孟帥舉，余 暉, 4，崔紅衛(wèi)，張 靜，趙維民，王志峰，秦春玲

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新型Mg-Bi-Al-Zn變形鎂合金的微觀組織與力學性能

孟帥舉1，余 暉1, 4，崔紅衛(wèi)2，張 靜3，趙維民1，王志峰1，秦春玲1

(1. 河北工業(yè)大學材料科學與工程學院，天津 300130；2. 山東理工大學材料科學與工程學院，淄博 255049；3. 江蘇科技大學冶金與材料學院，張家港 215600；4. 韓國材料科學研究院輕合金組，韓國昌原 51508)

基于開發(fā)低成本非稀土型變形鎂合金的目的，利用XRD、SEM、EDS、TEM和EBSD等檢測手段對新型Mg-7Bi-1Al-1Zn(質(zhì)量分數(shù)，%，BAZ711)合金的微觀組織進行相關(guān)表征，同時采用萬能試驗機測試了其鑄態(tài)及擠壓態(tài)試樣的力學性能。結(jié)果表明：鑄態(tài)BAZ711合金中粗大的Mg3Bi2相呈連續(xù)網(wǎng)狀分布于-Mg枝晶晶界處，其平均二次枝晶臂間距約為50 μm；擠壓態(tài)BAZ711合金發(fā)生完全再結(jié)晶，平均晶粒尺寸減小為3 μm，微米級Mg3Bi2相沿擠壓方向呈條帶狀斷續(xù)分布，同時，基體中彌散分布有大量50~200 nm的近球狀或短桿狀Mg3Bi2相；擠壓后合金表現(xiàn)出典型擠壓織構(gòu)特征。由于組織細化和微/納雙尺度第二相的綜合強化作用，擠壓態(tài)合金力學性能較鑄態(tài)顯著提高，其拉伸屈服強度、抗拉強度和伸長率分別達到244 MPa、305 MPa和14%。

鎂合金；熱擠壓；微觀組織；力學性能

鎂及其合金作為輕質(zhì)金屬結(jié)構(gòu)材料的代表，具有比剛度比強度高、鑄造加工性好、易切削加工及易于回收利用等一系列優(yōu)點，廣泛應用于汽車、軌道交通、電子通訊和航空航天等領(lǐng)域[1?2]。特別是Mg-Al系合金，諸如AZ91、AZ80、AM60等因具備良好加工成形性能及室溫力學性能而得到廣泛應用[3?4]，但這些高鋁含量合金中的主要強化相為Mg17Al12相，其熔點較低，使得合金在溫度高于150 ℃的環(huán)境中因強度和蠕變性能急劇降低而極大地限制了其應用[5]。

近年來，Bi元素被加入AZ91[6]、AZ80[7]、AZ81[8]和ZK60[9]等商用鎂合金中用以改善合金的顯微組織并提高其室溫和高溫力學性能。特別是有研究[10?11]指出，Bi在Mg-Al合金中不但可細化Mg17Al12相并抑制其在時效過程中的不連續(xù)析出行為，同時，高熔點Mg3Bi2第二相(823 ℃)的存在還可提高合金抗蠕變性能，呈現(xiàn)出與添加稀土元素相媲美的效果。依據(jù)Mg-Bi二元相圖[12]，Bi在Mg中固溶度隨溫度下降而大幅降低，故Bi在鎂合金中是一種典型的可沉淀強化元素[13]。基于此，國內(nèi)外研究者[14?21]將Bi元素作為主要合金化元素，嘗試開發(fā)Mg-Bi系新型合金。其中以快速凝固復合擠壓法制備高延展性Mg-5Bi-1Ca和Mg-5Bi-1Si(質(zhì)量分數(shù)，%)[20]和可熱處理強化Mg-6.4Bi-1.3Zn(質(zhì)量分數(shù)，%)[21]兩類三元合金為典型代表。

可見，若對Mg-Bi基合金進行合理合金化設計并輔以塑形加工變形手段，有望通過晶粒細化和沉淀強化作用開發(fā)出強度較高的新型鎂合金。本文作者在Mg-Bi二元合金基礎(chǔ)上添加少量Al和Zn元素用于增強合金的固溶強化效果和塑性變形性能，通過合金熔煉，均勻化熱處理和熱擠壓加工，成功制備出Mg-7Bi-1Al-1Zn(質(zhì)量分數(shù)，%，BAZ711)合金，并詳細對比研究了其擠壓前后的微觀組織演化規(guī)律和力學性能提高的主要原因。

