黃正華，戚文軍，徐 靜，蔡 暢

廣東省工業(yè)技術(shù)研究院(廣州有色金屬研究院)，廣東 廣州 510650

鎂合金具有比重小、比強(qiáng)度和比剛度高、阻尼和導(dǎo)熱性能好等優(yōu)點(diǎn)，在汽車、通訊電子及航空航天等領(lǐng)域中得到日益廣泛地應(yīng)用[1].諸多鎂合金零部件在應(yīng)用過程中要承受高溫及長(zhǎng)時(shí)間的應(yīng)力作用，這對(duì)其耐熱性能提出了較高的要求.目前已開發(fā)和應(yīng)用的耐熱鎂合金主要有Mg-Al，Mg-Zn和Mg-RE系[2]，其中Mg-Al和Mg-Zn系合金組織中主要強(qiáng)化相β-Mg17Al12和MgZn2的熱穩(wěn)定性較差，難以作為高溫長(zhǎng)時(shí)間使用的零部件，雖然Mg-RE系合金組織中主要強(qiáng)化相Mg-RE的熱穩(wěn)定性顯著提高，高溫性能優(yōu)異，但其價(jià)格較高，因此目前主要應(yīng)用于航空航天及軍事領(lǐng)域中.

與上述合金系相比，Mg-Sn系合金呈現(xiàn)以下特點(diǎn)：合金凝固區(qū)間小，形成的疏松和熱裂等鑄造缺陷較少；Sn在Mg中的固溶度由在共晶溫度834 K時(shí)的14.85%顯著減至473 K時(shí)的0.45%，如此大的固溶度變化范圍可為后續(xù)的時(shí)效強(qiáng)化提供足夠空間；Mg2Sn強(qiáng)化相的熱穩(wěn)定性遠(yuǎn)高于β-Mg17Al12和MgZn2相，使Mg-Sn系合金呈現(xiàn)出較優(yōu)異的高溫性能.所以，Mg-Sn合金作為新系列耐熱鎂合金，其已在國(guó)內(nèi)外引起廣泛重視，但目前總體上的工作仍處于起步階段，許多研究工作亟待開展[3-7].為此，本文將對(duì)鑄態(tài)和固溶態(tài)Mg-xSn(x=2.18～6.54)二元合金的組織及力學(xué)性能進(jìn)行研究，同時(shí)討論其強(qiáng)化機(jī)理及分析其沖擊韌性.

1 實(shí)驗(yàn)部分

合金錠Mg-xSn(x=2.18～6.54)由工業(yè)純Mg和純Sn，在有混合氣體(CO2+0.2%SF6)保護(hù)的MRL-8型鎂合金電阻爐中熔煉而成.首先待純Mg熔化后升溫至1003 K，然后加入純Sn，在1 h內(nèi)攪拌熔體兩次以保證成分均勻，再添加精煉劑，攪拌5 min后升溫至1023 K并靜置20 min，待熔體溫度冷卻至988 K時(shí)除渣，最后將除渣后的熔體澆入預(yù)熱溫度為523 K的楔形金屬型模具中，得到鑄態(tài)試樣.將鑄態(tài)試樣置于熱處理爐中，在723 K下保溫2～24 h后水冷，得到固溶態(tài)試樣.

先將試樣打磨和拋光，然后用濃度為4 %的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕處理.用Leica DM IRM型光學(xué)顯微鏡(OM)和JEOL JXA-8100型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察合金組織，用Cu靶的D/MAX-RC型X射線衍射儀(XRD)進(jìn)行相組成分析，用JY Ultima2型等離子體原子發(fā)射光譜儀(ICP)測(cè)定鑄態(tài)Mg-xSn合金中的Sn含量.

拉伸試樣為小型板狀標(biāo)準(zhǔn)試樣，拉伸試驗(yàn)在DNS200型萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試驗(yàn)溫度分別為室溫(298 K)和高溫(423 K)，拉伸速度為2 mm/min；用MH-5L型維氏硬度計(jì)測(cè)試試樣的硬度，加載負(fù)荷為9.8 N，加載時(shí)間為20 s；沖擊試驗(yàn)在JBN500型擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，沖擊試樣為無(wú)缺口標(biāo)準(zhǔn)沖擊韌性試樣.

2 結(jié)果與討論

2.1 鑄態(tài)組織與力學(xué)性能

圖1和圖2分別為鑄態(tài)Mg-xSn合金的OM和SEM圖.從圖1和圖2可見，隨著Sn含量的增加，粗大樹枝晶狀α-Mg相逐漸細(xì)化， 高熱穩(wěn)定相Mg2Sn逐漸增多并趨于連續(xù)網(wǎng)狀分布于晶界處.鑄態(tài)Mg-6.54Sn合金的XRD譜(圖3)亦證實(shí)，Mg-xSn合金鑄態(tài)組織中的第二相為Mg2Sn.

