铸态和固溶态Mg-Sn二元合金的组织与力学性能*

黄正华，戚文军，徐 静，蔡 畅

广东省工业技术研究院(广州有色金属研究院)，广东 广州 510650

镁合金具有比重小、比强度和比刚度高、阻尼和导热性能好等优点，在汽车、通讯电子及航空航天等领域中得到日益广泛地应用[1].诸多镁合金零部件在应用过程中要承受高温及长时间的应力作用，这对其耐热性能提出了较高的要求.目前已开发和应用的耐热镁合金主要有Mg-Al，Mg-Zn和Mg-RE系[2]，其中Mg-Al和Mg-Zn系合金组织中主要强化相β-Mg17Al12和MgZn2的热稳定性较差，难以作为高温长时间使用的零部件，虽然Mg-RE系合金组织中主要强化相Mg-RE的热稳定性显著提高，高温性能优异，但其价格较高，因此目前主要应用于航空航天及军事领域中.

与上述合金系相比，Mg-Sn系合金呈现以下特点：合金凝固区间小，形成的疏松和热裂等铸造缺陷较少；Sn在Mg中的固溶度由在共晶温度834 K时的14.85%显著减至473 K时的0.45%，如此大的固溶度变化范围可为后续的时效强化提供足够空间；Mg2Sn强化相的热稳定性远高于β-Mg17Al12和MgZn2相，使Mg-Sn系合金呈现出较优异的高温性能.所以，Mg-Sn合金作为新系列耐热镁合金，其已在国内外引起广泛重视，但目前总体上的工作仍处于起步阶段，许多研究工作亟待开展[3-7].为此，本文将对铸态和固溶态Mg-xSn(x=2.18～6.54)二元合金的组织及力学性能进行研究，同时讨论其强化机理及分析其冲击韧性.

1 实验部分

合金锭Mg-xSn(x=2.18～6.54)由工业纯Mg和纯Sn，在有混合气体(CO2+0.2%SF6)保护的MRL-8型镁合金电阻炉中熔炼而成.首先待纯Mg熔化后升温至1003 K，然后加入纯Sn，在1 h内搅拌熔体两次以保证成分均匀，再添加精炼剂，搅拌5 min后升温至1023 K并静置20 min，待熔体温度冷却至988 K时除渣，最后将除渣后的熔体浇入预热温度为523 K的楔形金属型模具中，得到铸态试样.将铸态试样置于热处理炉中，在723 K下保温2～24 h后水冷，得到固溶态试样.

先将试样打磨和抛光，然后用浓度为4 %的硝酸酒精溶液进行腐蚀处理.用Leica DM IRM型光学显微镜(OM)和JEOL JXA-8100型扫描电子显微镜(SEM)观察合金组织，用Cu靶的D/MAX-RC型X射线衍射仪(XRD)进行相组成分析，用JY Ultima2型等离子体原子发射光谱仪(ICP)测定铸态Mg-xSn合金中的Sn含量.

拉伸试样为小型板状标准试样，拉伸试验在DNS200型万能材料试验机上进行，试验温度分别为室温(298 K)和高温(423 K)，拉伸速度为2 mm/min；用MH-5L型维氏硬度计测试试样的硬度，加载负荷为9.8 N，加载时间为20 s；冲击试验在JBN500型摆锤式冲击试验机上进行，冲击试样为无缺口标准冲击韧性试样.

2 结果与讨论

2.1 铸态组织与力学性能

图1和图2分别为铸态Mg-xSn合金的OM和SEM图.从图1和图2可见，随着Sn含量的增加，粗大树枝晶状α-Mg相逐渐细化， 高热稳定相Mg2Sn逐渐增多并趋于连续网状分布于晶界处.铸态Mg-6.54Sn合金的XRD谱(图3)亦证实，Mg-xSn合金铸态组织中的第二相为Mg2Sn.