1 實驗

實驗采用純度均大于99.9%的純Mg、Bi、Al和Zn為原料。合金熔煉采用不銹鋼坩堝在井式電阻爐中進行，熔煉過程中采用SF6+CO2混合氣氛保護，熔煉溫度為760 ℃，待純Mg熔化后加入純Bi、純Al和純Zn，攪拌并靜置20 min使熔體均勻。除渣后于熔體降至720 ℃時澆注到預熱至200 ℃的金屬模具中，獲得尺寸為62 mm×180 mm合金鑄錠。采用ICP法測量所得BAZ711鑄錠合金的實際成分為Mg-7.08Bi- 1.12Al-1.02Zn(質(zhì)量分數(shù)，%)。鑄錠在500 ℃下保溫5 h并溫水淬火獲得固溶態(tài)合金后機加工成60 mm×150 mm的待擠壓坯料。隨后熱擠壓工藝參數(shù)為擠壓溫度300 ℃、擠壓速度1.5 m/min、擠壓比36，最終制得10 mm的棒材。

鑄態(tài)樣品和固溶態(tài)樣品經(jīng)不同號砂紙粗磨后依次采用粒徑為3、l和0.5 μm的金剛石膏進行拋光。拋光后樣品經(jīng)腐蝕液(10 mL醋酸+4.2 g苦味酸+70 mL乙醇+10 mL蒸餾水)腐蝕，采用INSPECTS50掃描電鏡(SEM)進行微觀組織觀察；通過SmartLab型X射線衍射儀(XRD)和裝配在SEM上的EDAX-TSL型能譜儀(EDS)對物相組成及合金元素進行分析。利用TecnaiG220透射電鏡(TEM)觀察擠壓樣品內(nèi)的動態(tài)析出相，透射電鏡試樣采用金剛石刀片低速切割為l~2 mm厚薄片，機械研磨至約100 μm并沖成3 mm圓片后在電解雙噴儀上進行減薄(0 ℃，20 V；電解液為600 mL甲醇+300 mL丙三醇+100 mL硝酸)，試樣在離子減薄儀(Gatan PLPS 691)減薄15~20 min后上機觀察。電子背散射衍射(EBSD)試樣在前述拋光步驟基礎(chǔ)上采用自動拋光機輔以OPS懸濁液拋光40 min，酒精清洗表面后移至SU?6600場發(fā)射掃描電鏡采集相關(guān)數(shù)據(jù)，通過TSLOIM7軟件對置信度(CI)大于1的數(shù)據(jù)進行相關(guān)分析。

力學性能試樣按照ASTM E8標準加工成拉伸試棒，引伸計標距25 mm，直徑6 mm；利用SUNS?UTM5105X電子萬能型拉伸試驗機在拉伸速度為1 mm/min條件下測試鑄態(tài)和擠壓態(tài)BAZ711合金樣品的室溫(RT)拉伸性能。

2 結(jié)果與分析

2.1 合金物相分析

圖1所示為Mg-Bi和Mg-Al二元合金的平衡相圖。由圖1可以看出，Mg-Bi相圖與Mg-Al相圖的左半部分相似，553 ℃時Bi在Mg中的固溶度為8.87%，其隨溫度的降低急劇減小，在200 ℃時降至1%以下，呈現(xiàn)典型可沉淀強化特點。由Mg-Bi相圖可見：Mg-Bi(0＜＜85%)合金的室溫組織均由-Mg和Mg3Bi2相組成，與Mg-Al合金中強化相Mg17Al12(437℃)[12]相比，Mg3Bi2(823 ℃)具有更高的初溶溫度。故固溶處理時需采用較高的溫度，基于前期試驗探索，確定BAZ711合金的固溶處理工藝為(500 ℃，5 h)。

