交滑移和攀移與異號位錯相互抵消,導(dǎo)致合金中形成比較高的位錯密度,產(chǎn)生充足的變形貯能,進(jìn)而促進(jìn)再結(jié)晶的發(fā)生[１３].因此,加入錫后合金的再結(jié)晶晶粒較為細(xì)小.同時,均勻化過程中未溶入基體的Mg２Sn相也會對再結(jié)晶過程產(chǎn)生重要的影響. 在軋制和擠壓等熱加工過程中,第二相顆?？梢宰鳛樾魏速|(zhì)點(diǎn)誘導(dǎo)粒子形核[１４Ｇ１５].Mg２Sn相顆粒一方面會在變形過程中導(dǎo)致位錯塞積,進(jìn)而提高變形能和再結(jié)晶驅(qū)動力,另一方面它能作為再結(jié)晶的形核質(zhì)點(diǎn),促進(jìn)再結(jié)晶過程的進(jìn)行。

圖６　軋制態(tài)MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金的顯微組織

Fig．６　MicrostructuresofasＧrolledMgＧ５ZnＧ１MnＧxSnalloys

由表２可見:軋制態(tài)合金的拉伸性能優(yōu)于鑄態(tài)合金的,軋制態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度隨著錫含量的增加而增大;當(dāng)x＝０．６時,軋制態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大,為３３７MPa,比未添加錫(x＝０)的提高了１７．４％,且伸長率也有所增大;當(dāng)x＝０．９時,合金的抗拉強(qiáng)度又有所下降,相對x＝０．６的下降了７．１％,同時伸長率顯著下降。

由此可見,錫的添加可以有效提高軋制態(tài)MgＧZnＧMn合金的拉伸性能,但錫過量時又會降低其性能. 鎂合金是密排六方結(jié)構(gòu),由于其HallＧPetch關(guān)系因子較大,與面心立方及體心立方金屬相比,由晶粒細(xì)化而導(dǎo)致的強(qiáng)化效果更加顯著[１６].晶粒細(xì)化意味著晶界的增多,而晶界的存在可以有效地阻礙位錯運(yùn)動,因此試驗(yàn)合金中的細(xì)小動態(tài)再結(jié)晶晶粒顯著地提高了其強(qiáng)度.同時,細(xì)小第二相也能起到釘扎位錯及晶界的作用,也在一定程度上提高了合金的強(qiáng)度.然而當(dāng)錫加入量過多時,合金中殘留的第二相明顯粗化.粗化的第二相降低了其與基體間的結(jié)合性能,并在熱變形過程中成為裂紋源,進(jìn)而影響合金的力學(xué)性能.

２．４　斷口形貌

由圖７可見:未添加錫的軋制態(tài)合金拉伸斷口存在一定數(shù)量的韌窩和部分解理面,具有準(zhǔn)解理斷裂特征;隨著錫含量的增加,韌窩數(shù)量不斷增多且韌窩變深,斷裂形式從準(zhǔn)解理斷裂向延性斷裂發(fā)展,合金的塑性提高.此外,在韌窩底部存在一些第二相顆粒,主要是由合金中的第二相在拉伸變形過程中與基體發(fā)生分離形成的。

圖７　軋制態(tài)MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金的拉伸斷口形貌

Fig．７　TensilefracturemorphologyofasＧrolledMgＧ５ZnＧ１MnxSnalloys５

３　結(jié)　論

(１)錫的添加可以細(xì)化鑄態(tài)MgＧZnＧMn合金及其均勻化處理后的組織,隨著錫含量的增加,晶粒尺寸漸減小;添加錫后試驗(yàn)合金中均形成了高熔點(diǎn)的Mg２Sn第二相,Mg２Sn相在均勻化過程中無法完全固溶入鎂基體中,進(jìn)而影響后續(xù)的軋制變形.

(２)錫的添加可以促進(jìn)試驗(yàn)合金在軋制過程中動態(tài)再結(jié)晶過程的進(jìn)行,隨著錫含量的增加,動態(tài)再結(jié)晶越來越充分,所形成的動態(tài)再結(jié)晶晶粒也越發(fā)細(xì)小均勻.

(３)MgＧ５ZnＧ１MnＧxSn合金經(jīng)過３５０℃高應(yīng)變速率軋制后的拉伸性能優(yōu)于其鑄態(tài)的;隨著錫含量的增加,軋制態(tài)合金的強(qiáng)度與塑性呈先上升后下降的趨勢,其斷裂形式從準(zhǔn)解理斷裂逐漸向延性斷裂轉(zhuǎn)變;MgＧ５ZnＧ１MnＧ０．６Sn合金的拉伸性能最佳,其抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為３３７MPa和２１％.