图1 铸态Mg-xSn合金的OM照片(插图为高倍照片)

图2 铸态Mg-xSn合金的SEM图(a) Mg-3.52Sn；(b) Mg-6.54SnFig.2 SEM graphs of as-cast Mg-xSn alloys

图3铸态Mg-6.54Sn合金的XRD谱

Fig.3XRD spectrum of as-cast Mg-6.54Sn alloy

图4为铸态Mg-xSn合金在室温和高温下的拉伸力学性能.从图4可见：随着Sn含量的增加，室温下抗拉强度σb和延伸率δ均呈现先升高后降低的趋势，由Mg-2.18Sn合金的95 MPa和8.5%分别逐渐提高至Mg-3.52Sn合金的151 MPa 和12.5%，接着逐渐降至Mg-6.54Sn合金的118 MPa 和8.0%；高温下σb和δ的变化趋势均相同，先由Mg-2.18Sn合金的60 MPa和13.0%分别逐渐提高至Mg-3.52Sn合金的87 MPa 和19.0%，接着分别降至Mg-3.92Sn合金的74 MPa 和13.5%，然后又逐渐提高至Mg-6.54Sn合金的92 MPa和15.5%，其中σb的值甚至略高于Mg-3.52Sn合金的.综上所述，Mg-3.52Sn合金在室/高温下均呈现出较佳的拉伸力学性能，而Mg-6.54Sn合金在高温下呈现出较佳的拉伸力学性能.

图4 铸态Mg-xSn合金的室温和高温拉伸力学性能(a)室温；(b)高温Fig.4 Tensile mechanical properties at ambient and elevated temperatures of as-cast Mg-xSn alloys(a)ambient temperature；(b)elevated temperature

图5为铸态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金在室温和高温下拉伸断口SEM形貌.从图5可见，两合金的拉伸断口呈韧性断裂和脆性断裂的复合断裂.室温下Mg-3.52Sn合金拉伸断口断面中存在较明显的韧窝和蛇行滑移，同时还有一定量的解理台阶和河流花样；而Mg-6.54Sn合金拉伸断口断面中韧窝变浅，蛇行滑移变少，这与其拉伸力学性能显著降低相一致.随着拉伸温度的提高，以韧窝和蛇行滑移为特征的韧性断裂增强，而以解理台阶和河流花样为代表的脆性断裂减弱，这与合金延伸率大幅提高相一致.

图5 铸态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的室温和高温拉伸断口SEM形貌(插图为高倍照片)

Fig.5SEM morphology of tensile fractures at ambient and elevated temperatures of as-cast Mg-3.52Sn and Mg-6.54Sn alloys(illustrations are the graphs with high magnification)

图6为铸态Mg-xSn合金的硬度(HV)和冲击韧性αnK.从图6可见，随着Sn含量的增加，HV值由Mg-2.18Sn合金的29.5逐渐提高至Mg-6.54Sn合金的38.4，这是由于硬质相Mg2Sn(HV值为119[10])逐渐增多所致.αnK值先由Mg-2.18Sn合金的9 J/cm2稍提高至Mg-3.52Sn合金的10 J/cm2，接着逐渐降至Mg-6.54Sn合金的5 J/cm2.

图6 铸态Mg-xSn合金的硬度(HV)和冲击韧性(αnK)

Fig.6Hardness(HV)and impact toughness (αnK) of as-cast Mg-xSn alloys

晶粒尺寸和第二相是影响合金冲击韧性差异的主要内部因素.晶粒越细，晶界面积越大，在一定区域内变形进而裂纹失稳扩展所消耗的能量就越大，韧性也就越好.同时在冲击作用下，裂纹一般于α-Mg基体与第二相的界面处产生.α-Mg基体为固溶体，第二相为金属间化合物，两者性能有着本质的区别，前者强度低而塑性好，后者硬而脆.在冲击外力作用下材料发生塑性变形时，由于两相间塑性变形的不同步，首先在相界处形成微裂纹，随后就是裂纹的扩展，直至断裂.由此可推断，合金冲击韧性值的大小与α-Mg基体的强度及第二相的形态、尺寸、分布和体积分数有关[11].在Sn含量为2.18%～3.52%的范围内，随着Sn含量的增加，铸态组织逐渐细化，同时呈小块状弥散分布的Mg2Sn相较少，因此αnK值有所提高.在Sn含量为3.52%～6.54%范围内，随着Sn含量的增加，虽然铸态组织有所细化，但Mg2Sn相明显地逐渐增多，并且趋于连续网状分布于晶界处，使在相界处更易发生裂纹而导致扩展断裂，因此αnK值逐渐降低.

