杜 玥 黃嘯辰 張景琪 張亞蓮 丁俊峰

（航天材料及工藝研究所，北京 100076）

0 引言

鎂鋰合金是最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，密度一般為1.30～1.65 g/cm3，比普通鎂合金輕1/4～1/3，比鋁合金輕1/3～1/2；同時，具有高比強(qiáng)度、高比模量、高抗壓屈服強(qiáng)度、各向異性不明顯、優(yōu)良的冷熱變形能力、對缺口敏感性低以及良好的阻尼性能等特點(diǎn)，是航空航天飛行器輕量化的理想材料之一［1-2］。發(fā)達(dá)國家對鎂鋰合金的研究應(yīng)用十分重視，已形成了多種牌號，如LA141、LA91、LAZ933、MA21、MA18 等牌號，并大量應(yīng)用到型號上，如航天器框架、支架、電子儀表外殼、波導(dǎo)管等［3-4］。近年來，國內(nèi)對鎂鋰合金研究日益增多，實現(xiàn)了其在航天領(lǐng)域的應(yīng)用。例如，“浦江一號”、“通信技術(shù)試驗衛(wèi)星三號”等衛(wèi)星上預(yù)埋件、支架和部分機(jī)箱機(jī)殼等部件使用了新型鎂鋰合金材料，以實現(xiàn)整星減重。

根據(jù)鎂鋰合金二元相圖，當(dāng)Li 含量低于5.7%時，鎂鋰合金仍保持密排六方（hcp）結(jié)構(gòu)的α-Mg 單相組織，當(dāng)Li 含量為5.7%～10.3%時，鎂鋰合金為hcp 結(jié)構(gòu)的α-Mg 相和體心立方（bcc）結(jié)構(gòu)的β-Li 相共存的雙相組織；當(dāng)Li 含量超過10.3%，鎂鋰合金為bcc結(jié)構(gòu)的β-Li單相組織。目前，鎂鋰合金強(qiáng)度普遍偏低、性能穩(wěn)定性差，極大限制了其應(yīng)用范圍。因此，引入高熱穩(wěn)定性的強(qiáng)化相是提高鎂鋰合金強(qiáng)度的主要途徑［5-7］。另外，熱擠壓變形也是提高鎂合金的力學(xué)性能的有效方法之一。

有研究表明，向Mg-RE 合金中添加Zn 可以形成具有較高的熱穩(wěn)定性的LPSO 相，可以顯著改善合金室溫及高溫力學(xué)性能。例如，KAWAMURA［8］利用快速凝固粉末冶金的方法制備了具有LPSO 相結(jié)構(gòu)的Mg97Y2Zn 合金，室溫屈服強(qiáng)度達(dá)到600 MPa。這為Mg-Li-RE-Zn 系合金的成分設(shè)計思路提供一定的借鑒。目前，已有研究人員制備出具有LPSO 相的Mg-8Li-6Y-2Zn、Mg89Y4Zn2Li5、Mg92Gd3Zn1Li4 合 金等，并開展了相關(guān)研究［9-12］。但不同含量Li對Mg-YZn-Li 系合金的微觀組織的影響規(guī)律以及熱處理和擠壓變形過程中微觀組織演變規(guī)律還鮮有報道。

本文制備了Mg-6Y-3Zn-xLi（x=0，5，8，11，wt%）合金鑄錠，并進(jìn)行了均勻化熱處理和熱擠壓實驗，研究了Li 含量對合金微觀組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，并制備了具有優(yōu)良綜合力學(xué)性能的Mg-6Y-3Zn-8Li 合金，以期為鎂鋰合金強(qiáng)韌化合金設(shè)計相關(guān)研究提供理論和試驗參考。