圖1 鑄態(tài)Mg-xSn合金的OM照片(插圖為高倍照片)

圖2 鑄態(tài)Mg-xSn合金的SEM圖(a) Mg-3.52Sn；(b) Mg-6.54SnFig.2 SEM graphs of as-cast Mg-xSn alloys

圖3鑄態(tài)Mg-6.54Sn合金的XRD譜

Fig.3XRD spectrum of as-cast Mg-6.54Sn alloy

圖4為鑄態(tài)Mg-xSn合金在室溫和高溫下的拉伸力學(xué)性能.從圖4可見：隨著Sn含量的增加，室溫下抗拉強(qiáng)度σb和延伸率δ均呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)，由Mg-2.18Sn合金的95 MPa和8.5%分別逐漸提高至Mg-3.52Sn合金的151 MPa 和12.5%，接著逐漸降至Mg-6.54Sn合金的118 MPa 和8.0%；高溫下σb和δ的變化趨勢(shì)均相同，先由Mg-2.18Sn合金的60 MPa和13.0%分別逐漸提高至Mg-3.52Sn合金的87 MPa 和19.0%，接著分別降至Mg-3.92Sn合金的74 MPa 和13.5%，然后又逐漸提高至Mg-6.54Sn合金的92 MPa和15.5%，其中σb的值甚至略高于Mg-3.52Sn合金的.綜上所述，Mg-3.52Sn合金在室/高溫下均呈現(xiàn)出較佳的拉伸力學(xué)性能，而Mg-6.54Sn合金在高溫下呈現(xiàn)出較佳的拉伸力學(xué)性能.

圖4 鑄態(tài)Mg-xSn合金的室溫和高溫拉伸力學(xué)性能(a)室溫；(b)高溫Fig.4 Tensile mechanical properties at ambient and elevated temperatures of as-cast Mg-xSn alloys(a)ambient temperature；(b)elevated temperature

圖5為鑄態(tài)Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金在室溫和高溫下拉伸斷口SEM形貌.從圖5可見，兩合金的拉伸斷口呈韌性斷裂和脆性斷裂的復(fù)合斷裂.室溫下Mg-3.52Sn合金拉伸斷口斷面中存在較明顯的韌窩和蛇行滑移，同時(shí)還有一定量的解理臺(tái)階和河流花樣；而Mg-6.54Sn合金拉伸斷口斷面中韌窩變淺，蛇行滑移變少，這與其拉伸力學(xué)性能顯著降低相一致.隨著拉伸溫度的提高，以韌窩和蛇行滑移為特征的韌性斷裂增強(qiáng)，而以解理臺(tái)階和河流花樣為代表的脆性斷裂減弱，這與合金延伸率大幅提高相一致.

圖5 鑄態(tài)Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的室溫和高溫拉伸斷口SEM形貌(插圖為高倍照片)

Fig.5SEM morphology of tensile fractures at ambient and elevated temperatures of as-cast Mg-3.52Sn and Mg-6.54Sn alloys(illustrations are the graphs with high magnification)

圖6為鑄態(tài)Mg-xSn合金的硬度(HV)和沖擊韌性αnK.從圖6可見，隨著Sn含量的增加，HV值由Mg-2.18Sn合金的29.5逐漸提高至Mg-6.54Sn合金的38.4，這是由于硬質(zhì)相Mg2Sn(HV值為119[10])逐漸增多所致.αnK值先由Mg-2.18Sn合金的9 J/cm2稍提高至Mg-3.52Sn合金的10 J/cm2，接著逐漸降至Mg-6.54Sn合金的5 J/cm2.

圖6 鑄態(tài)Mg-xSn合金的硬度(HV)和沖擊韌性(αnK)

Fig.6Hardness(HV)and impact toughness (αnK) of as-cast Mg-xSn alloys

晶粒尺寸和第二相是影響合金沖擊韌性差異的主要內(nèi)部因素.晶粒越細(xì)，晶界面積越大，在一定區(qū)域內(nèi)變形進(jìn)而裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展所消耗的能量就越大，韌性也就越好.同時(shí)在沖擊作用下，裂紋一般于α-Mg基體與第二相的界面處產(chǎn)生.α-Mg基體為固溶體，第二相為金屬間化合物，兩者性能有著本質(zhì)的區(qū)別，前者強(qiáng)度低而塑性好，后者硬而脆.在沖擊外力作用下材料發(fā)生塑性變形時(shí)，由于兩相間塑性變形的不同步，首先在相界處形成微裂紋，隨后就是裂紋的擴(kuò)展，直至斷裂.由此可推斷，合金沖擊韌性值的大小與α-Mg基體的強(qiáng)度及第二相的形態(tài)、尺寸、分布和體積分?jǐn)?shù)有關(guān)[11].在Sn含量為2.18%～3.52%的范圍內(nèi)，隨著Sn含量的增加，鑄態(tài)組織逐漸細(xì)化，同時(shí)呈小塊狀彌散分布的Mg2Sn相較少，因此αnK值有所提高.在Sn含量為3.52%～6.54%范圍內(nèi)，隨著Sn含量的增加，雖然鑄態(tài)組織有所細(xì)化，但Mg2Sn相明顯地逐漸增多，并且趨于連續(xù)網(wǎng)狀分布于晶界處，使在相界處更易發(fā)生裂紋而導(dǎo)致擴(kuò)展斷裂，因此αnK值逐漸降低.