2.2 固溶态组织与力学性能

鉴于Mg-3.52Sn合金具有较佳的室/高温拉伸力学性能，以及Mg-6.54Sn合金具有最细组织、最多第二相而呈现出的良好的高温拉伸力学性能，故选择上述两种合金在723 K下固溶2～24 h，其HV值变化趋势如图7所示.从图7可见，随着固溶时间ts的增加，两合金的HV值先逐渐提高，接着逐渐降低，当ts=10 h时Mg-3.52Sn合金及Mg-6.54Sn合金的HV值达到峰值，分别为36.2和41.4.

图7Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金在723 K下固溶2～24 h后的硬度(HV)曲线

Fig.7Hardness (HV) of Mg-3.52Sn and Mg-6.54Sn alloys solution-treated at 723 K for 2～24 h

图8为固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的OM照片.从图8可见，经723 K/10 h固溶后，两合金组织中Mg2Sn相已完全固溶于α-Mg基体中.

图8 固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的OM照片

表1为铸态和固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的拉伸力学性能和冲击韧性αnK.由表1可知：在室温下Mg-3.52Sn合金和Mg-6.54Sn合金的拉伸力学性能有所提高，σb分别提高至161 MPa和132 MPa，后者提高幅度更大，而δ分别提高至14.5%和8.5%，前者提高幅度更大；在高温下二者的拉伸力学性能均变化不大，σb基本保持不变，δ稍降低，Mg-3.52Sn合金的αnK值降至7 J/cm2，而Mg-6.54Sn合金的αnK值提高至9 J/cm2.

图9为室温下固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的拉伸断口形貌，其中插图为高倍照片.从图9可见，Mg-3.52Sn合金拉伸断口断面中韧窝和蛇行滑移变得明显，解理台阶和河流花样有所减少；Mg-6.54Sn合金拉伸断口为沿晶韧性断裂，断口表面的晶界上出现大量的滑移特征.这与两合金室温拉伸力学性能提高相一致.

表1铸态和固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的拉伸力学性能和冲击韧性

Table1Tensilemechanicalpropertyandimpacttoughnessofas-castandsolution-treatedMg-3.52SnandMg-6.54Snalloys

合金状态298 K423 Kσb /MPaδ /%σb/MPaδ/%αNk/(J·cm-2)Mg-3.52Sn铸态15112.5871910固溶态 16114.58516.57Mg-6.54Sn铸态1188.09215.55固溶态 1328.59112.59

图9 固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的室温拉伸断口SEM形貌

经固溶处理后，Mg2Sn相已完全固溶于α-Mg基体中，在此固溶强化作用下导致合金的室温拉伸力学性能有所提高，且具有更多Mg2Sn相的Mg-6.54Sn合金提高幅度更大.而在高温下，Mg2Sn相的固溶使第二相作为高温强化相的作用减弱，但另一方面溶入的Sn又能提高α-Mg基体的高温性能，在两者的作用下合金的高温抗拉强度基本保持不变.经固溶处理后，Mg-3.52Sn合金组织中少量Mg2Sn相的固溶，有利于αnK值的提高，但固溶处理不可避免会导致合金组织中晶粒不同程度的粗大，因此αnK值有所降低.而Mg-6.54Sn合金组织中较多Mg2Sn相的固溶，这增强了基体强度，导致αnK值有所提高.

3 结 论

(1)随着Sn含量的增加，铸态组织中粗大树枝晶状的α-Mg相逐渐细化，高热稳定性相Mg2Sn逐渐增多，并且趋于连续网状分布于晶界处.

(2)随着Sn含量的增加，室温下合金铸态拉伸力学性能及冲击韧性为先提高后降低，具有最佳性能的Mg-3.52Sn合金的σb，δ和αnK分别为151 MPa，12.5%和10 J/cm2；高温时合金的σb和δ先分别逐渐提高至Mg-3.52Sn合金的87 MPa 和19.0%，略有降低后又分别逐渐提高至Mg-6.54Sn合金的92 MPa和15.5%.

(3)经固溶处理后，Mg2Sn相完全固溶于α-Mg基体中，合金室温拉伸力学性能有所提高，而高温拉伸力学性能基本保持不变；Mg-3.52Sn合金的αnK值降低，而Mg-6.54Sn合金的αnK值提高.

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