1 實驗材料及方法

在本研究中，實驗原材料采用純鎂（≥99.95%）、純鋰（≥99.9%）、純鋅（≥99.9%）以及Mg-20wt% Y 中間合金。為避免鎂鋰合金的氧化，采用氬氣保護(hù)下的真空感應(yīng)熔煉工藝進(jìn)行合金的熔煉，而后采用低碳鋼模具進(jìn)行澆鑄，澆鑄溫度控制在650～750 ℃，最終獲得Mg-6Y-3Zn-xLi（x=0，5，8，11，wt%，下同）合金鑄錠，合金名義成分和實測成分如表1所示。

表1 實驗合金的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of the studied alloy wt%

在真空熱處理爐中進(jìn)行鑄錠的均勻化熱處理，均勻化處理溫度為480 ℃，保溫時間為6 h，結(jié)束后進(jìn)行空冷。之后，對均勻化處理后合金鑄錠進(jìn)行熱擠壓變形實驗，擠壓溫度為300 ℃，擠壓比為15∶1，擠壓速度為5 mm/s。最后，加工拉伸試樣并進(jìn)行室溫拉伸力學(xué)性能測試，拉伸試驗在Instron 5569 萬能材料試驗機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率1 mm/min。從不同狀態(tài)的鎂鋰合金試樣上截取Φ10 mm×10 mm 的試樣，經(jīng)過研磨、拋光和4 %硝酸酒精溶液腐蝕，利用OLYMPUS GX51 金相顯微鏡及美國FEI 掃描電子（SEM）顯微鏡對微觀組織進(jìn)行觀察及分析。

2 結(jié)果與分析

2.1 鑄態(tài)合金的微觀組織

圖1 為鑄態(tài)Mg-6Y-3Zn-xLi 合金的金相組織照片。從圖1（a）中可以看出，鑄態(tài)Mg-6Y-3Zn-xLi 合金具有典型的Mg-Y-Zn合金微觀組織，主要由α-Mg（灰色襯度區(qū)域）和晶界處呈連續(xù)的網(wǎng)狀分布粗大的塊狀第二相（白色襯度區(qū)域）組成。當(dāng)Li元素含量達(dá)到5%時［圖1（b）］，Mg-6Y-3Zn-5Li合金顯微組織是由α-Mg和晶界處連續(xù)網(wǎng)狀分布的共晶化合物組成，與Mg-6Y-3Zn 合金中的粗大塊狀相相比，其共晶化合物尺寸較為細(xì)小，如圖1（b）中插圖所示，僅在晶界三叉交界處形成尺寸較大的塊狀相。隨著Li元素進(jìn)一步增加［圖1（c）］，Mg-6Y-3Zn-8Li 合金中共晶化合物尺寸分布不均勻性明顯增大，局部尺寸甚至超過了Mg-6Y-3Zn合金，達(dá)到200 μm以上。而當(dāng)Li含量達(dá)到11%時，合金基體中β-Li相開始增多，晶界共晶化合物連續(xù)網(wǎng)狀的分布特點(diǎn)消失，出現(xiàn)大量呈鏈狀分布的白色顆粒相。這說明Li元素的加入會抑制Mg-6Y-3Zn 合金中共晶化合物的產(chǎn)生，從而改變共晶化合物的形貌和分布規(guī)律。

圖1 鑄態(tài)合金的金相組織照片F(xiàn)ig.1 Optical microstructure images of as-cast alloys

另外，加入Li元素引起了合金中α-Mg平均晶粒尺寸的變化?？梢钥闯?，α-Mg 的平均晶粒尺寸隨著Li 含量的增加表現(xiàn)出先減小后增大隨后逐漸減小的變化趨勢。當(dāng)Li含量達(dá)到5%時，由于晶界處粗大的共晶化合物體積分?jǐn)?shù)和尺寸同時減小，合金平均晶粒尺寸達(dá)到最小值45 μm。當(dāng)Li 含量大于8%時，隨著共晶化合物的減少，晶界β-Li 相的增多，α-Mg 平均晶粒尺寸則先增大后逐漸減小趨勢。有研究表明，Li 元素的添加可以通過成分偏析起到抑制α-Mg枝晶長大的作用［13］。因此，適當(dāng)?shù)腖i 元素的添加可以有效細(xì)化晶粒。

