尹 維， 劉喜明

（長春工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，吉林長春 130012）

0 引 言

由于稀土鎂合金具有優(yōu)良的室溫和高溫力學(xué)性能以及良好的成形能力，一直受到國內(nèi)外研究者的關(guān)注[1-3]。鑄造鎂合金由于非平衡凝固造成成分和組織的不均勻，降低了合金的強(qiáng)度及韌性[4-6]。因此，鑄態(tài)鎂合金進(jìn)行變形前需要進(jìn)行退火處理，以改善成分和組織的不均勻性，提高其塑性變形能力[7-8]。鎂合金中合金相顆粒的分解和合金元素的擴(kuò)散過程較為緩慢，導(dǎo)致熱處理過程中如固溶、時效處理需要加熱保溫時間較長。由于同樣的原因，鎂合金的淬火敏感性低。目前，對一些新型稀土鎂合金熱處理過程中組織演變規(guī)律，尤其是不同冷卻方式對顯微組織的影響還不是很清楚。因此，文中以Mg-Mn-RE合金為研究對象，研究了其鑄態(tài)下的顯微組織，以及不同的加熱溫度、保溫時間及冷卻方式對其顯微組織的影響規(guī)律，為稀土鎂合金的開發(fā)和應(yīng)用提供了理論依據(jù)。

1 試驗方法

1.1 試樣的制備

通過常規(guī)鑄造的方法獲得Mg-Mn-RE合金試樣，澆鑄過程為:在CO2-0.05%SF6混合氣體的保護(hù)下，以10℃/min的升溫速度將高純鎂加熱到720℃，保溫30 min;當(dāng)鎂全部熔化后，加入Mg-Mn中間合金，然后繼續(xù)升溫至780℃，保溫30 min;緩慢加入Mg-Ce和Mg-Y中間合金，保溫30 min后，攪拌5 min，使合金成分均勻化。然后靜置處理，澆注溫度保持在720℃，鑄型為直徑80 mm 的鋼模。其原料為:高純度 Mg（99.5wt%）和 Mg-10wt%Mn，Mg-20w t%Ce，Mg-20wt%Y中間合金，其中Gd，Dy，Ho和Er等稀土元素包含在中間合金中，所制備合金的化學(xué)成分見表1。

表1 實驗Mg-Mn-RE合金化學(xué)成分 wt%

1.2 試樣的熱處理工藝

在普通箱式電阻爐中對鑄態(tài)Mg-Mn-RE合金進(jìn)行熱處理，緩慢冷卻的樣品通過空冷獲得，快速冷卻的樣品通過水冷獲得。具體熱處理工藝參數(shù)見表2。

表2 Mg-Mn-RE合金熱處理工藝參數(shù)

1.3 檢測設(shè)備

NiKON EPIPHOT 300型金相顯微鏡研究鑄態(tài)及熱處理后合金樣品的顯微組織;

D/Max 2000/PC型X射線衍射儀研究鑄態(tài)及熱處理后合金樣品的物相構(gòu)成;

FM-700型顯微硬度計測試合金各種狀態(tài)下顯微硬度。

2 實驗結(jié)果

2.1 合金鑄態(tài)下的顯微組織

鑄態(tài)試樣經(jīng)粗磨、細(xì)磨和拋光后，用4%硝酸酒精腐蝕液進(jìn)行腐蝕，然后觀察其顯微組織。鑄態(tài)Mg-Mn-RE合金的顯微組織如圖1所示。

圖1 鑄態(tài)Mg-Mn-RE合金顯微組織

圖中，（a）為合金顯微組織，鑄造組織表現(xiàn)出明顯的非平衡凝固特征，平均晶粒尺寸約為100 μ m，在某些晶粒內(nèi)部還可以觀察到大量細(xì)小的孿晶;（b）為（a）的局部放大組織。

2.2 合金熱處理后的顯微組織

鑄態(tài)試樣經(jīng)熱處理后進(jìn)行粗磨、細(xì)磨和拋光后，用4%硝酸酒精腐蝕液進(jìn)行腐蝕，然后觀察其顯微組織變化。Mg-Mn-RE合金不同熱處理工藝下的顯微組織如圖2所示。

圖2 Mg-Mn-RE合金熱處理后顯微組織

合金400℃保溫7 h，空冷后鑄造狀態(tài)下的枝晶消失，晶粒長大，見圖2（a）;合金520℃保溫7 h，空冷和水冷后鑄態(tài)時的枝晶組織都消失，晶粒大小不均勻，見圖2（b），（c）;合金620℃保溫5 h，然后空冷，其顯微組織見圖2（d）。

