李紅成，張 娜，董含武，羅素琴，詹 俊，葉小舟，蔣 斌，陳先華，潘復生

(1. 重慶市科學技術(shù)研究院，重慶 401123；2. 重慶交通大學 材料科學與工程學院，重慶 400074；3. 重慶大學 材料科學與工程學院，重慶 400030)

0 引 言

鎂合金作為21世紀的“綠色”工程材料，因其具有比剛度大、比強度高、屏蔽性能好、優(yōu)良的阻尼減震性能和良好的機械加工性能，被廣泛應(yīng)用在國防、汽車工業(yè)、通訊電子等領(lǐng)域[1-7]。近年來，由于鎂合金減重帶來的經(jīng)濟效益和性能的改善效果顯著，在航空航天方面更是得到了廣泛的應(yīng)用[8-13]。目前，鎂合金的精煉工藝中為了減少鎂液中的夾雜物，一般把氯鹽、氟鹽組成的精煉熔劑撒在液面上。但是熔劑在高溫熔煉條件下，容易釋放腐蝕性氣體，不僅污染環(huán)境，對設(shè)備也有一定的腐蝕作用，而且同時在熔體中產(chǎn)生氧化夾雜和熔劑夾雜，降低了鎂合金的力學及抗腐蝕性能。隨著節(jié)能與環(huán)保的要求越來越高,鎂合金熔劑精煉技術(shù)的缺點更為突出，這就需要對其進行改進。在此基礎(chǔ)上無熔劑精煉技術(shù)應(yīng)運而生，并逐漸發(fā)展與成熟起來[14-17]。

鎂合金無熔劑精煉技術(shù)是集“氣體保護、氣體精煉、慣性分離、自凈化過濾、自然沉降”等多種技術(shù)優(yōu)點于一體的鎂熔體無熔劑精煉工藝。此技術(shù)是將鎂錠預(yù)熱烘干后，加入到井式電阻爐中進行加熱熔化，等溫度達到設(shè)定值后，再通入精煉氣體，使其打碎成彌散的精煉氣泡；將精煉氣泡與熔體中懸浮在熔體中的夾雜物結(jié)合，氣泡帶動夾雜物上浮，達到分離浮渣的效果，而密度較大的夾雜物逐漸下降并沉積于坩堝底部，最后得到較好的鎂合金熔體[17-18]。

ZM5鎂合金因其具有良好的焊接性、流動性以及較低的熱裂傾向，其主要用于飛機框、油箱隔板、輪轂零件以及各種殼體零件等。而且ZM5鎂合金中不含有稀土金屬和Zr，是一種較為價廉的鎂合金[19-20]。本文以ZM5鎂合金為研究對象，開展預(yù)制錠應(yīng)用于熔煉鑄造的基礎(chǔ)研究，確定無熔劑重熔條件下的合金組織和性能變化，為鎂合金連續(xù)、半連續(xù)化鑄造生產(chǎn)要解決的關(guān)鍵熔煉環(huán)節(jié)奠定工藝技術(shù)基礎(chǔ)。

1 實驗方法

1.1 試驗材料與熔煉過程

實驗材料為ZM5鎂合金鑄錠，其成分(%(質(zhì)量分數(shù)))為7.8Al，0.52Zn，0.26Mn，Si≤0.12，F(xiàn)e≤0.02，Cu≤0.08，Ni≤0.001，其余為鎂，并把ZM5鎂合金原始鑄錠切割成合適的大小。熔煉過程在井式電阻爐中完成，低碳鋼坩堝預(yù)熱至720 ℃時加入ZM5鎂合金鑄錠，待合金熔化除渣后，通入保護氣體攪拌，氣體成分為95%Ar+5%CO2(體積分數(shù))，待ZM5鎂合金鑄錠熔化后升溫至試驗溫度，然后進行精煉，精煉完成后讓熔體靜置，在720 ℃ 將合金熔體澆入預(yù)熱至300 ℃ 的金屬模具中。

1.2 正交試驗方案

選擇對力學性能有影響的氣體攪拌時間(A)、熔體保溫溫度(B)、熔體保溫時間(C)三個主要因素，每個因素各取三個水平(見表1)，選用正交表L9(34)安排試驗。

表1 因素水平

1.3 試驗材料的測試

采用 Leica公司DS金相顯微鏡對合金的橫截面進行光學金相(OM)觀察，取樣尺寸為 10 mm×10 mm。金相試樣經(jīng)磨平、拋光后，采用4%的硝酸酒精腐蝕液對合金進行腐蝕；采用新三思 GMT-5105 微機控制電子萬能拉伸試驗機，拉伸速率為 2 mm/min，拉伸試驗嚴格按照 GB/T 228.1-2010標準進行，測試樣品的最大拉伸強度(UTS)和屈服強度(YS)。