圖2所示為BAZ711合金鑄態(tài)、固溶態(tài)和擠壓態(tài)XRD譜。由圖2可見，鑄態(tài)、固溶態(tài)和擠壓態(tài)合金物相組成相同(JCPDS-Mg: #65?3365; Mg3Bi2: #65?1909)，因Mg3Bi2相具有高熱穩(wěn)定性與熔點，固溶處理并未將其完全固溶。其中，擠壓態(tài)試樣與鑄態(tài)、T4態(tài)在衍射峰相對強度上有所區(qū)別，比值由鑄態(tài)、固溶態(tài)約1.0變?yōu)閿D壓態(tài)0.25，說明擠壓態(tài)合金中的晶粒取向與鑄態(tài)和固溶態(tài)相比發(fā)生了顯著變化，即晶?；鎯A向于與擠壓方向一致，后續(xù)背散射電子衍射(EBSD)實驗結(jié)果也驗證了此變化。

圖2 鑄態(tài)、固溶態(tài)和擠壓態(tài)BAZ711合金的XRD譜

2.2 不同狀態(tài)下合金的顯微組織分析

2.2.1 鑄態(tài)與固溶態(tài)合金微觀組織

圖3(a)和(b)所示為BAZ711合金鑄態(tài)的掃描電鏡組織。由圖3(a)和(b)可知，鑄態(tài)BAZ711合金組織由等軸樹枝狀基體和呈連續(xù)網(wǎng)狀分布于枝晶晶界上的金屬間化合物構(gòu)成，合金平均二次枝晶間距約為50 μm。鑄態(tài)BAZ711合金中晶界處存在的大量硬脆相會割裂基體并限制合金的變形能力，故對其進行固溶處理。

圖3(c)和(d)所示為BAZ711合金固溶態(tài)的微觀組織。由圖3(c)和(d)可知，其顯微組織與鑄態(tài)組織相比，固溶處理后部分晶間呈連續(xù)網(wǎng)狀分布的第二相固溶進基體中且體積分數(shù)相應下降，未固溶進基體的第二相多呈短桿狀或粒狀斷續(xù)分布于基體上。連續(xù)網(wǎng)狀第二相的消除有利于減少其對合金的割裂作用并降低第二相對晶界移動的阻礙作用，從而有助于合金的擠壓 成形。

由圖3(e)和(f)對應圖3(d)的能譜分析結(jié)果。由圖3(e)和(f)可知，金屬間化合物含有較多Bi元素；結(jié)合前述XRD譜可知，此第二相為Mg3Bi2相；基體則為固溶有Al、Zn和Bi元素的-Mg，此結(jié)論與文獻[21]報道一致。

圖3 BAZ711合金鑄態(tài)和固溶態(tài)SEM像及EDS譜

2.2.2 擠壓態(tài)合金微觀組織

固溶態(tài)坯料經(jīng)擠壓的顯微組織如圖4(a)和(b)所示，水平方向為擠壓方向(ED)。由圖4(a)和(b)可見，原始粗大晶粒在擠壓后均轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉容S晶，截線法測量得到其平均晶粒尺寸約為3 μm，晶粒細化歸因于動態(tài)再結(jié)晶。其中，未完全固溶于基體的硬質(zhì)第二相在擠壓過程中被破碎，并沿擠壓方向呈斷續(xù)條帶狀分布，形成清晰的擠壓變形帶[22]。一方面，這些微米級第二相可通過顆粒激發(fā)形核(PSN)機制[23]促進動態(tài)再結(jié)晶；另一方面，根據(jù)“Zener效應”[24]，微米級Mg3Bi2相還可有效地阻礙再結(jié)晶晶粒生長過程中的晶界移動，從而細化晶粒。

除上述未固溶進基體的Mg3Bi2相在熱擠壓過程中被破碎成微米級顆粒外，固溶于基體中的Bi元素也會隨固溶度下降而在擠壓過程中發(fā)生動態(tài)析出[12?13]。

圖4(c)~(f)所示分別為擠壓態(tài)BAZ711合金的TEM明場像及相應微區(qū)成分分析結(jié)果。由圖4(c)~(f)可見，擠壓態(tài)BAZ711合金中還存在大量細小第二相(50~200 nm)，呈短棒狀或近球狀彌散分布在動態(tài)再結(jié)晶晶粒的內(nèi)部及其晶界處。結(jié)合微區(qū)能譜成分分析結(jié)果可知，這些襯度較大的納米級析出相由Mg和Bi構(gòu)成，而其周邊基體則主要由Mg、Al和Zn組成，結(jié)合前述XRD譜及SEM/EDS分析結(jié)果可判斷這些析出相為Mg3Bi2相，此結(jié)果與有關(guān)報道[20?21]的研究結(jié)果一致，而Al和Zn元素仍固溶在基體中，這與Al和Zn元素在Mg中固溶度較大有關(guān)[12]。

