Mg91.4Zn7.2Y1.4合金中的相变及相平衡

刘博书，李洪晓，任玉平，蒋　敏，秦高梧

(东北大学材料各向异性与织构教育部重点实验室，沈阳110819)



Mg91.4Zn7.2Y1.4合金中的相变及相平衡

刘博书，李洪晓，任玉平，蒋敏，秦高梧

(东北大学材料各向异性与织构教育部重点实验室，沈阳110819)

采用热分析以及合金平衡组织结构分析，对Mg-Zn-Y系Mg91.4Zn7.2Y1.4合金中的相变及其相关相平衡进行了研究.结果表明，Mg91.4Zn7.2Y1.4合金在440 ℃时处于α-Mg固溶体和准晶I的两相平衡；450 ℃ 时处于α-Mg固溶体、液相Liq和三元化合物W的三相平衡.Mg91.4Zn7.2Y1.4合金在446.8 ℃时发生了I+α-Mg→Liq+W四相包共晶转变.温度超过477.3 ℃，Mg91.4Zn7.2Y1.4合金中W相不再稳态存在，500 ℃ 时合金处于α-Mg和液相两相平衡.

Mg-Zn-Y系；相变；相平衡

镁合金作为最轻的金属结构材料，有着非常广阔的应用前景和研究价值，但缺少有效强化相是Mg基合金设计中的突出问题.Mg-Zn系合金可通过时效强化来显著地增强合金强度，稀土元素的进一步添加可形成种类较多的化合物、且熔点较高，是产生第二相强化效应的最有效方式[1].Mg-Zn-Y系准晶相的发现[2]，为Mg基合金有效强化相的选择开启了新的研究方向.而平衡态的相关系以及相关相变是合金设计、工艺优化和组织控制的基础.目前，Mg-Zn-Y系相关相平衡和相变的实验研究结果之间存在着较大差异，特别是有关四相转变温度以及三相平衡相区的研究更是存在明显不同[3-7].虽然基于合金设计的需要、利用Calphad方法对Mg-Zn-Y系的热力学参数进行了优化[8-9]，但作为优化基础的二元和三元系相平衡数据的矛盾，导致热力学参数可信度降低，难以对合金设计发挥切实的参照作用.

综上所述，本研究采用合金平衡组织结构分析法、结合热分析，研究了Mg-Zn-Y系富Mg合金中的相平衡及相变，以期为Mg基合金组织控制和Mg-Zn-Y系精准热力学参数的获得提供依据，为Mg基合金设计奠定基础.

1　实验方法

本实验合金Mg91.4Zn7.2Y1.4(摩尔分数，%，下同)采用高纯Mg(>99.99%)、Zn(>99.999%)和Y(>99.5%)(均为质量分数)，利用中频感应炉、高纯氩气保护，在石墨坩埚中熔制而成.合金铸锭重约50 g.从铸锭上切取部分试样，用钽箔包好后封入真空度为10-2Pa的石英管中，分别在440、450和475 ℃平衡处理20 d、15 d、10 d后水淬.利用NETZSCH404F3型差示扫描量热仪测试合金的相变温度，升温速度为 10 ℃/min，加热温度范围50～500 ℃.用扫描电子显微镜JEOL JSM-7001F进行微观组织观察和能谱相成分分析，加速电压15kV.用JEOL JXA-8530F型电子探针微区成分分析仪对平衡相成分进行分析，所用电子束斑直径为 1 μm，加速电压 15 kV，以高纯Mg，Zn和YP 5O14为标样校正.在日本理学SmartLab型X射线衍射仪上进行相结构分析，采用Cu靶Kα线(λ=0.1541nm)，管压为 40 kV，管流为 200 mA，扫描范围10(°)～100(°)，扫描速度 4(°)/min.

2　实验结果与分析

2.1Mg91.4Zn7.2Y1.4合金的固态相平衡

Mg91.4Zn7.2Y1.4合金铸态组织的背散射电子像如图1(a)所示，在黑色基体组织的晶界上分布着两相片层状组织.能谱分析表明，黑色基体相为固溶有少量Zn原子、几乎不含Y的α-Mg固溶体.片层组织由于尺寸太小无法准确测定其成分，根据背散射电子像的成像原理，可以推测其中的白色相应该含有较多的Zn和Y原子，而黑色相可能也为α-Mg基固溶体.

