連全勇 王立新 袁 峰 胡文鑫 吳廣新 張捷宇

(1.上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444； 2.省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200444；2. 泛亞汽車技術(shù)中心有限公司，驅(qū)動(dòng)部，上海 201208；4.包頭稀土研究院白云鄂博稀土資源研究與綜合利用國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，內(nèi)蒙古 包頭 014030)

航空航天、汽車用的材料，不僅要求質(zhì)量輕，而且還應(yīng)具有高導(dǎo)熱性和高強(qiáng)度。鎂合金是最輕的結(jié)構(gòu)材料，因其比強(qiáng)度和剛度高、導(dǎo)熱系數(shù)高、電磁屏蔽性能好而備受關(guān)注。純鎂的導(dǎo)熱系數(shù)僅次于銀、銅和鋁，然而，鎂合金由于化學(xué)活性高、耐蝕性差和成本高，限制了其發(fā)展[1]。稀土元素可顯著提高鎂合金的耐熱性，還能細(xì)化晶粒，改善合金組織，從而提高鎂合金的力學(xué)性能。此外，稀土鎂合金導(dǎo)熱性、塑性好，耐蝕性好，高溫強(qiáng)度高，抗蠕變性能好[2]。

La、Ce輕稀土在自然界中往往共生在一起，在鎂合金中的固溶度較小，少量混合加入能顯著提高鎂合金的力學(xué)性能和導(dǎo)熱性能。我國鎂資源儲(chǔ)量豐富，居世界第一，稀土資源約占世界已探明儲(chǔ)量的80%以上[3]，因此稀土鎂合金具有十分廣闊的發(fā)展前景。

1 試驗(yàn)材料與方法

將純Mg、純Zr、Mg- Ce、Mg- La和Mg- Zn中間合金置于坩堝中，在SF6+N2混合保護(hù)氣氛中升溫至670 ℃熔融制備合金。用電感耦合等離子體發(fā)射光譜儀(ICP)測定合金的化學(xué)成分，結(jié)果見表1。由于非平衡凝固以及溶質(zhì)再分配，鑄錠中易形成晶內(nèi)偏析和區(qū)域偏析。為消除或減輕偏析，對(duì)鑄錠進(jìn)行了均勻化處理，工藝為450 ℃保溫12 h風(fēng)冷。將均勻化處理后的鑄錠加工成尺寸100 mm×40 mm×10 mm的板材試樣。將試樣在370、410、450 ℃預(yù)熱30 min后在小型軋機(jī)設(shè)備(軋輥可加熱)上軋制，軋制道次為5道次，軋制總變形量為55%，軋輥溫度為220 ℃，軋制速度為0.027 m/s，道次回爐保溫時(shí)間為10 min。軋制后進(jìn)行退火處理，工藝為300 ℃保溫60 min。

表1 鑄態(tài)Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr鎂合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

試樣經(jīng)過機(jī)械拋光后，用苦味酸溶液(苦味酸3 g+乙酸15 ml+無水乙醇50 ml+蒸餾水10 ml)進(jìn)行腐蝕，然后采用掃描電鏡觀察微觀組織。

采用X射線衍射儀對(duì)合金的物相進(jìn)行分析。根據(jù)GB/T 228.1—2010加工拉伸試樣，以0.01 mm/s速率在電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，對(duì)每個(gè)試樣做3次平行試驗(yàn)，取平均值。

從鑄態(tài)、軋制態(tài)和軋制退火態(tài)(沿軋制方向)試樣上分別切取尺寸為φ12.7 mm×2 mm的試樣，用于測量合金的熱擴(kuò)散率。采用耐馳LFA447激光導(dǎo)熱儀在室溫下測量合金的熱擴(kuò)散率，測量3次取平均值。通過差示掃描量熱法(DSC)測量合金的比熱容，試樣尺寸為φ5 mm×0.6 mm，測試溫度范圍為室溫～250 ℃。采用密度測試儀測量合金的密度。導(dǎo)熱系數(shù)λ的計(jì)算公式為：