2.3 合金的物相構(gòu)成

Mg-Mn-RE合金520℃不同保溫時間空冷XRD變化規(guī)律如圖3所示。

圖3 Mg-Mn-RE合金520℃不同保溫時間空冷XRD變化規(guī)律

X射線衍射（X-ray Diffraction，XRD）物相分析實驗條件:Cu靶Kα，Ni濾波片，掃描速度2°/min，掃描范圍20°～80°。Mg-Mn-RE合金鑄態(tài)下主要有α-Mg，Mg12Ce與Mg24Y5相構(gòu)成，520℃不同保溫時間空冷后物相構(gòu)成沒有發(fā)生變化，Mg12Ce相與Mg24Y5相隨著熱處理加熱保溫時間的延長沒有消失。

Mg-Mn-RE合金520℃保溫7 h，各衍射峰的強(qiáng)度發(fā)生了改變，但合金的物相構(gòu)成沒有發(fā)生變化，如圖4所示。

圖4 Mg-M n-RE合金520℃保溫7 h，不同冷卻方式下物相變化

2.4 合金的顯微硬度

顯微硬度的測試條件:載荷為25 g，加載時間為15 s，每個數(shù)據(jù)點為同一個試樣、同一表面的不同5點的平均值。Mg-Mn-RE合金在520℃不同保溫時間后，不同冷卻方式下硬度變化規(guī)律如圖5所示，其中0 h表示鑄態(tài)。

圖5 520℃保溫不同冷卻方式下硬度變化規(guī)律

3 分析與討論

3.1 合金鑄態(tài)下的顯微組織分析

晶粒內(nèi)部分布著大量的細(xì)小的合金相顆粒，而且在晶界邊緣附近形成了無沉淀相析出區(qū)，大晶粒心部也存在無沉淀相析出區(qū)，小晶粒內(nèi)的合金相顆粒是均勻分布的，見圖1（b）。這是因為在實際的結(jié)晶過程中，液相中無對流和攪拌，即液相中的溶質(zhì)原子混合得很差。

合金凝固時，要發(fā)生溶質(zhì)的重新分布，重新分布的程度可用平衡分配系數(shù)k0表示。k0定義為平衡凝固時固相與液相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)之比，即

隨著溶質(zhì)增加，合金凝固的開始溫度和終了溫度降低，此時k0＜1;反之，合金凝固的開始溫度和終了溫度升高，此時k0＞1。由Mg-Ce合金相圖和 Mg-Y合金相圖[9]可知，實驗用的Mg-Mn-RE合金在結(jié)晶過程中k0＜1。

液相中只有擴(kuò)散的結(jié)晶過程如圖6所示。

為了討論問題方便，假設(shè)固液相界面為一平面，并逐步從晶核的核心向液相中推進(jìn)，并假設(shè)凝固過程中固液界面前沿的溶質(zhì)濃度變化呈線性關(guān)系，見圖6（a）。

成分為C0的合金在 T0溫度開始結(jié)晶，結(jié)晶出的固相成分為k0C0，見圖6（b），此時將從已結(jié)晶的固相向液相排出一部分溶質(zhì)原子。但是由于液相中無對流或攪拌的作用，不能將這部分溶質(zhì)原子迅速輸送到遠(yuǎn)處的液體中，于是在相界面的臨近液相中形成了濃度梯度，溶質(zhì)原子只能借助于濃度梯度的作用向遠(yuǎn)處的液相中輸送，但是由于擴(kuò)散速度慢，所以使溶質(zhì)原子在相界面處有所富集。隨著溫度的不斷降低，晶體的不斷長大和相界面向液相中的逐漸推移，溶質(zhì)的富集層便越來越厚，濃度梯度越來越大，溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速度也隨著濃度梯度的增高而加快，見圖6（c）。