图1　Mg91.4Zn7.2Y1.4合金显微组织、DSC曲线以及XRD谱

Mg91.4Zn7.2Y1.4合金铸态的DSC曲线如图1(b)所示.升温曲线在446.8 ℃出现了明显的吸热峰，并在450.7 ℃达到热效应的峰值，而如此大的热效应通常都是由熔化引起的.由此推测低于此温度合金应该是处于固态.为此取铸态Mg91.4Zn7.2Y1.4合金在440 ℃平衡处理后水淬，所获得的平衡组织如图1(c)所示，是由两相组成的.与铸态组织相比，片层状组织形态已经彻底消失，但是大部分的白色组织仍然分布在α-Mg基固溶体的晶界上.电子探针相成分分析表明，白色相的成分为34.1Mg-55.7Zn-10.2Y，与二十面体准晶I相[8]的成分相近；α-Mg基固溶体的成分为97.8Mg-2.1Zn-0.1Y.Mg91.4Zn7.2Y1.4合金440 ℃平衡组织的XRD谱如图1(d)所示，可以用Mg和I相加以诠释，这也进一步表明，Mg91.4Zn7.2Y1.4合金在440 ℃时是处于α-Mg和准晶I相的固态两相平衡状态.

2.2Mg91.4Zn7.2Y1.4合金中液相相关的相平衡

Mg91.4Zn7.2Y1.4合金450 ℃的平衡组织如图2(a)所示，在黑色的基体上分布着块状的白色相、以及极细的片层组织，这种极细小的片层组织形态具有快冷组织的特征.结合该合金的DSC曲线，可以得知该合金在446.8 ℃时确实发生了熔化，所形成的液相在平衡处理后淬火到室温的过程中通过共晶转变形成了片层状组织.由于淬火过程的冷速较快，所形成的片层状组织尺寸细小.由此可见，Mg91.4Zn7.2Y1.4合金在450 ℃时处于液相相关的相平衡.

图2　Mg91.4Zn7.2Y1.4合金平衡态下显微组织以及XRD谱

电子探针成分分析表明，Mg91.4Zn7.2Y1.4合金450 ℃平衡组织中的黑色基体相成分为97.7Mg-2.2Zn-0.1Y，应该是α-Mg相.在α-Mg基体上分布的块状白色相的成分为25.9Mg-49.5Zn-24.6Y，与化合物W相的成分相似.而细片层状组织在450 ℃时应该是处于液相状态，其平均成分73.3Mg-23.3Zn-3.4Y应该与液相成分相当.Mg91.4Zn7.2Y1.4合金450 ℃平衡组织的XRD谱如图2(b)所示，可以检测到α-Mg和化合物W相的特征衍射峰；其中化合物W相具有面心立方结构，晶格常数a=0.683 nm.因此，Mg91.4Zn7.2Y1.4合金在450 ℃时处于α-Mg、化合物W相以及液相的三相平衡.

Mg91.4Zn7.2Y1.4合金475 ℃的平衡组织如图2(c)所示.电子探针及XRD谱分析表明，475 ℃的平衡组织也是由α-Mg、化合物W相以及液相组成的.其中黑色基体相的成分为97.6Mg-2.4Zn-0Y，是α-Mg基固溶体.白色相成分为24.2Mg-50.8Zn-25.0Y，为化合物W相.液相成分为71.1Mg-25.8Zn-3.1Y，与450 ℃时的液相成分相比，Zn含量稍有增加而Y含量几乎不变.

Mg91.4Zn7.2Y1.4合金500 ℃平衡组织如图2(d)所示，则是由液相和α-Mg基固溶体两相组成，而化合物W相不再存在.