圖4 擠壓態(tài)BAZ711合金的微觀組織及EDS分析結(jié)果

文獻[25?26]指出，在熱擠壓過程中，由于塑性變形產(chǎn)生的位錯可以為第二相顆粒提供形核位置，并增加合金元素的擴散能力。從而增加第二相的析出動力，可見，大量細小Mg3Bi2顆粒的形成是擠壓過程中過飽和溶質(zhì)元素以第二相形式動態(tài)析出的結(jié)果。這些納米級Mg3Bi2相可釘扎位錯與再結(jié)晶晶粒晶界，從而阻礙再結(jié)晶晶粒長大。其與上述微米級Mg3Bi2相的共同作用是擠壓態(tài)BAZ711合金獲得細小均勻再結(jié)晶晶粒組織的主要原因。

2.2.3 擠壓態(tài)合金微觀織構(gòu)

圖5(a)所示為擠壓態(tài)BAZ711合金縱截面(沿擠壓方向)的EBSD顯微組織重構(gòu)圖。由圖5(a)可見，擠壓態(tài)合金發(fā)生了完全再結(jié)晶，平均晶粒尺寸約為2.9 μm，與前述SEM觀察結(jié)果一致。相應的反極圖(見圖5(b))表明，擠壓態(tài)合金呈現(xiàn)出典型的擠壓纖維織構(gòu)[27?28]，其中大部分晶粒表現(xiàn)出基面取向特征，即晶粒的基面平行于擠壓方向，最大織構(gòu)強度為3.1。此織構(gòu)的形成與擠壓過程中基面滑移的塑性變形機制和動態(tài)再結(jié)晶有關(guān)[29]。部分相似變形鎂合金的織構(gòu)強度如表1[26, 30]所示，與已有研究結(jié)果報道相比，由于本試驗中合金在擠壓時發(fā)生了完全再結(jié)晶，再結(jié)晶晶粒取向隨機化導致其織構(gòu)強度較弱，這有助于改善合金的各向異性。

圖5 擠壓態(tài)BAZ711合金的EBSD顯微組織重構(gòu)圖及對應的反極圖

2.3 合金的鑄態(tài)與擠壓態(tài)室溫拉伸性能

鑄態(tài)和擠壓態(tài)合金的室溫拉伸性能總結(jié)于表1。其中，擠壓態(tài)BAZ711合金的屈服強度s，抗拉強度b和伸長率分別為244 MPa、305 MPa和14%，與鑄態(tài)合金(s=81 MPa，b=120 MPa，=3.5%)相比，顯著提升。此外，新型低成本非稀土型BAZ711合金與部分已報道的Mg-Sn基擠壓鎂合金[26, 30]相比，具有與其接近的力學性能指標，特別是比相同條件下的商用AZ31鎂合金具有更高的強度。

基于前述組織與織構(gòu)演化規(guī)律分析可知，BAZ711合金力學性能提高的主要原因在于晶粒度變化和和微納雙尺度第二相的綜合作用所致，具體可作如下分析：

1) 根據(jù)Hall-Petch(H-P)公式，=0+?1/2(其中0是摩擦應力，是Hall-Petch系數(shù)，為晶粒尺寸)可知合金的屈服強度與其晶粒尺寸(或者二次枝晶間距)的二次方根成反比，鑄態(tài)合金的平均二次枝晶臂間距為50 μm，而擠壓加工后合金的晶粒尺寸細化為3 μm，必然導致合金屈服強度大大提高。此外，還應指出上述H-P公式中的常數(shù)項0與Hall-Petch系數(shù)具有取向(織構(gòu))依賴性[31?32]，纖維織構(gòu)強度越大(基面滑移處于硬取向)，則0和越大，相應屈服強度也越高，故具有典型纖維織構(gòu)的擠壓態(tài)BAZ711合金與具有隨機取向的鑄態(tài)合金相比亦對強度提高有所貢獻；

