李曉鋒,王嬌娜,肖曉芳,冉春華,譚 軍

(1.重慶市計(jì)量質(zhì)量檢驗(yàn)研究院,重慶 401123;2.重慶人文科技學(xué)院,重慶 401524;3.重慶大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,重慶 400044)

鎂及鎂合金是目前應(yīng)用最廣的輕金屬結(jié)構(gòu)材料之一。由于鎂合金具有密度低,較高的比強(qiáng)度、比剛度和彈性模量,較好的韌塑性和耐蝕性,良好的生物相容性和導(dǎo)電導(dǎo)熱性,優(yōu)異的電磁屏蔽性能和阻尼減震性能,易加工及回收,被譽(yù)為“21世紀(jì)綠色工程結(jié)構(gòu)材料”,廣泛應(yīng)用在航空航天、汽車工業(yè)和電子工業(yè)領(lǐng)域。然而變形鎂合金在大規(guī)模應(yīng)用中遇到諸多阻礙,歸因于其成形性能較差,本質(zhì)是其密排六方晶體結(jié)構(gòu)和較低的堆垛層錯(cuò)能。較高的堆垛層錯(cuò)能可降低位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)時(shí)的激活能,利于通過滑移變形;相反,較低的堆垛層錯(cuò)能增加了滑移的激活能,但有利于通過孿晶變形。

在鎂合金中,Sn是良好的合金化元素[7],Sn元素的添加可以主要從兩方面影響鎂合金。由于Sn在Mg中的固溶度隨溫度變化存在較大范圍波動(dòng),從14.48%(質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同)降低為0.45%,這使得一方面Sn元素以固溶元素的形式存在可以降低鎂合金中的堆垛層錯(cuò)能,從而影響滑移甚至位錯(cuò)攀移,抑制變形過程中動(dòng)態(tài)回復(fù)過程的發(fā)生。另一方面,由于Mg和Sn之間較大的電負(fù)性差值,在多元合金中,由于偏析作用可形成高熔點(diǎn)的Mg2Sn相,該相在熱擠壓沉淀析出過程中可以一直動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,使晶粒長(zhǎng)大,有利于改善最終沉淀強(qiáng)化效果,使其具有較高的熱力學(xué)穩(wěn)定性。因此,有必要對(duì)多Mg-Sn系合金展開研究。

然而,Mg-Sn系合金顯示出了比較遲緩的時(shí)效動(dòng)力學(xué)和較差的塑性成形能力,阻礙了其商業(yè)化應(yīng)用。為了提高M(jìn)g-Sn系合金的綜合性能,采用合金化的方法被視為有效的方法之一。其中,Mn元素作為常用的合金化元素,研究其對(duì)Mg-Sn系合金的微觀組織力學(xué)性能演變具有重要意思。

因此,本文通過引入微量Mn元素,設(shè)計(jì)了不同梯度的Mg-2Sn-xMn合金,并研究了鑄態(tài)到擠壓態(tài)全鏈條微觀組織與力學(xué)隨著Mn含量增加的變化規(guī)律,為高性能Mg-Sn系合金開發(fā)及應(yīng)用奠定了一定的基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料與方法

本研究組采用了純鎂(99.97%)、純錫顆粒(99.90%)和Mg-5Mn中間合金(5%)。在電阻絲加熱爐中進(jìn)行熔煉,采用CO2和SF6作為保護(hù)氣體(99∶1,體積比)。熔煉溫度為760 ℃,融化后,保溫30 min,取出坩堝(直徑90 mm,高300 mm)進(jìn)行水冷,獲得初始圓柱形鑄錠。采用日本島津公司的XRF-1800 X射線熒光光譜儀進(jìn)行化學(xué)成分分析,具體測(cè)試結(jié)果見表1。隨后采用線切割從鑄錠中切取直徑為80 mm、高度為50 mm的圓柱,然后將合金進(jìn)行500 ℃均勻化12 h處理,并在均勻化處理后擠壓成直徑為16 mm的棒材,擠壓比為25∶1,擠壓溫度為300 ℃。

表1 合金的實(shí)際成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

本次試驗(yàn)中采用的主要測(cè)試手段有X射線熒光光譜儀(XRF-1800)化學(xué)成分測(cè)試、力學(xué)性能測(cè)試(CMT5105)、X射線衍射儀物相檢測(cè)(XRD,RigakuD/MAX-2500PC)、掃描電鏡顯微組織觀察(Scanning electron microscope, SEM)和電子背散射衍射(Electron backscatter diffraction, EBSD)。

