Mg-4.9Zn-0.9Y-0.7Zr合金板材组织及力学性能的研究

第29卷 第2期2009年4月航 空 材 料 学 报J OURNAL OF A ERONAUT ICAL MAT ER I A LSV o l 29,N o 2 A pril 2009M g -4 9Zn -0 9Y -0 7Zr 合金板材组织及力学性能的研究王 斌, 易丹青, 罗文海, 方西亚, 刘会群, 吴春萍(中南大学材料科学与工程学院,长沙410083)摘要:利用铸锭冶金的方法制备了M g-4 9Zn -0 9Y-0 7Z r 合金及对比合金M g-4 9Zn -0 7Z r ,研究了Y 元素的添加对合金组织性能的影响。

通过XRD 对合金进行了物相分析,运用SEM 观察了元素Y 对合金铸态组织的影响,通过EDAX,TE M 技术对第二相化学成分及形貌进行了分析。

研究结果表明:Y 是M g -Zn -Zr 镁合金强韧化的有效元素,Y 的加入使得合金中生成大量M g 3Zn 6Y 相。

在热轧过程中,M g 3Zn 6Y 相被破碎成大量弥散细小的质点,这些小质点严重阻碍了位错,从而提高了合金在室温下的抗拉强度及屈服强度,同时合金仍然保持着良好的塑性。

关键词:镁合金;Y;力学性能;M g 3Zn 6Y 相中图分类号:TG113 文献标识码:A 文章编号:1005-5053(2009)02-0001-07收稿日期:2008-01-28;修订日期:2008-06-09基金项目:湖南省科技攻关重点项目(项目编号:04GK 1008-2);教育部有色金属重点实验室资助作者简介:王斌(1971 ),男,博士研究生,铝镁合金强韧化研究,(E -m a il)w angbi n325@263.ne t 。

镁合金是目前工业上可应用的最轻的金属结构材料,其具有高比强度、比刚度、优良的减震性、导热性、电磁屏蔽性、易切削性和易回收性,被誉为 21世纪的绿色工程金属材料 。

M g -Zn -Zr 系镁合金属于高强变形镁合金,由于其具有较高的强度、良好的工艺塑性及可热处理强化等优点使其成为高强韧镁合金的研究热点之一[1,2]。

该合金系中最有代表性的合金为M g -4 9Zn -0 7Zr 合金,Zr 是镁合金最为有效的晶粒细化剂,主要以形核质点的形式存在于 -Mg 基体中[3]。

该合金中Zn 是主要的强化元素,且随着Zn 含量的增加,合金的抗拉强度和屈服强度皆随之升高,但带来合金铸造时热裂倾向增大和工艺塑性的降低。

文献研究表明[4],M g -Zn -Zr 合金中加入稀土元素镧和钕后,除了改善合金铸造性能外,还能提高合金的强度。

罗治平等人研究了混合稀土元素对M g -Zn-Zr 系镁合金组织及强度的影响[5];余琨等人研究Nd 对M g -Zn -Zr 系镁合金室温强度与塑性的影响时指出:添加0 8%Nd 能够使合金塑性得到较大幅度提高,同时强度得到一定改善[6];张继东等人研究了Y 对M g -Zn-Zr 系镁合金组织及强度的影响,结果发现Y 对M g -Zn-Zr 系合金铸态组织有明显的晶粒细化作用,且使合金的强度得到大幅提高[6]。

目前研究表明:在M g -Zn -Y 三元系统中存在三种三元相,W 相(M g 3Zn 3Y 2,立方结构),I 相(M g 3Zn 6Y,二十面体准晶结构),Z 相(M g 12ZnY)[7~9]。