λ=α·ρ·Cp

式中：α是熱擴(kuò)散率，mm2/s；ρ是密度，g/cm3；Cp是在恒定壓力下的比熱容，J/(g·K)。

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

鑄態(tài)Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金主要由鎂基體(α- Mg)及第二相組成，第二相主要分布在晶界。為了進(jìn)一步確定第二相的成分，對(duì)試樣進(jìn)行電鏡能譜點(diǎn)分析，結(jié)果如圖1和表2所示。

圖1 鑄態(tài)Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的掃描電鏡圖和能譜點(diǎn)掃位置

表2 鑄態(tài)Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

從表2可以看出，鑄態(tài)Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金主要由鎂基體及共晶第二相組成；晶界呈網(wǎng)狀分布且顏色較淺的第二相由Mg- La、Mg- Ce中間化合物組成，La與Ce的質(zhì)量比約為1∶1，質(zhì)量分?jǐn)?shù)均為15%左右，可以推測第二相成分為LaMg12和CeMg12。

圖2為鑄態(tài)Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的XRD衍射圖譜，可見合金中除了含有α- Mg相的衍射峰外，還含有LaMg12、CeMg12相的衍射峰，進(jìn)一步驗(yàn)證了中間化合物為LaMg12和CeMg12相。

圖2 鑄態(tài)Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的XRD譜圖

鑄態(tài)、軋制態(tài)和軋制退火態(tài)Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的SEM照片如圖3所示。試樣經(jīng)過軋制變形后，在應(yīng)力作用下，發(fā)生了再結(jié)晶，晶粒為細(xì)小而均勻的等軸晶，軋制后還產(chǎn)生了孿晶。退火處理后，晶粒尺寸略微增大，孿晶數(shù)量減少。

圖3 鑄態(tài)、軋制態(tài)和軋制退火態(tài)Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的顯微組織

2.2 力學(xué)性能

圖4為鑄態(tài)Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的拉伸應(yīng)力- 應(yīng)變曲線。可見，鑄態(tài)鎂合金的抗拉強(qiáng)度為136 MPa，斷后伸長率為8.8%，拉伸過程無明顯屈服階段，抗拉強(qiáng)度較低，很難滿足使用要求。軋制態(tài)和軋制退火態(tài)試樣的拉伸曲線與鑄態(tài)的相似，拉伸性能的統(tǒng)計(jì)結(jié)果如圖5所示。

圖4 鑄態(tài)Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的應(yīng)力- 應(yīng)變曲線

從圖5可知，在相同溫度下軋制，試樣的抗拉強(qiáng)度隨著軋制道次的增加而升高。在450 ℃軋制5道次的合金，抗拉強(qiáng)度達(dá)到223.3 MPa，比鑄態(tài)合金提高了64.2%。由于在軋制過程中合金發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，獲得了細(xì)小而均勻的等軸晶，從而使抗拉強(qiáng)度升高。隨著軋制溫度的升高，試樣的抗拉強(qiáng)度升高。這是因?yàn)殡S著軋制溫度的升高，鎂合金滑移系被激活，達(dá)到動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所需的臨界驅(qū)動(dòng)力，合金發(fā)生大量動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，變形性能大大提高[6]。在相同溫度下軋制，試樣的斷后伸長率隨著軋制道次的增加先降低后升高。

從圖5還可以看出，對(duì)于軋制退火態(tài)試樣，當(dāng)軋制溫度相同時(shí)，抗拉強(qiáng)度隨著軋制道次的增加先升高后降低。抗拉強(qiáng)度從第1道次到第4道次不斷提高，在370 ℃軋制4道次后達(dá)到201.7 MPa，比鑄態(tài)合金提高了48.3%;5道次軋制后，抗拉強(qiáng)度略有下降。軋制溫度越高，軋制相同道次的合金的抗拉強(qiáng)度越高。軋制退火態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度低于軋制態(tài)合金。在相同軋制溫度下，軋制道次越多，退火后試樣的斷后伸長率越高，軋制溫度越高，軋制相同道次的合金斷后伸長率越高。但與軋制態(tài)試樣相比，軋制退火態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度略低。由顯微組織可知，軋制退火態(tài)合金的晶粒尺寸增大，從而導(dǎo)致合金的抗拉強(qiáng)度略有降低。

圖5 鑄態(tài)、軋制態(tài)及軋制退火態(tài)Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的力學(xué)性能