2) 微納雙尺度第二相的彌散強化與析出強化作用也不容忽視，由圖4微觀組織的對比觀察可發(fā)現(xiàn)固溶處理后BAZ711合金中依然有少量高熔點和高熱穩(wěn)定性微米級Mg3Bi2相未完全溶入基體，其在擠壓中被破碎并沿著擠壓方向分布，這些尺寸大小不一的微米級硬質(zhì)相廣泛的分布于較軟的-Mg基體上，可阻礙變形過程中位錯的運動，進而提高合金的強度。與此同時，彌散分布于基體上的近球狀納米尺度Mg3Bi2顆粒的存在會致使位錯在基體上第二相間滑動時需克服Orowan應力[13]，從而提高合金的強度。

此外，鑄態(tài)合金的塑性也在擠壓后顯著提高，這主要歸因于以下兩方面原因：

1) 鑄態(tài)合金組織中在晶間呈網(wǎng)狀分布的粗大Mg3Bi2相會造成第二相和基體之間的不連續(xù)性，當進行拉伸試驗時，第二相周圍易誘發(fā)位錯聚集，導致裂紋源產(chǎn)生并擴展，從而降低合金塑性；而熱擠壓后BAZ711合金由于晶界周圍第二相的網(wǎng)狀形態(tài)被破壞，使得其對基體的割裂作用較鑄態(tài)合金大為降低；

2) 擠壓態(tài)合金中，由于晶粒均勻細小，晶界數(shù)目急劇增加，在受外力變形時，晶界附近的應力協(xié)調(diào)效應可在約束基面滑移的同時促進非基面滑移系，并且波及整個晶粒[33?36]，繼而有效減少晶界處的應力集中，提高伸長率。

表1 鑄態(tài)與擠壓態(tài)BAZ711合金力學性能與相關(guān)變形合金的對比

3 結(jié)論

1) 鑄態(tài)BAZ711合金由在晶界呈連續(xù)網(wǎng)狀的Mg3Bi2相和粗大的-Mg基體組成，其平均二次枝晶臂間距約為50 μm。擠壓后的合金組織則以沿擠壓方向斷續(xù)分布的條帶狀Mg3Bi2相和均勻細小的再結(jié)晶晶粒為基本特征，平均晶粒尺寸約為3 μm，同時，基體中彌散分布著大量納米尺寸(50~200 nm)的Mg3Bi2相。

2) 與鑄態(tài)合金相比，擠壓態(tài)BAZ711合金的屈服強度，抗拉強度和伸長率都有顯著提升，分別達到244 MPa、305 MPa和14%。

3) 擠壓加工后合金強度的提升主要是細晶及微納雙尺度Mg3Bi2相共同強化作用的結(jié)果。塑性的顯著改善則主要是消除晶界網(wǎng)狀分布對基體的割裂作用和晶粒細化所致。

REFERENCES

[1] 丁文江, 付彭懷, 彭立明, 蔣海燕, 王迎新, 吳國華, 董杰, 郭興伍. 先進鎂合金材料及其在航空航天領(lǐng)域中的應用[J]. 航天器環(huán)境工程, 2011, 28(2): 103?109. DING Wen-jiang, FU Peng-huai, PENG Li-ming, JIANG Hai-yan, WANG Ying-xin, WU Guo-hua, DONG Jie, GUO Xing-wu. Advanced magnesium alloys and their applications in aerospace[J]. Spacecraft Environment Engineering, 2011, 28(2): 103?109.

[2] 余 琨, 黎文獻, 王日初, 馬正青. 變形鎂合金的研究、開發(fā)及應用[J]. 中國有色金屬學報, 2003, 13(2): 277?288. YU Kun, LI Wen-xian, WANG Ri-chu, MA Zheng-qing. Research, development and application of wrought magnesium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2003, 13(2): 277?288.

[3] MATHAUDHU S N, LUO A A, NEELAMEGGHAM N R, NYBERG E A, SILLEKENS W H. Essential readings in magnesium technology[M]. New Jersey ( U.S.A.): John Wiley & Sons, Inc., 2014: 333?395.

[4] AVEDESIAN M M, BAKER H. ASM specialty handbook: Magnesium and magnesium alloys[M]. Materials Park, OH, ASM International, 1999: 274.