2.2 均勻化處理對Mg-6Y-3Zn-xLi合金微觀組織的影響

2.2.1 Mg-6Y-3Zn-xLi合金金相組織

由于合金鑄態(tài)組織存在大量粗大的共晶化合物，主要分布于晶界處，對合金的力學(xué)性能和后續(xù)變形加工性能不利，因此需要對合金進(jìn)行均勻化處理。圖2 為經(jīng)過均勻化處理后的Mg-6Y-3Zn-xLi 合金的金相圖。從圖2（a）可見，經(jīng)480℃×6 h 的均勻化處理，Mg-6Y-3Zn 合金晶界處共晶化合物區(qū)域出現(xiàn)不規(guī)則的塊狀相，同時在α-Mg晶粒內(nèi)出現(xiàn)貫穿式的針狀相。當(dāng)Li含量增加到5%時［圖2（b）］，熱處理后的Mg-6Y-3Zn-5Li 合金由α-Mg、晶界處離散分布的短棒狀相組成。而隨著Li 含量進(jìn)一步增加［圖2（c）］，Mg-6Y-3Zn-11Li 合金經(jīng)過熱處理，原始鑄態(tài)晶界處呈鏈狀分布的白色顆粒相轉(zhuǎn)變?yōu)椴痪鶆蚍植嫉木W(wǎng)狀相，同時在α-Mg晶粒內(nèi)出現(xiàn)大量分布的細(xì)小顆粒相。

均勻化處理后合金α-Mg 的平均晶粒尺寸隨著Li含量的變化與鑄態(tài)合金保持相同的規(guī)律。當(dāng)Li含量達(dá)到5%時，晶界處網(wǎng)狀相轉(zhuǎn)變?yōu)榇罅慷贪粝啵辖鹌骄Я３叽邕_(dá)到最小值32 μm，與鑄態(tài)合金相當(dāng)。而當(dāng)Li 含量逐漸增加，隨著晶界處塊狀相體積分?jǐn)?shù)的減少，β-Li 相的增多，α-Mg 平均晶粒尺寸出現(xiàn)一定程度的減小，達(dá)到25 μm。

2.2.2 Mg-6Y-3Zn-xLi 合金第二相SEM 形貌及EDS分析結(jié)果

為進(jìn)一步分析合金中各第二相組成，對合金進(jìn)行SEM 觀察和EDS 能譜測定。由于Li 元素難以被測出，因此僅提供Mg、Y、Zn 元素的測試結(jié)果，如表2所示。

表2 經(jīng)480℃×6 h均勻化處理后合金物相合金元素EDS分析結(jié)果Tab.2 EDS analysis results of phases in the alloys after homogenized treatment at 480 ℃for 6 h