1)化學(xué)成分測(cè)試。鑄錠化學(xué)成分測(cè)試在X射線熒光光譜儀(XRF-1800)上進(jìn)行,測(cè)試電壓為40 kV,電流為70 mA。

2)力學(xué)性能測(cè)試。力學(xué)性能測(cè)試在電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)(CMT5105)上進(jìn)行,拉伸速率為2 mm/min,測(cè)試溫度為室溫。樣品取樣方向?yàn)閿D壓方向。

3)晶相組織觀察(OM)。鑄態(tài)樣品的腐蝕液為4%體積分?jǐn)?shù)的硝酸酒精溶液,腐蝕時(shí)間為10 s,擠壓態(tài)樣品使用的腐蝕液是2.7 g苦味酸+2 mL冰醋酸+2 mL蒸餾水+20 mL乙醇,腐蝕時(shí)間為10 s。

4)X射線衍射儀(XRD)。對(duì)合金進(jìn)行X射線衍射分析。試驗(yàn)參數(shù):陽(yáng)極為Cu靶(λ=0.154 2 nm),掃描步長(zhǎng)為0.02°/min,掃描速率為0.06°/s,工作電壓為60 kV。

5)電子背散射衍射(EBSD)。EBSD在JEOL JSM-7800場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡上進(jìn)行測(cè)試。測(cè)試前采用電解拋光處理,電壓為20 V,電流為0.1 A,拋光時(shí)間為30 s。

2 結(jié)果與分析

2.1 XRD物相分析

鑄態(tài)Mg-2Sn-xMn(x=0, 0.3, 0.5, 1.0)合金XRD圖譜如圖1所示。由XRD圖譜分析可知,鑄態(tài)Mg-2Sn-xMn合金中主要包括α-Mg、Mg2Sn和α-Mn相。當(dāng)Mn含量小于1.0%時(shí),Mn元素主要以固溶原子的形式存在于鎂基體中。隨著Mn含量的增加,過飽和的Mn元素形成了α-Mn相。

圖1 鑄態(tài)Mg-2Sn-xMn合金XRD圖譜

2.2 EBSD分析

圖2所示為擠壓態(tài)的Mg-2Sn-xMn合金的IPF圖和反極圖,在合金基體中發(fā)現(xiàn)大量孿晶,經(jīng)Misorientation profile測(cè)量后發(fā)現(xiàn),孿晶與母晶粒間取向差呈86°,對(duì)應(yīng)于〈10-12〉拉伸孿晶,這意味著在擠壓變形過程中,存在非常明顯的孿生活動(dòng)。值得注意的是,如各圖的左下角插圖所示,不添加Mn元素的合金呈現(xiàn)出明顯的非基面織構(gòu),呈現(xiàn)為〈01-1x〉-〈-12-1x〉環(huán)狀分布的傾轉(zhuǎn)織構(gòu),其基極偏離〈01-10〉約10°,這表明Mg-2Sn合金在擠壓過程中,非基面滑移可能較為活躍,而環(huán)狀織構(gòu)的產(chǎn)生意味著合金在擠壓過程中可能出現(xiàn)了〈-12-10〉取向的再結(jié)晶晶粒的擇優(yōu)生長(zhǎng)。隨著Mn含量增加到0.3%和0.5%,織構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)椤?1-10〉-〈-12-10〉取向的弱基面織構(gòu),反極圖中的織構(gòu)分布仍然呈環(huán)狀,并且隨著Mn含量的進(jìn)一步增加,當(dāng)Mn含量增加到1.0%時(shí),合金由于存在大量的變形晶粒而呈現(xiàn)出〈01-10〉取向的強(qiáng)基面織構(gòu)。此外,隨著Mn含量的增加,合金的織構(gòu)強(qiáng)度從4.13逐漸增大至4.42、4.48和9.96,同時(shí)合金逐漸由環(huán)狀分布的非基面織構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榄h(huán)狀分布的基面織構(gòu),最后轉(zhuǎn)變?yōu)榧杏凇?1-10〉的強(qiáng)基面織構(gòu),根據(jù)“位錯(cuò)誘導(dǎo)旋轉(zhuǎn)理論”,增大的基面織構(gòu)強(qiáng)度以及向基面滑移施密特因子低的取向逐漸演變的織構(gòu)表明,在擠壓過程中,基面滑移占據(jù)主導(dǎo)地位,這與基面滑移的低CRSS密不可分。