2.3 導(dǎo)熱性能

根據(jù)熱傳導(dǎo)理論，合金的導(dǎo)熱系數(shù)為電子導(dǎo)熱和聲子導(dǎo)熱的累加[7]。相關(guān)研究表明[8- 10]：Mg基體中固溶原子含量的減少可大幅度提高合金的導(dǎo)熱性，而固溶原子與基體間的共格界面會(huì)引起嚴(yán)重的晶格畸變，進(jìn)而縮短傳熱電子的平均自由程，使導(dǎo)熱系數(shù)下降。La在Mg中的固溶度較小，300 ℃時(shí)僅為0.07%(原子分?jǐn)?shù)，下同)；Ce在Mg中的固溶度也很小，在共晶溫度592 ℃時(shí)的最大固溶度僅為0.092%[11]。

鑄態(tài)、軋制態(tài)和軋制退火態(tài)Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的熱導(dǎo)率如圖6所示?？梢?70 ℃軋制態(tài)合金的熱導(dǎo)率均低于鑄態(tài)合金(121.274 W/(m·K))，這與較低溫度軋制時(shí)孿晶、位錯(cuò)、空位及間隙原子等缺陷增多有關(guān)。410和450 ℃軋制態(tài)合金的熱導(dǎo)率均高于鑄態(tài)合金。其原因是提高軋制溫度，再結(jié)晶和晶粒長大的驅(qū)動(dòng)力增大，晶粒尺寸增大，晶界面積比例下降。晶界是電子和聲子的散射源，晶界比例下降使散射源減少，合金的熱導(dǎo)率提高[12- 13]?？傮w來看，在410 ℃軋制不同道次的合金的熱導(dǎo)率較高，3道次軋制的最高，達(dá)146.678 W/(m·K)，比鑄態(tài)合金提高了20.9%。

從圖6還可以看出，370 ℃軋制退火態(tài)合金的熱導(dǎo)率明顯高于其軋制態(tài)的，并且明顯高于鑄態(tài)合金。這是因?yàn)橥嘶鹛幚硎构倘苡阪V基體中的原子析出，形成析出相，大大降低了固溶原子對(duì)電子的散射作用，從而使熱導(dǎo)率上升[8]。410和450 ℃軋制退火態(tài)合金的熱導(dǎo)率明顯高于鑄態(tài)合金，但相比軋制態(tài)變化不明顯，這是因?yàn)楦邷叵鹿倘芪龀鲇邢蕖?/p>

圖6 鑄態(tài)和軋制態(tài)及軋制退火態(tài)Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的導(dǎo)熱性能

3 結(jié)論

(1)鑄態(tài)Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金主要由鎂基體(α- Mg)和LaMg12、CeMg12第二相組成，La和Ce元素主要偏聚于晶界，晶粒較粗大。經(jīng)過軋制變形后，合金發(fā)生了再結(jié)晶，晶粒細(xì)化，退火后晶粒略微長大。

(2)鑄態(tài)鎂合金的抗拉強(qiáng)度為136 MPa，450 ℃軋制態(tài)的高達(dá)223.3 MPa，比鑄態(tài)提高了64.2%。軋制退火態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度略低于軋制態(tài)合金。鑄態(tài)鎂合金的斷后伸長率為8.8%，軋制態(tài)合金的斷后伸長率略有下降，最高為7.3%。退火處理后，斷后伸長率顯著提高，450 ℃軋制退火態(tài)合金的斷后伸長率高達(dá)8.9%。

(3)鑄態(tài)鎂合金的熱導(dǎo)率為121.274 W/(m·K)，410和450 ℃軋制態(tài)合金的熱導(dǎo)率均高于鑄態(tài)合金；410 ℃軋制不同道次合金的熱導(dǎo)率較高，3道次軋制的最高，達(dá)146.678 W/(m·K)，比鑄態(tài)合金提高了20.9%。370 ℃軋制退火態(tài)合金的熱導(dǎo)率明顯高于軋制態(tài)和鑄態(tài)合金，410和450 ℃軋制退火態(tài)合金的熱導(dǎo)率明顯高于鑄態(tài)合金，但相比軋制態(tài)合金變化不明顯。