圖3 為Mg-6Y-3Zn-xLi 合金經(jīng)過480 ℃×6 h 均勻化處理后的微觀組織SEM 圖?？梢钥吹剑琈g-6Y-3Zn 合金微觀組織中粗大的灰色塊狀相邊緣存在一些由晶界沿一定方向向晶粒內(nèi)延伸層狀相。同時，塊狀相內(nèi)還殘留一些亮白色的不連續(xù)長條狀相和方塊相。EDS 檢測結(jié)果表明，Mg-6Y-3Zn 合金中α-Mg基體（點(diǎn)A）中Y 和Zn 的含量較高，分別為1.51 at%和0.47 at%，亮灰色塊狀相（點(diǎn)B）成分為Mg-7.6Y-4.3Zn（at%）。根據(jù)Mg-RE-Zn 合金的有關(guān)研究，LPSO 相具有特殊的形貌特征：層片或平直棒（塊）狀；另外，在Mg-Y-Zn 合金中發(fā)現(xiàn)的14H 型和18R 型LPSO 相的成分分別為Mg-6Y-7Zn（at%）和Mg-6Y-4Zn（at%）。因此，可以判斷均勻化處理后Mg-6Y-3Zn 合金中的塊狀相為LPSO 相。在塊狀LPSO 相內(nèi)的亮白色不連續(xù)長條狀相（點(diǎn)C）的化學(xué)成分為Mg-16.64Y-7.01Zn（at%），與Mg-Y-Zn 合金中普遍存在的（Mg，Zn）24Y5相接近。這說明，Mg-6Y-3Zn 合金均勻化后由塊狀LPSO 相和共晶相（Mg，Zn）24Y5共同組成。隨著Li的添加，Mg-6Y-3Zn-5Li合金中α-Mg基體（點(diǎn)A）中Y 和Zn 的含量稍微下降，分別為1.29at%和0.41at%。塊狀相（點(diǎn)B）成分為Mg-11.63Y-6.47Zn（at%），根據(jù)形貌和成分確定仍然為LPSO 相；與短棒狀相相連的魚骨狀相（點(diǎn)B）的化學(xué)成分為Mg-17.46Y-5.82Zn（at%），確定為（Mg，Zn）24Y5相。這說明，Mg-6Y-3Zn-5Li 合金中第二相組成未發(fā)生變化。

圖3 經(jīng)480℃×6 h均勻化處理后合金的SEM圖Fig.3 SEM images of the alloys after homogenized treatment at 480 ℃for 6 h

當(dāng)Li 含量逐漸增加，Mg-6Y-3Zn-11Li 合金中Y和Zn 在α-Mg（A 點(diǎn)：0.51 at% Y -0.07 at% Zn）和β-Li（B 點(diǎn)0.36 at% Y-0.25 at% Zn）中的含量均處于較低水平。相較于Mg-6Y-3Zn合金，Y 和Zn在α-Mg 中的含量明顯降低。與此同時，Zn 在β-Li 相中含量明顯高于α-Mg 中的。這會消耗一部分Zn 原子，從而減少了LPSO 相的形成，同時，形成一些點(diǎn)狀相。EDS 結(jié)果表明，α-Mg/β-Li 晶界處灰色塊狀相（點(diǎn)C）和不均勻網(wǎng)狀相（點(diǎn)D）分別為LPSO相和（Mg，Zn）24Y5相。此時，（Mg，Zn）24Y5相體積分?jǐn)?shù)明顯高于LPSO相。此外，EDS結(jié)果還表明，不同合金中標(biāo)記的方塊相的成分較為接近，確定為Mg-RE 合金中普遍存在的富稀土相。

從總體上看，均勻化后Mg-6Y-3Zn 合金微觀組織中（Mg，Zn）24Y5相體積分?jǐn)?shù)隨著Li 含量的增加逐漸增大，而LPSO 相體積分?jǐn)?shù)逐漸減小。這說明Li元素的加入利于Mg-Y-Zn合金均勻化處理過程中形成（Mg，Zn）24Y5共晶相，而阻礙LPSO相的形成。原因可能有以下幾點(diǎn)：第一，Li 在Mg 基體中固溶度要遠(yuǎn)超過Y 和Zn。同時，Li 元素加入會導(dǎo)致Mg 的晶格發(fā)生變化。由于合金元素相互之間作用，彼此在Mg 基體中的固溶度改變，從而降低了Y 和Zn 在α-Mg 基體中的固溶度。第二，Mg-Y-Zn 系合金中，成分比例和堆垛層錯是形成LPSO 相的必要條件。盡管Li 并不利于形成堆垛層錯，但Y 和Zn 的添加會減小層錯能，有利于在α-Mg（0001）基面形成堆垛層錯，同時促進(jìn)達(dá)到成分比例。當(dāng)Li 含量較少時，Li 對堆垛層錯的阻礙作用并不明顯。因此，大量Y 和Zn 聚集在Mg 的基面上以形成LPSO 相，僅有少量Y 和Zn 以共晶相的形式析出。當(dāng)Li 含量超過一定值時，堆垛層錯的數(shù)量迅速減少，這導(dǎo)致LPSO 相數(shù)量的減少。同時，因此大量剩余的Y 和Zn 原子聚集在晶界處，形成（Mg，Zn）24Y5共晶相。