其中M g 3Zn 6Y 相是一种稳定的准晶相,最早由Luo Z P 等报道[10,11]。

该相作为准晶相拥有许多晶体相所不具备的特性,如高硬度、良好的热稳定性、良好的耐腐蚀性、低摩擦系数、较低的界面能等。

在热加工过程中I 相被破碎,由于其与M g 基体的界面能低,与基体结合紧密,能有效阻碍位错运动[12],显著提高材料的屈服强度与抗拉强度。

本工作通过热轧工艺制备了M g -4 9Zn -0 9Y-0 7Zr 和M g -4 9Zn-0 7Zr 两种成分的镁合金板材,通过对两种合金微观组织与力学性能的对比,考察Y 元素对M g -4 9Zn-0 7Zr 合金相组成和微观组织的变化,探讨其对力学性能的影响及作用机理,以期更好的利用稀土元素Y 来提高合金的力学性能。

1 试样制备和实验方法原材料分别为:99 9%M g ,99 9%Zn ,M g27 5%Zr 中间合金和M g37%Y 中间合金(质量分数)。

电阻坩埚炉熔炼,熔剂保护。

制备了1#合金(M g -4 9Zn -0 7Zr)和2#合金(M g -4 9Zn -0 9Y-0 7Zr )。

金属模浇注,铸锭尺寸为300mm 250mm 33mm 。

均匀化制度400 /18h ,热轧开坯,开坯温度400 ,平均道次压下量12%,最终压下量95%。

轧制板材航 空 材 料 学 报第29卷按国标要求做成拉伸试样,在CSS -44100电子万能试验机上进行力学性能测试。

采用SI M ENS -500X 型X 射线衍射仪对合金进行物相分析。

合金显微组织在POLYVAR MET 金相显微镜上进行观察,运用Sirion200场发射扫描电镜观察第二相颗粒形貌,通过EDAX 分析手段对第二相颗粒相组成进行定性分析。

浸蚀剂(体积比)为4%的硝酸酒精溶液。

2 分析与讨论2 1 Y 对合金铸态显微组织和物相分析的影响 图1给出了1#合金与2#合金铸态和SE M 组织形貌。

由图1可见,1#合金金相组织粗大,平均晶粒尺寸约为100 m 左右,2#合金晶粒明显细化,平均图1 合金铸态金相组织及S EM 形貌F i g.1 O ptical m icrog raphs and SE M of all oys as -cast (a)1#all oy (OM );(b)2#a ll oy (OM );(c)1#a ll oy (SE M );(d)2#a lloy(SE M )晶粒尺寸约为60 m 。

SE M 观察表明:1#合金无明显第二相分布,存在少量白色点状化合物;2#合金晶界处存在大量骨骼状第二相,呈网格状分布于晶界,第二相宽度约为3 m 左右(图1d)。

表1为1#合金(图1c)中白色点状物(A 点),晶界处(B 点),晶内(C 点)进行EDAX 能谱分析结果。

结果表明,白色质点应为M g -Zn 化合物,且晶界处Zn 元素含量明显高于晶内,这应该与凝固过程中Zn 元素偏析有关。

表1 1#合金能谱(EDAX )分析(原子分数/%)T able1 EDAX resu lt o f 1#a lloy (atom fracti on /%)R eg ion M g Zn Zr A 64 7735 130 10B 85 2314 680 09C96 743 800 46图2为2#合金第二相附近各合金元素面分布照片。

由图可见:部分Zn ,Y 元素固溶在基体中,但基体中Zn ,Y 元素含量明显低于晶界处的第二相。

图3为2#合金晶界处第二相能谱分析结果(黑线区域为能谱分析区)。

由图3可见,该第二相为M g ,Zn ,Y 三种元素组成。

图4是1#,2#合金X 衍射结果,结果表明两种合金有着不同的相组成。

1#合金主要以 -M g 基体相为主,2#合金除了 -M g 相以外还出现了M g 3Zn 6Y 相的衍射峰,也就是图中标注的I 相。

M g 3Zn 6Y 相是一种热力学上稳定的准晶相,该相具有良好的热稳定性,在M g -Zn -Y 三元系统中M g 3Zn 6Y 相的生成反应温度为580[13]。