當(dāng)溫度達(dá)到 T1時，相界面處液相的成分達(dá)到C0/k0，固相成分達(dá)到C0，此時從固相中排到相界面的溶質(zhì)原子數(shù)恰好等于擴(kuò)散離開相界面的溶質(zhì)原子數(shù)，即達(dá)到了穩(wěn)定態(tài)，此時固相成分保持原合金的成分C0，界面處的液相成分保持C0/k0，由于擴(kuò)散進(jìn)行得慢，遠(yuǎn)離相界面的液體成分仍保持C0，見圖6（c）。此后結(jié)晶在T2溫度下進(jìn)行，直至結(jié)晶臨近終了。隨著固液界面的向前推移，兩個固液界面前沿的溶質(zhì)相遇，見圖6（d）。固液界面前沿的溶質(zhì)濃度比較高，開始結(jié)晶，形成沿著晶界分布細(xì)小合金相顆粒的區(qū)域，此區(qū)域結(jié)晶要從附近吸收大量的溶質(zhì)原子，導(dǎo)致固液界面前沿的溶質(zhì)濃度略有降低，見圖6（e）。同時固液界面繼續(xù)向前推移，最后剩下少量液體，兩個晶粒固液界面前沿的溶質(zhì)濃度都比較高，而且區(qū)域非常窄，凝固后形成了晶界。形成晶界時要從附近吸收大量的溶質(zhì)原子，導(dǎo)致晶界附近無沉淀相顆粒析出，形成了無沉淀相析出區(qū)，見圖6（f）。

圖6 液相中只有擴(kuò)散的結(jié)晶過程示意圖

3.2 不同熱處理工藝對合金顯微組織及物相構(gòu)成的影響

Mg-Mn-RE鑄態(tài)合金在400，520，620℃下熱處理后，加熱保溫的溫度越高，晶粒長大的速度越快;520℃保溫7 h空冷時，平均晶粒尺寸約為120 μ m，不同冷卻方式下合金的晶粒大小差別不大，水冷時冷卻速度較快，孿晶數(shù)量比空冷時多，且此時合金相顆粒沒有完全分解、固溶;620℃下保溫5 h空冷時，晶界趨于平直化，晶粒大小在350 μ m左右，且趨于均勻。

合金520℃不同保溫時間下 Mg12Ce相與Mg24Y5相沒有消失。這是由于Ce的固溶度很小，而Y的固溶度雖然大，但是Y的含量低，混合稀土（Ce，Gd，Dy，Ho，Er）的加入阻礙了Y元素的固溶，所以熱處理后仍可以檢測到Mg12Ce相與Mg24Y5相的存在。Mg12Ce相的衍射峰強(qiáng)度沒有變化，但是衍射峰的角度發(fā)生偏移，隨著加熱保溫時間的延長，衍射峰向右偏移，見圖3（b）。說明隨著加熱保溫時間的延長，Mg12Ce相的晶格常數(shù)變大。Mg24Y5相衍射峰強(qiáng)度在加熱保溫過程中變化不大，見圖3（c）。

合金 520℃保溫 7 h，不同冷卻方式下Mg12Ce和Mg24Y5相都沒有消失;水冷狀態(tài)下，Mg24Y5的衍射峰強(qiáng)度增大，見圖4。

3.3 不同熱處理工藝對合金硬度的影響

隨著保溫時間的延長，合金的硬度先升高，后降低。水冷時，保溫5 h硬度值達(dá)到最大，為HV69，保溫7 h和9 h時，硬度值分別為HV61和HV60;空冷時，保溫5 h硬度值達(dá)到最大，為HV65，保溫7 h和9 h時，硬度值分別為HV59和HV57。在熱處理保溫初期，稀土元素Y，Ce等固溶到Mg基體中，起到固溶強(qiáng)化作用;隨著保溫時間的延長，晶粒長大，合金相顆粒聚集長大，使合金的硬度下降。

4 結(jié) 語

1）Mg-Mn-RE合金鑄態(tài)下平均晶粒尺寸在100 μ m左右，主要物相構(gòu)成為α-Mg，Mg12Ce和Mg24Y5相，晶粒內(nèi)部分布著大量的細(xì)小的合金相顆粒，而且在晶界邊緣附近形成了無沉淀相析出區(qū);

2）Mg-Mn-RE合金520℃下保溫，不同冷卻方式下硬度值變化趨勢相同，都是隨著保溫時間的延長，先升高后降低;520℃保溫5 h時，不同冷卻方式的硬度值都達(dá)到最大，水冷時為HV69，空冷時為HV65;520℃保溫7 h不同冷卻方式下合金的晶粒大小差別不大，物相構(gòu)成沒有發(fā)生變化，水冷時孿晶數(shù)量比空冷時多，合金相顆粒沒有完全分解、固溶。

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