[5] 張新明, 彭卓凱, 陳健美, 鄧運來. 耐熱鎂合金及其研究進展[J]. 中國有色金屬學報, 2004, 14(9): 1443?1450. ZHANG Xin-min, PENG Zhuo-kai, CHEN Jian-mei, DENG Yun-lai. Heat-resistant magnesium alloys and their development[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2004, 14(9): 1443?1450.

[6] YUAN Guang-yin, SUN Yang-shan, DING Wen-jiang. Effects of bismuth and antimony additions on the microstructure and mechanical properties of AZ91 magnesium alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2001, 308(1/2): 38?44.

[7] WANG Ya-xiao, ZHOU Ji-xue, WANG Jie, LUO Tian-jiao, YANG Yuan-sheng. Effect of Bi addition on microstructures and mechanical properties of AZ80 magnesium alloy[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2011, 21(4): 711?716.

[8] 任文亮, 李全安, 石雅靜, 張興淵. Bi 對 AZ81 鎂合金組織和力學性能的影響[J]. 稀有金屬與硬質(zhì)合金, 2010, 38(3): 34?37. REN Wen-liang, LI Quan-an, SHI Ya-jing, ZHANG Xing-yuan. Effect of bismuth addition on the microstructure and mechanical properties of AZ81 magnesium alloy[J]. Rare Metals and Cemented Carbides, 2010, 38(3): 34?37.

[9] HUANG Zheng-hua, LIU Wang-hanbo, QI Wen-jun, ZHOU Nan. Effects of Bi on the microstructure and mechanical property of ZK60 alloy[J]. Journal of Magnesium and Alloys, 2015, 3(1): 29?35.

[10] 張國英, 張 輝, 方戈亮, 李昱材. Bi, Sb 合金化對 AZ91 鎂合金組織, 性能影響機理研究[J]. 物理學報, 2005, 54(11): 5288?5292. ZHANG Guo-ying, ZHANG Hui, FANG Ge-liang, LI Yu-cai. A study on the mechanism of the influence of Bi, Sb alloying on microstructure and properties of AZ91 magnesium alloy[J]. Acta Physica Sinica, 2005, 54(11): 5288?5292.

[11] 周惦武, 劉金水, 盧遠志, 張楚慧. Sb、Bi 合金化提高 Mg-Al 系合金抗蠕變性能的機理[J]. 中國有色金屬學報, 2008, 18(1): 118?125. ZHOU Dian-wu, LIU Jin-shui, LU Yuan-zhi, ZHANG Chu-hui. Mechanical of Sb, Bi alloying on improving heat resistance properties of Mg-Al alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2008, 18(1): 118?125.

[12] 劉楚明, 主修榮, 周海濤. 鎂合金相圖[M]. 長沙: 中南大學出版社, 2006: 256. LIU Chu-min, ZHU Xiu-rong, ZHOU Hai-tao. Magnesium phase diagram[M]. Changsha: Central South University Press, 2006: 256.

[13] NIE Jian-feng. Precipitation and hardening in magnesium alloys[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2012, 43(11): 3891?3939.

[14] 王 猛. 不同制備工藝下Mg-Bi合金及組織性能研究[D]. 沈陽: 沈陽航空航天大學, 2012. WANG Meng. The study on the Mg-Bi alloy as well its microstructure and properties under different prepared states[D]. Shenyang: Shenyang Aerospace University, 2012.

[15] 張 輝. Mg-Bi 和 Mg-Bi-Sn 耐熱鎂合金的研究[D]. 太原: 太原理工大學, 2014. ZHANG Hui. Study on as-cast Mg-Bi and Mg-Bi-Sn heat-resistant magnesium alloy[D]. Taiyuan: Taiyuan University of Technology, 2014.

[16] 張 輝, 韓 寶, 許春香, 劉 強,王 淼. Sn 含量對二元 Mg-Bi 合金顯微組織和力學性能的影響[J]. 鑄造, 2014, 63(11): 1138?1141. ZHANG Hui, HAN Bao, XU Chun-xiang, LIU Qiang, WANG Miao. Effect of Sn content on microstructure and mechanical properties of binary Mg-Bi magnesium alloy[J]. Foundry, 2014, 63(11): 1138?1141.