2.3 擠壓變形對Mg-6Y-3Zn-xLi合金微觀組織的影響

圖4 為擠壓態(tài)Mg-6Y-3Zn-xLi 合金的金相組織照片。當(dāng)Li 含量較低時，Mg-6Y-3Zn-5Li 合金微觀組織沿擠壓方向拉長，均勻化處理后形成的塊狀第二相破碎細(xì)化，并沿擠壓方向在基體中呈均勻帶狀分布，如圖4（a）所示，α-Mg 發(fā)生了顯著的動態(tài)再結(jié)晶，平均晶粒尺寸達(dá)到10 μm 左右。而隨著Li 含量的增加，基體中逐漸形成β-Li相，并且體積分?jǐn)?shù)逐漸提高，具有較高的塑性變形能力，合金變形組織表現(xiàn)為拉長的纖維狀，α-Mg 再結(jié)晶體積分逐漸降低。因此，在Mg-6Y-3Zn-xLi 合金存在拉長變形的粗大未再結(jié)晶的α-Mg 晶粒，如圖4（c）所示，平均晶粒尺寸提高到30 μm 左右。另外，基體中彌散分布大量尺寸小于1 μm的點(diǎn)狀相和顆粒相。

圖4 擠壓態(tài)合金的金相組織照片F(xiàn)ig.4 Optical microstructure images of the as-extruded alloys

圖5 為擠壓變形后Mg-6Y-3Zn-xLi 合金的顯微組織SEM 圖。結(jié)合EDS 檢測分析，Mg-6Y-3Zn-5Li、Mg-6Y-3Zn-8Li 合金中塊狀相仍然為LPSO 相和（Mg，Zn）24Y5共晶相，未形成新的析出相。Mg-6Y-3Zn-5Li合金中塊狀相隨著變形過程被破碎成為長7～18 μm、寬1～5 μm 的小塊或短棒［圖5（a）］，而Mg-6Y-3Zn-8Li 合金中塊狀第二相尺寸更加細(xì)小，但由于原始尺寸分布不均勻，導(dǎo)致變形后局部區(qū)域出現(xiàn)沿相界聚集分布的現(xiàn)象。破碎的塊狀LPSO 相以及（Mg，Zn）24Y5共晶相可通過PSN機(jī)制在變形過程中促進(jìn)動態(tài)再結(jié)晶形成［14］。同時，在晶界處起到釘扎作用，阻礙動態(tài)再結(jié)晶繼續(xù)長大，因此擠壓態(tài)Mg-6Y-3Zn-5Li、Mg-6Y-3Zn-8Li 合金顯微組織均勻細(xì)小。而Mg-6Y-3Zn-11Li 合金中，網(wǎng)狀（Mg，Zn）24Y5相和LPSO 相混合體破碎擴(kuò)散并更加均勻地分布在α-Mg/β-Li晶界處，難以進(jìn)行分辨。同時，出現(xiàn)大量細(xì)小顆粒相，有可能是熱變形過程中析出的MgLiZn相。