采用德國NETZSCH公司綜合熱分析儀 STA499C 對合金樣品進行差熱分析(DSC)。將合金樣品制成重量為4 mg以下的金屬小顆粒，放入高純度剛玉坩堝中密封，以減少和防止鎂蒸發(fā)。為防止合金樣品氧化，檢測過程中通入高純氬氣(Ar)保護。實驗參數(shù)為：從室溫以10 K/min的速率加熱到650 ℃。采用 VEGA Ⅱ LMU 型號掃描電子顯微鏡(SEM)對合金顯微組織進行觀察，并結(jié)合其附件 INCAEnergy 340的X射線能譜儀(EDS)分析試樣表面微區(qū)成分。

2 結(jié)果與討論

2.1 正交試驗結(jié)果

正交試驗結(jié)果見表2。

表2 正交試驗方案及結(jié)果

由表2可知，第9號試樣的力學性能最好，其次是2號試樣。根據(jù)其極差值的大小，可知熔體保溫時間對力學性能影響最大，取二水平；熔體保溫溫度次之，取一水平；氣體攪拌時間影響最小，取三水平。因此最佳工藝參數(shù)是A3B1C2，即熔體保溫時間是40 min，熔體保溫溫度為740 ℃，氣體攪拌時間是3 min。即ZM5鎂合金經(jīng)保溫溫度740 ℃、保溫40 min和氣體攪拌時間3 min的試驗操作后，力學性能達到最大。

2.1.1 氣體攪拌時間對力學性能的影響

圖1為根據(jù)正交試驗分析由正交試驗結(jié)果所得出的不同氣體攪拌時間因素對ZM5鎂合金力學性能的影響規(guī)律圖。

圖1 氣體攪拌時間對力學性能的影響Fig 1 Effect of gas stirring time on mechanical properties

由圖1結(jié)合表2中極差分析可知，不同氣體攪拌時間的力學性能極差值R較小，差值為8.61，因此不同氣體攪拌時間的變化對ZM5鎂合金力學性能影響很小。其原因，氣體攪拌主要作用是分離熔體中的夾雜物。圖2為不同氣體攪拌下ZM5鎂合金的金相圖。如圖2可知，重熔后3個合金樣品中的雜質(zhì)基本上一樣，所以氣體攪拌時間對重熔后合金微觀組織的影響較小，進而對力學性能影響較小。

圖2 不同氣體攪拌時間下ZM5鎂合金的金相圖Fig 2 OM images of ZM5 magnesium alloy under different gas stirring time

2.1.2 熔體保溫溫度對力學性能的影響

圖3為由正交試驗結(jié)果所繪出的不同熔體保溫溫度條件下的力學性能分布圖。

圖3 不同溫度下ZM5鎂合金的力學性能分布Fig 3 Distribution of mechanical properties of ZM5 magnesium alloy at different temperatures

由圖3可以看出，熔體保溫溫度對ZM5鎂合金力學性能的影響規(guī)律總體來講隨著溫度的升高，力學性能先降低后升高，740 ℃時，樣品的力學性能最好，相對穩(wěn)定。結(jié)合圖4為不同熔體保溫溫度下ZM5鎂合金的金相圖，如圖可知，隨著溫度的升高，樣品的氧化造渣越來越明顯，在740 ℃ 時合金熔體的流動性較好，雜質(zhì)含量最小。因此，熔體保溫溫度選擇740 ℃。

圖4 不同溫度下ZM5鎂合金的金相圖Fig 4 OM images of ZM5 magnesium alloy at different temperatures

2.1.3 熔體保溫時間對力學性能的影響

圖5為由正交試驗結(jié)果所繪出的不同保溫時間下的力學性能分布圖。

圖5 不同時間下ZM5鎂合金的金相圖Fig 5 OM images of ZM5 magnesium alloy at different times

由力學性能分布圖分析可得到，740 ℃下，隨著保溫時間的延長，樣品的力學性能先減小后升高；而760和780 ℃ 下，隨著保溫時間的延長，樣品的力學性能先升高后減小?？傮w來說，40 min保溫下的力學性能最好，所以熔體保溫時間選擇40 min。

2.2 正交試驗結(jié)果的方差分析

由方差分析結(jié)果(表3)可知，三個因素對力學性能的影響都不顯著。原因可能是試驗誤差大且誤差自由度(僅為2)使檢驗的靈敏度低，從而掩蓋了考察因素的顯著性。

表3 方差分析結(jié)果

由于各因素對力學性能影響都不顯著，不必再進行各因素水平間的多重比較。此時，可以從表2選擇平均數(shù)最大的水平A3、B1、C2組合成最優(yōu)水平組合A3B1C2，即熔體保溫時間是40 min，熔體保溫溫度為740 ℃，氣體攪拌時間是3 min。

3 重熔前后ZM5鎂合金微觀組織結(jié)果與討論

3.1 ZM5鎂合金原始鑄錠的微觀組織

ZM5鎂合金原始鑄錠的微觀組織如圖6。從圖6可以看出，ZM5鎂合金原始鑄錠的晶粒非常大，尺寸約在500 μm以上，且枝晶豐富。說明合金凝固速度較小，凝固時間比較長，晶粒和枝晶有足夠的生長時間。而且，ZM5鎂合金的枝晶間有較多的化合物第二相，應(yīng)該是AZ系列鎂合金中常見的Mg-Al二元化合物第二相Mg17Al12。