a) Mn含量為0%

圖3所示為合金的核平均取向差(KAM)圖,隨著Mn含量的增加,合金KAM值從0.56°顯著增大至0.85°,表明合金基體中殘余位錯(cuò)的增多,這可能意味著Mn元素的添加可能在一定程度上抑制了合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶進(jìn)程,這一點(diǎn)可以從合金的金相以及EBSD分析的IPF圖中顯著增多的變形晶粒得到佐證。同時(shí)在對(duì)Mg-2Sn-1.0Mn合金的變形晶粒進(jìn)行Misorientation profile分析時(shí)發(fā)現(xiàn),從合金中心到晶界處,合金內(nèi)部取向差呈臺(tái)階狀逐漸上升,表明在變形晶粒中存在大量的亞晶粒,意味著擠壓過程中合金的DRX機(jī)制很有可能是由連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制主導(dǎo)。

a) Mn含量為0%

圖4所示為Mg-2Sn-xMn合金的施密特因子圖,在添加Mn元素后,基面滑移的施密特因子迅速下降,并隨著Mn含量的增加保持在一個(gè)相對(duì)穩(wěn)定的水平,根據(jù)公式CRSS=RSS×SF,較低的施密特因子使得合金的基面滑移活化時(shí)需要更大的外加應(yīng)力,因此提高了合金拉伸時(shí)基面滑移活化的難度,在添加Mn元素后,合金的屈服強(qiáng)度的顯著提升可能與此有關(guān)。同時(shí),筆者觀察到柱面及錐面滑移系的施密特因子并沒有因?yàn)镸n元素的添加而發(fā)生顯著變化,這表明Mn元素的添加對(duì)非基面滑移系的開啟影響不大。

圖4 Mg-2Sn-xMn合金的施密特因子圖

2.3 力學(xué)性能測(cè)試

圖5所示為鑄態(tài)和擠壓態(tài)Mg-2Sn-xMn(x=0, 0.3, 0.5, 1.0)合金應(yīng)力-應(yīng)變曲線,表2和表3是兩種狀態(tài)合金的室溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果。從鑄態(tài)合金應(yīng)力-應(yīng)變曲線可知,隨著Mn含量的增加,其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、延伸率呈現(xiàn)相同的變化趨勢(shì),先增大后減小。當(dāng)Mn含量為0.5%時(shí),其綜合性能最佳,抗拉強(qiáng)度為210.3 MPa,屈服強(qiáng)度為117.5 MPa,延伸率為12.2%。從擠壓態(tài)合金應(yīng)力-應(yīng)變曲線可知,隨著Mn含量的增加,屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度不斷增大,延伸率呈相反的變化規(guī)律。Mg-2Sn-1.0Mn合金屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度最大分別為204.5和257.7 MPa,延伸率為9.2%,抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的提升可能與擠壓過程形成的高密度殘余位錯(cuò)有關(guān)。此外,Mg-2Sn-0Mn合金的延伸率最大可達(dá)17.5%,比鑄態(tài)時(shí)增加了7.4%,屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別增加了98.8%和48.5%。

a) 鑄態(tài)

表2 鑄態(tài)Mg-2Sn-xMn合金室溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果

表3 擠壓態(tài)Mg-2Sn-xMn合金室溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果

3 結(jié)語(yǔ)

通過上述研究可以得出如下結(jié)論。

1)在Mg-2Sn合金中添加微量的Mn元素,隨著Mn含量從0.3%增加到1.0%,鑄態(tài)合金中第二相由Mg2Sn相向Mg2Sn與α-Mn相共存轉(zhuǎn)變。第二相的轉(zhuǎn)變使得鑄態(tài)合金屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度顯著提升,延伸率變化不大,其中當(dāng)Mn含量為0.5%時(shí),其綜合性能最佳,抗拉強(qiáng)度為210.3 MPa,屈服強(qiáng)度為117.5 MPa,延伸率為12.2%。

2)對(duì)不同Mn微合金化的Mg-2Sn-xMn合金熱擠壓后發(fā)現(xiàn),隨著Mn含量的增加,合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均增加,但延伸率降低,這可能與高M(jìn)n含量的合金形成較高的位錯(cuò)有關(guān),其中,擠壓態(tài)Mg-2Sn-0.5Mn合金具有最佳的綜合力學(xué)性能,抗拉強(qiáng)度為240.4 MPa,屈服強(qiáng)度為186.4 MPa,延伸率為13.1%。