翟傳田，孫有平,2,3，李旺珍,2,3，何江美，萬斯雨

(廣西科技大學1.機械與交通工程學院，2.廣西土方機械協(xié)同創(chuàng)新中心,3.廣西汽車零部件與整車技術重點實驗室，柳州 545006)

0 引 言

鎂合金具有密度低、比強度和比剛度高、切削加工性能優(yōu)良、導熱導電性好、阻尼減振、電磁屏蔽等特點，在航空航天、電子通信、汽車制造、交通運輸?shù)阮I域應用前景廣闊[1-4]。傳統(tǒng)的鎂合金無法兼具高力學性能和高阻尼性能，而Mg-Zn-RE(稀土元素)系合金中存在的長周期堆垛有序結構(LPSO)相可使合金保持高阻尼性能，同時有效提高其力學性能[5]。釔(Y)元素作為一種稀土元素，在鎂中的固溶度達到12.4%(質(zhì)量分數(shù))，具有較好的固溶強化效果[6]。KAWAMURA等[5]采用粉末冶金法制備了Mg97Zn1Y2合金，發(fā)現(xiàn)該合金中存在LPSO相Mg12ZnY，其室溫抗拉強度和斷后伸長率分別達到610 MPa，5%，具有優(yōu)異的力學性能。LI等[7]研究發(fā)現(xiàn)，Mg-Zn-Y合金中的LPSO 相可以阻止基面滑移，增大滑移啟動時所需要的能量，從而提升合金的力學性能，但當合金內(nèi)的LPSO 相體積分數(shù)低于20.3%時，合金力學性能的提升幅度較小。XU等[8]研究發(fā)現(xiàn)，Mg-Zn-Y-Zr合金中還存在W相Mg3Zn3Y2，且隨著 W 相體積分數(shù)的增加，合金的力學性能呈下降趨勢。LPSO相有利于提升Mg-Zn-Y合金的力學性能以及阻尼性能，而W相是一種脆硬相，可提高基體的硬度，但是連續(xù)分布的W相不利于合金的塑性變形[9]。魯若鵬等[10]研究發(fā)現(xiàn)，經(jīng)540 ℃×4 h固溶處理后，鎂合金中LPSO相結構由鑄態(tài)的18R型轉(zhuǎn)變?yōu)闂U狀14H型，實現(xiàn)了阻尼性能和力學性能的平衡優(yōu)化。均勻化退火通過較高溫度下第二相的溶解和原子的擴散來消除低熔點共晶組織，改善枝晶偏析程度，在很大程度上降低了鎂合金的變形抗力，提高塑性變形能力，同時提高合金元素在基體中的固溶程度，為時效處理中的沉淀析出和熱變形做好組織準備[11]。但是，目前有關Mg-Zn-Y合金的熱處理研究主要集中在低釔低鋅含量合金的固溶和時效熱處理方面，而有關釔和鋅含量較多的Mg-4Zn-4Y合金均勻化處理方面的研究鮮有報道。因此，作者對Mg-4Zn-4Y鎂合金進行了不同溫度和不同保溫時間下的均勻化退火處理，研究了均勻化退火處理對合金組織及力學性能的影響，以期為提高Mg-Zn-Y合金綜合性能提供試驗參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為半連續(xù)鑄造方法制備的Mg-4Zn-4Y合金鑄錠，其化學成分如表1所示。通過差示掃描量熱(DSC)試驗發(fā)現(xiàn)，該合金在440.44 ℃處出現(xiàn)了明顯的吸熱峰，因此確定均勻化退火溫度為440，460，480 ℃，保溫時間為4，8，12，14，18，22，24 h。在合金鑄錠中心截取試樣，采用SX-16-14Q型箱式電阻爐對試樣進行不同溫度和保溫時間的均勻化退火處理。

表1 Mg-4Zn-4Y合金的化學成分

通過水磨機對鑄態(tài)合金和均勻化退火態(tài)合金表面進行磨拋處理，使用苦味酸試劑(0.8 g苦味酸+15 mL無水乙醇+2 mL冰乙酸+2 mL蒸餾水)腐蝕2～5 s后，采用Leica DMI3000M型光學顯微鏡(OM)觀察顯微組織。采用Smart Lab型X射線衍射儀(XRD)進行物相分析，采用銅靶，Kα射線，工作電壓為40 kV，工作電流為40 mA，掃描范圍為10°～90°，掃描速度為5(°)·min-1。采用Zeiss-SIGMA型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察微觀形貌，并用附帶的能譜儀(EDS)進行微區(qū)成分分析。按照HB 5143-1996，采用線切割方法截取如圖1所示的拉伸試樣，使用ETM105D型電子萬能試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為2 mm·min-1，每種工藝下至少重復3次試驗。采用500HBS-3000AZ型布氏硬度計測硬度，載荷為2 480 N，保載時間為30 s。