2.2 固溶態(tài)組織與力學(xué)性能

鑒于Mg-3.52Sn合金具有較佳的室/高溫拉伸力學(xué)性能，以及Mg-6.54Sn合金具有最細(xì)組織、最多第二相而呈現(xiàn)出的良好的高溫拉伸力學(xué)性能，故選擇上述兩種合金在723 K下固溶2～24 h，其HV值變化趨勢(shì)如圖7所示.從圖7可見，隨著固溶時(shí)間ts的增加，兩合金的HV值先逐漸提高，接著逐漸降低，當(dāng)ts=10 h時(shí)Mg-3.52Sn合金及Mg-6.54Sn合金的HV值達(dá)到峰值，分別為36.2和41.4.

圖7Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金在723 K下固溶2～24 h后的硬度(HV)曲線

Fig.7Hardness (HV) of Mg-3.52Sn and Mg-6.54Sn alloys solution-treated at 723 K for 2～24 h

圖8為固溶態(tài)Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的OM照片.從圖8可見，經(jīng)723 K/10 h固溶后，兩合金組織中Mg2Sn相已完全固溶于α-Mg基體中.

圖8 固溶態(tài)Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的OM照片

表1為鑄態(tài)和固溶態(tài)Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的拉伸力學(xué)性能和沖擊韌性αnK.由表1可知：在室溫下Mg-3.52Sn合金和Mg-6.54Sn合金的拉伸力學(xué)性能有所提高，σb分別提高至161 MPa和132 MPa，后者提高幅度更大，而δ分別提高至14.5%和8.5%，前者提高幅度更大；在高溫下二者的拉伸力學(xué)性能均變化不大，σb基本保持不變，δ稍降低，Mg-3.52Sn合金的αnK值降至7 J/cm2，而Mg-6.54Sn合金的αnK值提高至9 J/cm2.

圖9為室溫下固溶態(tài)Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的拉伸斷口形貌，其中插圖為高倍照片.從圖9可見，Mg-3.52Sn合金拉伸斷口斷面中韌窩和蛇行滑移變得明顯，解理臺(tái)階和河流花樣有所減少；Mg-6.54Sn合金拉伸斷口為沿晶韌性斷裂，斷口表面的晶界上出現(xiàn)大量的滑移特征.這與兩合金室溫拉伸力學(xué)性能提高相一致.

表1鑄態(tài)和固溶態(tài)Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的拉伸力學(xué)性能和沖擊韌性

Table1Tensilemechanicalpropertyandimpacttoughnessofas-castandsolution-treatedMg-3.52SnandMg-6.54Snalloys

合金狀態(tài)298 K423 Kσb /MPaδ /%σb/MPaδ/%αNk/(J·cm-2)Mg-3.52Sn鑄態(tài)15112.5871910固溶態(tài) 16114.58516.57Mg-6.54Sn鑄態(tài)1188.09215.55固溶態(tài) 1328.59112.59

圖9 固溶態(tài)Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的室溫拉伸斷口SEM形貌

經(jīng)固溶處理后，Mg2Sn相已完全固溶于α-Mg基體中，在此固溶強(qiáng)化作用下導(dǎo)致合金的室溫拉伸力學(xué)性能有所提高，且具有更多Mg2Sn相的Mg-6.54Sn合金提高幅度更大.而在高溫下，Mg2Sn相的固溶使第二相作為高溫強(qiáng)化相的作用減弱，但另一方面溶入的Sn又能提高α-Mg基體的高溫性能，在兩者的作用下合金的高溫抗拉強(qiáng)度基本保持不變.經(jīng)固溶處理后，Mg-3.52Sn合金組織中少量Mg2Sn相的固溶，有利于αnK值的提高，但固溶處理不可避免會(huì)導(dǎo)致合金組織中晶粒不同程度的粗大，因此αnK值有所降低.而Mg-6.54Sn合金組織中較多Mg2Sn相的固溶，這增強(qiáng)了基體強(qiáng)度，導(dǎo)致αnK值有所提高.

3 結(jié) 論

(1)隨著Sn含量的增加，鑄態(tài)組織中粗大樹枝晶狀的α-Mg相逐漸細(xì)化，高熱穩(wěn)定性相Mg2Sn逐漸增多，并且趨于連續(xù)網(wǎng)狀分布于晶界處.

(2)隨著Sn含量的增加，室溫下合金鑄態(tài)拉伸力學(xué)性能及沖擊韌性為先提高后降低，具有最佳性能的Mg-3.52Sn合金的σb，δ和αnK分別為151 MPa，12.5%和10 J/cm2；高溫時(shí)合金的σb和δ先分別逐漸提高至Mg-3.52Sn合金的87 MPa 和19.0%，略有降低后又分別逐漸提高至Mg-6.54Sn合金的92 MPa和15.5%.

(3)經(jīng)固溶處理后，Mg2Sn相完全固溶于α-Mg基體中，合金室溫拉伸力學(xué)性能有所提高，而高溫拉伸力學(xué)性能基本保持不變；Mg-3.52Sn合金的αnK值降低，而Mg-6.54Sn合金的αnK值提高.

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