圖5 擠壓態(tài)合金的微觀組織SEM圖Fig.5 SEM images of the as-extruded alloys

2.4 Mg-6Y-3Zn-xLi合金力學(xué)性能及斷口分析

表3 列舉了不同狀態(tài)合金室溫拉伸力學(xué)性能測試數(shù)據(jù)。可見，相比于鑄態(tài)合金，經(jīng)過均勻化熱處理后擠壓變形的合金室溫拉伸力學(xué)性能均得到明顯提升，其中Mg-6Y-3Zn-8Li合金綜合力學(xué)性能最好，其室溫抗拉強(qiáng)度、延伸率分別由鑄態(tài)的183 MPa、6.2%大幅提高至278 MPa、11.6%。結(jié)合上述顯微組織觀察，合金中由于添加了較多的Y和Zn元素，在枝晶邊界形成了幾乎連續(xù)的金屬間化合物，這種脆性化合物的連續(xù)分布嚴(yán)重了影響合金的塑性，同時塑性的降低也使得合金的形變強(qiáng)化不能充分發(fā)揮作用，因此合金的強(qiáng)度也較低。而擠壓過程產(chǎn)生的動態(tài)再結(jié)晶細(xì)化了微觀組織，使合金的強(qiáng)度和伸長率均得到提高。在擠壓過程中，晶界處的塊狀第二相破碎后變?yōu)榫鶆驈浬⒎植荚讦?Mg/β-Li 界面，阻礙位錯運(yùn)動，起到強(qiáng)化作用，合金的力學(xué)性能得到相應(yīng)提高。同時，由于β-Li相具有相當(dāng)高的塑性，為合金起到協(xié)調(diào)變形的作用。Mg-6Y-3Zn-11Li 合金β-Li 相中體積分?jǐn)?shù)最高，因此使合金的塑性變形能力最好。

表3 Mg-6Y-3Zn-xLi合金室溫力學(xué)性能測試結(jié)果Tab.3 Mechanical properties of Mg-6Y-3Zn-xLi alloys at ambient temperature

圖6 為擠壓態(tài)Mg-6Y-3Zn-xLi 合金的拉伸斷口形貌SEM 照片?？梢钥闯觯瑪D壓態(tài)Mg-6Y-3Zn-5Li合金的拉伸斷口中觀察到較多的撕裂棱，表現(xiàn)出一定的脆性斷裂特征，這可能是由于塊狀LPSO 相體積分?jǐn)?shù)較高，導(dǎo)致晶界處結(jié)合力降低，易形成裂紋源。而隨著Li含量的增加，撕裂棱明顯減少，韌窩和深孔逐漸增多，Mg-6Y-3Zn-11Li 合金斷口呈現(xiàn)出典型的韌性斷裂特征，具有最好的塑性變形能力。另外，在韌窩內(nèi)部觀察到顆粒狀的第二相，這說明裂紋可能是由顆粒第二相（Mg，Zn）24Y5相處萌生長大的。

圖6 擠壓態(tài)合金的室溫拉伸斷口形貌Fig.6 Fractural morphologies of the as-extruded alloys after the tensile tests

3 結(jié)論

本文制備了Mg-6Y-3Zn-xLi（x=0，5，8，11，wt%）合金鑄錠，并進(jìn)行了均勻化熱處理和熱擠壓實驗，研究了Li 含量對合金微觀組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，主要結(jié)論如下。

（1）隨著Li 元素含量的增加，鑄態(tài)合金基體由α單相結(jié)構(gòu)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)棣?β 雙相結(jié)構(gòu)，α-Mg 的平均晶粒尺寸表現(xiàn)出先減小后增大隨后逐漸減小的變化趨勢。

（2）均勻化后Mg-6Y-3Zn 合金微觀組織中（Mg，Zn）24Y5相體積分?jǐn)?shù)隨著Li 含量的增加逐漸增大，而LPSO相體積分?jǐn)?shù)逐漸減小。Li元素的加入利于Mg-Y-Zn 合金均勻化處理過程中形成（Mg，Zn）24Y5共晶相，而阻礙LPSO相的形成。

（3）Mg-6Y-3Zn-8Li 合金經(jīng)過均勻化處理和熱擠壓變形表現(xiàn)出最優(yōu)的綜合力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度和延伸率達(dá)到278MPa 和11.6%，這是由于塊狀LPSO相破碎后均勻彌散分布于基體和大量細(xì)小動態(tài)再結(jié)晶的共同強(qiáng)化作用。