圖1 拉伸試樣的形狀與尺寸

2 試驗結果與討論

2.1 對顯微組織的影響

由圖2可知，鑄態(tài)Mg-4Zn-4Y合金中存在α-Mg相、W相和LPSO相。由圖3可知：鑄態(tài)Mg-4Zn-4Y合金存在大量枝晶，晶界不明顯;合金組織由深色相、呈連續(xù)網(wǎng)狀分布的白色魚骨狀相和顏色稍淺的塊狀相以及彌散分布的亮白色相組成，結合EDS和XRD分析得到魚骨狀相為W相，塊狀相為LPSO相，亮白色相為富釔相，深色相為α-Mg基體相，W相和LPSO相在基體中交替分布形成連續(xù)的網(wǎng)狀結構。在熔融態(tài)Mg-4Zn-4Y合金的凝固過程中，首先凝固的是α-Mg基體，少量的釔、鋅元素溶入基體中；由于釔、鋅元素是偏析傾向較大的元素，當合金以較快的冷卻速率凝固時，在枝晶生長過程中釔、鋅元素在固/液界面處富集，隨著釔、鋅原子含量的變化而形成LPSO相和W相[12-15]。

圖2 鑄態(tài)Mg-4Zn-4Y合金的XRD譜

圖3 鑄態(tài)Mg-4Zn-4Y合金的OM形貌以及SEM形貌和EDS分析結果

由圖4可以看出：在440 ℃均勻化退火溫度下，隨著保溫時間的延長，合金中枝晶偏析得到改善，枝晶間距減小，出現(xiàn)較多等軸晶，但與鑄態(tài)合金相比，第二相均未發(fā)生明顯變化；當保溫時間為4 h時，合金中分布著大量富釔相，隨著保溫時間的延長，富釔相含量減少，在保溫時間超過18 h后，富釔相僅在基體中零星分布。

圖4 在400 ℃保溫不同時間均勻化退火后Mg-4Zn-4Y合金的SEM形貌

由圖5可以看出：在460 ℃均勻化退火后，隨著保溫時間的延長，枝晶偏析得到改善，枝晶間距減小，等軸晶變得粗大，同時合金中開始出現(xiàn)零星分布的W相。在460 ℃均勻化退火后，鑄態(tài)Mg-4Zn-4Y合金中部分LPSO相溶入到基體中，而W相較難溶入到基體中，隨著保溫時間的延長，連續(xù)分布的網(wǎng)狀結構被破壞，導致部分W相在α-Mg基體中零星分布。隨著保溫時間的延長，合金中富釔相減少。

圖5 在460 ℃保溫不同時間均勻化退火后Mg-4Zn-4Y合金的SEM形貌

由圖6可以看出：與440，460 ℃均勻化退火后相比，480 ℃下均勻化退火后合金中的LPSO相明顯減少，連續(xù)的網(wǎng)狀結構斷開，大部分LPSO相溶入α-Mg基體中;480 ℃均勻化退火的組織中僅存在魚骨狀W相、部分零星分布的顆粒狀W相以及少量LPSO相，在保溫時間超過18 h后，合金中的第二相主要為顆粒狀W相；在保溫時間小于8 h范圍，合金中仍存在部分富釔相，隨著保溫時間的延長，富釔相基本完全溶入基體中。

圖6 在480 ℃保溫不同時間均勻化退火后Mg-4Zn-4Y合金的SEM形貌

在金屬材料的均勻化退火過程中，根據(jù)Arrhenius公式[16]得到擴散系數(shù)D與熱力學溫度T的關系為

D=D0exp[-Q/(RT)]

(1)

式中：D0為與溫度無關的系數(shù)；Q為擴散激活能；R為氣體常數(shù)。

由式(1)可知，溫度是影響原子擴散速率的主要因素，隨著溫度的升高，擴散系數(shù)增大，致使原子擴散速率提高，從而縮短了合金達到均勻化所需的時間。均勻化處理溫度越高，原子獲得能量并越過勢壘進行擴散的概率越大，空位濃度越大，第二相的溶解越充分[16-18]。

由圖7可以看出：440，460 ℃均勻化退火12 h后，Mg-4Zn-4Y合金主要由等軸晶及少量枝晶組成，與鑄態(tài)合金相比，晶界更加明顯，枝晶偏析得到改善；480 ℃均勻化退火后，合金中的等軸晶長大，晶界處的LPSO相溶入基體中，這是由溫度升高使得釔元素在合金中的最大固溶度提高所致。同一溫度下延長保溫時間，擴散通量降低，均勻化效果減弱，因此當均勻化保溫時間達到一定值后，繼續(xù)延長保溫時間對合金均勻化效果影響不大[18]。結合EDS和SEM分析，可以發(fā)現(xiàn)在440 ℃下，當保溫時間達到12 h時，Mg-4Zn-4Y合金已基本完成均勻化，LPSO相含量未發(fā)生明顯變化，而在480 ℃下LPSO相溶入α-Mg基體中，未完成均勻化。由圖8可以看出，在440 ℃下保溫12 h后，除網(wǎng)狀分布的第二相外，釔、鋅元素已均勻分布在基體中，繼續(xù)延長保溫時間到24 h，這2種元素的分布變化不大，只有部分富釔相溶入基體中。