[17] 張 清, 李全安, 張興淵, 周 偉. Bi合金化在耐熱鎂合金中的應用[J]. 鑄造, 2011, 60(9): 857?859. ZHANG Qing, LI Quan-an, ZHANG Xing-yuan, ZHOU Wei. Application of Bi alloying to heat resistant magnesium alloy[J]. Foundry, 2011, 60(9): 857?859.

[18] 趙玉華, 王 猛. Mg-Bi 合金的顯微組織和力學性能[J]. 鑄造, 2012, 61(7): 758?763. ZHAO Yu-hua, WANG Meng. Microstructure and mechanical properties of Mg-Bi alloys[J]. Foundry, 2012, 61(7): 758?763.

[19] 孟恩強. 新型Mg-Bi和Mg-Bi-Ca合金的研制及組織與力學性能分析[D]. 西安: 西安理工大學, 2008. MENG En-qiang. Development of Mg-Bi and Mg-Bi-Ca alloys and analysis of their microstructures and mechanical properties[D]. Xi’an: Xi’an University of Technology, 2008.

[20] REMENNIK S, BARTSCH I, WILLBOLD E, WITTE F, SHECHTMAN D. New, fast corroding high ductility Mg-Bi-Ca and Mg-Bi-Si alloys, with no clinically observable gas formation in bone implants[J]. Materials Science and Engineering B, 2011, 176(20): 1653?1659.

[21] SASAKI T T, OHKUBO T, HONO K. Precipitation hardenable Mg-Bi-Zn alloys with prismatic plate precipitates[J]. Scripta Materialia, 2009, 61(1): 72?75.

[22] HUMPHREYS F J. The nucleation of recrystallization at second phase particles in deformed aluminium[J]. Acta Metallurgica, 1977, 25(11): 1323?1344.

[23] YU Hui, PARK S H, YOU B S, KIM Y M, YU H S, PARK S P. Effects of extrusion speed on the microstructure and mechanical properties of ZK60 alloys with and without 1 wt% cerium addition[J]. Materials Science and Engineering A, 2013, 583: 25?35.

[24] LIU Hong-mei, CHEN Yun-gui, TANG Yong-bai, WEI Shang-hai, NIU Gao. The microstructure, tensile properties, and creep behavior of as-cast Mg-(1?10)% Sn alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2007, 440(1/2): 122?126.

[25] ROBSON J D, HENRY D T, DAVIS B. Particle effects on recrystallization in magnesium-manganese alloys: Particle- stimulated nucleation[J]. Acta Metallurgica, 2009, 57(9): 2739?2747.

[26] PARK S S, TANG W N, YOU B S. Microstructure and mechanical properties of an indirect-extruded Mg-8Sn-1Al-1Zn alloy[J]. Materials Letters, 2010, 64(1): 31?34.

[27] 丁文江, 靳 麗, 吳文祥, 董 杰. 變形鎂合金中的織構(gòu)及其優(yōu)化設計[J]. 中國有色金屬學報, 2011, 20(10): 2371?2381. DING Wen-jiang, JIN Li, WU Wen-xiang, DONG Jie. Texture and texture optimization of wrought Mg alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 20(10): 2371?2381.

[28] 陳振華, 夏偉軍, 程永奇, 傅定發(fā). 鎂合金織構(gòu)與各向異性[J]. 中國有色金屬學報, 2005, 15(1): 1?11. CHEN Zhen-hua, XIA Wei-jun, CHEN Yong-qi, FU Ding-fa. Texture and anisotropy in magnesium alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2005, 15(1): 1?11.

[29] SHAHZAD M, WAGNER L. Influence of extrusion parameters on microstructure and texture developments, and their effects on mechanical properties of the magnesium alloy AZ80[J]. Materials Science and Engineering A, 2009, 506: 141?147.

[30] PARK S H, YOU B S. Effect of homogenization temperature on the microstructure and mechanical properties of extruded Mg-7Sn-1Al-1Zn alloy[J]. Journal of Alloys And Compounds, 2015, 637: 332?338.

[31] YUAN W, PANGIGRAHI S K, SU J Q, MISHRA R S. Influence of grain size and texture on Hall-Petch relationship for a magnesium alloy[J]. Scripta Materialia, 2011, 65(11): 994?997.

[32] WANG Y, CHOO H. Influence of texture on Hall-Petch relationships in an Mg alloy[J]. Acta Metallurgica, 2014, 81: 83?97.