从图1和图4中可以看出:添加Y 元素显著细化了合金铸态晶粒,并且有大量第二相在晶界处生2第2期M g -4 9Zn -0 9Y-0 7Zr合金板材组织及力学性能的研究图4 1#,2#合金X 射线衍射分析结果F ig .4 XRD resu lts o f 1#and 2#a lloy成,其细化铸锭组织的机理为:(1)当合金温度降至653 6 时,M g -Zr 包晶反应开始进行,成为M g 形核核心,如图1c 中的C 点;(2)在非平衡凝固条件下,溶质原子Zn ,Y 由于自身的偏析,被推至固液面前沿,从而增大了固液前沿的成分过冷度,使得 -Zr 质点非均匀形核效率提高,同时由于溶质原子在固/液前沿的富集,阻碍了液相原子向固相中的扩散,也起到了抑制晶粒生长的作用。

(3)当温度继续下降,大量M g 3Zn 6Y 相在晶界处生成。

另外,本文中2#合金Y /Zn 原子比约为1:7,与文献[14]所报道的两相区Y /Zn 原子比较为接近,所以在2#合金中并3航 空 材 料 学 报第29卷未发现W 相,也无M g -Zn 相的生成。

Bae 等人[15]研究M g 95Zn 4 3Y 0 7(a%t )合金的相组成时也发现了这一现象。

2 2 铸锭均匀化过程的实验研究M g -Zn 系合金中由于固液两相区范围较大,容易在凝固过程中形成非平衡结晶相,因此有必要对合金铸锭进行均匀化退火以提高合金组织成分的均匀性和后续加工能力。

退火温度是影响均匀化退火效果的重要因素,根据M g -Zn 二元相图,本研究中均匀化退火温度选择400 。

图5为1#,2#合金均匀化退火过程中,硬度随时间变化的曲线。

图5表明:铸态下,2#合金硬度略高于1#合金,图5 退火时间对合金硬度的影响F i g .5 E ff ec t of anneali ng ti m e on hardnesso f the casti ng a lloy这应该是Y 元素的添加引入大量第二相所导致。

均匀化退火过程中,两种合金硬度值在退火初期均下降的较为明显,1#合金退火10h 后硬度值下降趋势变缓,18h 后硬度值变化不大。

2#合金退火6h 后硬度值下降趋势减缓,16h 后硬度变化不大,这应该是两种合金晶粒尺寸不同所造成的。

2#合金的平均晶粒尺寸细小,因此其晶内原子扩散路程减短,故均匀化退火进程会加快。

图6为铸锭经400 ,18h 均匀化退火金相组织照片。

1#合金经过退火后晶界处部分低熔点非平衡偏析相溶入基体,晶界清晰;2#合金晶界处则仍有大量第二相残留,显示出该相良好的热稳定性。

图6 铸锭均匀化退火后金相组织F i g .6 O pti ca lm i crostructure o f cast i ngo t after unifo r manneali ng (a)1#all oy ;(b)2#a ll oy2 3 板材显微组织分析合金经400 单向热轧后,其金相显微组织如图7所示。

合金显微组织已由铸态组织转变为加工图7 合金板材金相显微组织 (a)1#合金纵截面;(b)2#合金纵截面;(c)1#合金横截面;(d)2#合金横截面F i g .7 O ptica lm i crostructure o f sheet m ater i a ls (a)verti ca l secti on o f 1#a ll oy ;(b)verticalsec tion o f 2#a lloy ;(c)cross -section o f 1#a lloy ;(d)cross -secti on o f 2#a ll oy4第2期M g -4 9Zn -0 9Y-0 7Zr 合金板材组织及力学性能的研究组织,板材纵截面(图7a ,b)上分布有大量的变形集中带,约成40 左右,1#合金变形组织比较粗大,2#合金变形组织细小(图7c ,d)。