圖6 ZM5鎂合金原始鑄錠合金金相組織Fig 6 OM image of ZM5 original ingot

3.2 重熔后ZM5鎂合金夾雜物

圖7為重熔后ZM5鎂合金夾雜物的金相圖。如圖7所示，重熔后的ZM5鎂合金中，雜質(zhì)主要是點狀，面積分數(shù)約為0.09%，換算后的體積分數(shù)為0.06%。

圖7 重熔后ZM5鎂合金夾雜物的金相圖Fig 7 OM image of inclusions in ZM5 magnesium alloy after remelting

表4 重熔后ZM5鎂合金中夾雜物的EDS結(jié)果

圖8和表4為重熔后ZM5鎂合金中夾雜物的微觀組織圖和成分分析結(jié)果。從圖8和表4得出，重熔后ZM5鎂合金的雜質(zhì)中，除了Mg、Al、Mn等合金本體的元素之外，還含有O、C、Si等雜質(zhì)元素。O元素的存在，說明雜質(zhì)中含有氧化物；少量Si元素的存在，應(yīng)該是在熔煉和保溫的過程中，合金中的Si元素雜質(zhì)被富集的夾雜物中；C元素的含量非常高，其原子數(shù)目含量達到27%以上，這是因為(Ar + CO2)混合氣體攪拌過程中，CO2與合金成分反應(yīng)生成了化合物，然后與氧化物等一起形成了夾雜物。

圖8 重熔后ZM5鎂合金中夾雜物的SEM圖Fig 8 SEM image of inclusions in ZM5 magnesium alloy after remelting

3.3 重熔前后的ZM5鎂合金的DSC曲線

重熔前后ZM5鎂合金的DSC曲線如圖9所示。從圖9可以看出，重熔前的ZM5鎂合金的凝固過程中出現(xiàn)了2個峰值點，它們對應(yīng)的溫度分別為590和425 ℃，其對應(yīng)的是基體α-Mg相的凝固點以及Mg17Al12與基體α-Mg相的低共熔體的凝固點；在重熔后的ZM5鎂合金凝固過程中同樣存在以上兩個放熱峰；此外，重熔前后的ZM5鎂合金的凝固曲線上并無明顯的其他吸熱峰和放熱峰。這些現(xiàn)象說明，重熔前后的ZM5鎂合金的凝固過程一致，并無明顯差別。即重熔對ZM5鎂合金的凝固過程不會產(chǎn)生明顯影響。

圖9 ZM5鎂合金的DSC曲線：(a)重熔前，(b)重熔后Fig 9 DSC curves of ZM5 magnesium alloy before and after remelting

3.4 ZM5鎂合金的組織遺傳性

ZM5鎂合金的微觀結(jié)構(gòu)如圖10所示，重熔前的ZM5鎂合金中，除了基體α-Mg相之外，合金中還存在大量的Mg17Al12相。重熔后的ZM5鎂合金中，基體α-Mg相基本上是由Mg元素組成，合金中還存在大量大塊的Mg17Al12低共熔體相，此外，合金中還有少量的Mg-Zn二元相。

圖10 ZM5鎂合金的SEM圖Fig 10 SEM images of ZM5 magnesium alloy befoe and after remelting

ZM5鎂合金主要包括Al和Zn兩種合金元素，它們與Mg元素形成化合物第二相的熔化或者分解溫度約為460 ℃，遠低于鎂合金的熔化溫度(一般為720～750 ℃)。因此，ZM5鎂合金中化合物的第二相會在合金重熔的時候分解或者熔化，而不會對重熔后合金的組織產(chǎn)生影響。即ZM5鎂合金基本上不會出現(xiàn)組織遺傳性。圖9中的DSC分析結(jié)果也證明這一點。

合金組織遺傳性的出現(xiàn)，需要的條件是：(1)合金可以生成化合物第二相；(2)這些第二相(或者它們轉(zhuǎn)化后的第二相)的熔化或者分解溫度，高于鎂合金的熔化溫度或者保溫溫度；(3)合金的凝固速度較小。對ZM5鎂合金而言，合金中的元素可以生成化合物第二相，但是這些第二相在合金熔化后完全分解。故ZM5鎂合金基本上不存在組織遺傳性。

4 結(jié) 論

(1)影響力學性能的顯著因素是熔體保溫時間，根據(jù)極差和方差分析得出最佳的工藝參數(shù)：熔體保溫時間是40 min，熔體保溫溫度為740 ℃，氣體攪拌時間是3 min。

(2)重熔前后ZM5鎂合金微觀組織比較結(jié)果得出，重熔后ZM5鎂合金雜質(zhì)中除了Mg、Al、Mn等合金本體元素外，還含有O、C、Si等雜質(zhì)元素，并且重熔后ZM5鎂合金基本上不存在組織遺傳性。