圖7 在不同溫度保溫12 h均勻化退火后Mg-4Zn-4Y合金的顯微組織

圖8 在440 ℃保溫12, 24 h均勻化退火后Mg-4Zn-4Y合金中鎂、鋅、釔元素的EDS分層掃描結果

2.2 對力學性能的影響

由圖9可知，鑄態(tài)合金(保溫時間為0)的硬度為53.27 HBW，440，460 ℃均勻化退火后，硬度總體呈波折降低而后趨于穩(wěn)定的趨勢，而480 ℃均勻化退火后呈現(xiàn)先波折升高而后趨于穩(wěn)定的趨勢。鑄態(tài)合金存在大量第二相，其中W相是一種脆硬相，可提高基體硬度，且鑄錠中也存在一些殘余應力，因此合金具有較高的硬度。隨著440 ℃均勻化退火保溫時間的延長，枝晶偏析程度改善，同時殘余應力消除，合金的硬度下降，保溫時間為12 h條件下的硬度為47.47 HBW，之后隨著保溫時間的繼續(xù)延長，合金的硬度未發(fā)生明顯變化。在460 ℃均勻化退火后，溫度的升高提高了釔在基體中的最大固溶度，導致保溫時間至18 h時成分才達到均勻，此時合金的硬度為47.53 HBW，繼續(xù)延長保溫時間，硬度變化不明顯。在480 ℃均勻化退火后，隨著保溫時間的延長，大量LPSO相溶入到基體中，導致基體硬度呈波折升高趨勢，當保溫時間大于18 h時，基體中的LPSO相達到最大溶解度，繼續(xù)延長保溫時間，硬度基本不變。

圖9 不同溫度下均勻化退火后Mg-4Zn-4Y合金的布氏硬度隨保溫時間的變化曲線

由圖10可以看出，鑄態(tài)及均勻化退火態(tài)Mg-4Zn-4Y合金在拉伸過程中彈性階段的應力、應變均很小，說明合金的變形能力較差。由表2可知：與鑄態(tài)合金相比，經(jīng)440，460 ℃均勻化退火后合金的抗拉強度略微降低，斷后伸長率變化較小，這是因為在440，460 ℃下均勻化退火時，合金中的相含量未發(fā)生明顯變化，但枝晶偏析得到改善，且富釔相溶入基體中，對晶界滑移的釘扎作用減弱，所以抗拉強度降低；經(jīng)480 ℃均勻化退火后，合金的抗拉強度和斷后伸長率均比其他2個溫度均勻化退火后高，但是試樣出現(xiàn)燒損現(xiàn)象，且保溫24 h后試樣大面積燒損，無法取樣測拉伸性能。均勻化退火后Mg-4Zn-4Y合金的斷后伸長率仍然較低，試樣經(jīng)拉伸后在其標距段內(nèi)出現(xiàn)多道與拉伸方向成45°的痕跡，說明合金較難進行塑性變形。隨著均勻化退火溫度的提高，合金中LPSO相的最大固溶度提高[19]。經(jīng)過480 ℃長時間保溫后，大量LPSO相溶入α-Mg基體中，W相成為合金中主要的第二相；W相是一種脆硬相，可提高基體的硬度，但不利于合金的塑性變形[15,20]。塊狀LPSO相有利于提高Mg-Zn-Y合金的強度[21]。W相與LPSO相同時存在時，合金具有良好的力學性能[22-23]。綜合考慮，Mg-4Zn-4Y合金的最佳均勻化處理制度為440 ℃×12 h。

圖10 鑄態(tài)和均勻化退火態(tài)Mg-4Zn-4Y合金拉伸時的真應力-真應變曲線

表2 鑄態(tài)和均勻化退火態(tài)Mg-4Zn-4Y合金的拉伸性能

3 結 論

(1)鑄態(tài)Mg-4Zn-4Y合金中存在α-Mg基體相、魚骨狀W相、塊狀LPSO相和彌散分布的富釔相，W相和LPSO相在基體中交替分布形成連續(xù)的網(wǎng)狀結構；440 ℃均勻化退火后，合金中LPSO相和W相的含量未發(fā)生明顯變化，460 ℃均勻化退火后，部分LPSO相溶入基體中，480 ℃均勻化退火后，合金中的第二相主要為W相，大部分LPSO相溶入基體中。隨著保溫時間的延長及均勻化退火溫度的升高，合金中富釔相含量減少，枝晶偏析得到改善，晶界更加明顯。

(2)440，460 ℃均勻化退火后，隨著保溫時間的延長，硬度總體呈波折降低而后趨于穩(wěn)定的趨勢，而480 ℃均勻化退火后呈先波折升高而后趨于穩(wěn)定的趨勢；與鑄態(tài)合金相比，經(jīng)440，460 ℃均勻化退火后合金的抗拉強度略微降低，斷后伸長率變化較小，480 ℃均勻化退火后合金的抗拉強度和斷后伸長率均較高，但出現(xiàn)燒損現(xiàn)象。Mg-4Zn-4Y合金的最佳均勻化熱處理制度為440 ℃×12 h。