[33] UEMATSU Y, TOKAJI K, KAMAKURA M, UCHIDA K, SHIBATA H BEKKU N. Effect of extrusion conditions on grain refinement and fatigue behaviour in magnesium alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2006, 434:131?140.

[34] YANG Q, GHOSH A K. Deformation behavior of ultrafine-grain (UFG) AZ31B Mg alloy at room temperature[J]. Acta Metallurgica, 2006, 54(19): 5159?5170.

[35] KOIKEA J, KOBAYASHIA T, MUKAIB T, WATANABE H, SUZUKI M, MARUYAMA K, HIGASHI K. The activity of non-basal slip systems and dynamic recovery at room temperature in fine-grained AZ31B magnesium alloys[J]. Acta Metallurgica, 2003, 51(7): 2055?2065.

[36] KOIKE J. New deformation mechanisms in fine-grain Mg alloy[J]. Materials Science Forum, 2003, 419(422): 189?194.

(編輯 何學鋒)

Microstructure and mechanical properties of new Mg-Bi-Al-Zn wrought magnesium alloy

MENG Shuai-ju1, YU Hui1, 4, CUI Hong-wei2, ZHANG Jing3, ZHAO Wei-min1, WANG Zhi-feng1, QIN Chun-ling1

(1. School of Materials Science and Engineering, Hebei University of Technology, Tianjin 300130, China 2. School of Materials Science and Engineering, Shandong University of Technology, Zibo 255049, China 3. School of Metallurgy and Materials Engineering,Jiangsu University of Science and Technology, Zhangjiagang 215600, China;4. Light Metal Team, Korea Institute of Materials Science, Changwon 51508, Republic of Korea)

In order to develop cost-effective Mg alloy without rare earth (RE) addition, the microstructural evolution of newly developed Mg-7Bi-1Al-1Zn (mass fraction, %, BAZ711) alloy was investigated by XRD, SEM, EDS, TEM and EBSD. The tensile test was also carried out to study corresponding mechanical properties. The results show that the as-cast BAZ711 alloy is consisted of α-Mg matrix with an average second dendrite arm space (SDAS) of about 50 μm and coarse Mg3Bi2phases distributing in the grain boundaries. However, the average grain size is reduced to about 3 μm after extrusion. The extruded BAZ711 alloy with fully dynamic recrystallized (DRXed) grains contains strip-like fragmented Mg3Bi2particles along the extrusion direction (ED), demonstrating a typical basal texture. In addition, a large amount of Mg3Bi2precipitates with sizes ranging from 50nm to 200 nm were observed. The as-extruded BAZ711 alloy gives superior mechanical properties, a tensile yield strength of 244 MPa, an ultimate tensile strength of 305 MPa and an elongation of 14%, which is mainly due to grain refinement, and presence of micro/nano-size Mg3Bi2particles.

magnesium alloy;extrusion;microstructure;mechanical property

Project(QN2015035) supported by the Research Foundation of Higher Education School Scientific Research Program from Hebei Education Department, China; Project(220056) supported by the Graduate Student Innovation Project of Hebei Province, China; Project(2015002) supported by the Outstanding Youth Scholar Science and Technology Innovation Program of Hebei University of Technology, China; Project(E2016202130) supported by the Natural Science Foundation for Excellent Young Scholars of Hebei Province, China; Project(208002) supported by the Research Foundation of Introduction Talent of Hebei University of Technology, China; Project(201510) supported by the Young Scientist Exchange Program between Korea and China of Science and Technology Department,China

2016-02-24; Accepted date: 2016-07-19

YU Hui;Tel: +86-18522233466; E-mail: yuhuidavid@126.com

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.05.003

1004-0609(2017)-05-0894-08

TG146.2

A

河北省教育廳基金資助項目(QN2015035)；河北省研究生創(chuàng)新項目(220056)；河北工業(yè)大學優(yōu)秀青年科技創(chuàng)新基金資助項目(2015002)；河北省自然科學基金優(yōu)秀青年科學基金資助項目(E2016202130)；河北工業(yè)大學引進人才項目(208002)；科技部“中韓青年科學家”交流計劃資助項目(201510)

2016-02-24；

2016-07-19

余暉，副教授, 博士；電話：18522233466；E-mail：yuhuidavid@126.com