2.3Mg91.4Zn7.2Y1.4合金中的相变

Mg91.4Zn7.2Y1.4合金440 ℃时的平衡相组成为α-Mg 和准晶I相；450 ℃时的平衡相组成为α-Mg、化合物W相以及液相Liq；而Mg91.4Zn7.2Y1.4合金铸态组织的DSC曲线在446.8 ℃出现了明显的吸热峰，即有相变发生.由相变前后的平衡组织分析可见，通过该相变，准晶I相消失，生成了化合物W和液相Liq.由于α-Mg相在反应前和反应后的组织中都存在，还需进一步判断其是否参与该相变.

450 ℃时化合物W和液相Liq的成分分别为25.9Mg-49.5Zn-24.6Y和73.3Mg-23.3Zn-3.4Y；而440 ℃时准晶I相的成分为34.1Mg-55.7Zn-10.2Y；而且450 ℃的平衡组织中存在着大量的液相，即通过相变形成了大量的富Mg相，由此推测α-Mg相必须作为反应物参与相变.综上，Mg91.4Zn7.2Y1.4合金在446.8 ℃发生了四相包共晶转变α-Mg+I→W+Liq，而三元系中的四相转变是一个恒温转变.随后453.6 ℃发生的是α-Mg、化合物W相以及液相Liq间的三相转变，477.3 ℃则进入了α-Mg+液相Liq两相区.

3　结　论

(1)Mg91.4Zn7.2Y1.4合金在440 ℃时处于α-Mg 固溶体和准晶I的两相平衡；450 ℃时处于α-Mg固溶体、液相Liq和三元化合物W的三相平衡.准晶I相可以和α-Mg基固溶体平衡共存至446.8 ℃.

(2)Mg91.4Zn7.2Y1.4合金在446.8 ℃时发生了I+α-Mg→Liq+W四相包共晶转变.

(3)温度超过477.3 ℃，Mg91.4Zn7.2Y1.4合金中W相不再稳态存在.500 ℃时合金中α-Mg和液相两相共存.

[1]Polmear I J.Magnesium alloys and applications [J].Materials Scinece and Technology,1991(1): 1-16.

[2]Goldman A I.Magnetism in icosahedral quasicrystals: current status and open questions[J].Science & Technology of Advanced Materials,2014,15(4).

[3]An-Pang Tsai,Yoshihiro Murakami,Akio Niikura.The Zn-Mg-Y phase diagram involving quasicrystals[J].Philosophical Magazine A,2000,80(5):1043-1054.

[4]Liu J F,Yang Z Q,Ye H Q.In situ transmission electron microscopy investigation of quasicrystal-crystal transformations in Mg-Zn-Y alloys[J].Journal of Alloys & Compounds,2015,621:179-188.

[5]Li M R,Kuo K H.Intermetallic phases and phase reactions in Zn-Mg(< 40at.%)-Y(< 20at.%)region[J].Journal of alloys and compounds,2007,432(1): 81-89.

[6]Ok J B,Kim I J,Yi S,et al.Solidification microstructure of as-cast Mg-Zn-Y alloys[J].Philosophical Magazine A,2003,83(20):2359-2369.

[7]Zhang Y,Yu S,Zhu X,et al.Study on as-cast microstructures and solidification process of Mg-Zn-Y Alloys[J].Journal of Non-Crystalline Solids,2008,354(14): 1564-1568.

[8]Gröbner J,Kozlov A,Fang X Y,et al.Phase equilibria and transformations in ternary Mg-rich Mg-Y-Zn alloys[J].Acta Materialia,2012,60(17):5948-5962.

[9]Shao G,Varsani V,Fan Z.Thermodynamic modelling of the Y-Zn and Mg-Zn-Y systems[J].Calphad-computer Coupling of Phase Diagrams & Thermochemistry,2006,30(3):286-295.

Phase transformation and relative phase equilibria in alloy Mg91.4Zn7.2Y1.4

Liu Boshu,Li Hongxiao,Ren Yuping,Jiang Min,Qin Gaowu

(Key Laboratory for Anisotropy and Texture of Materials,Ministry of Education,Northeastern University,Shenyang 110819,China)

Equilibrium microstructures,compositions and phase transformation in alloy Mg91.4Zn7.2Y1.4were investigated through the equilibrated alloy method and DSC.It was shown that alloy Mg91.4Zn7.2Y1.4is in the two-phase equilibrium consisting ofα-Mg solid solution and quasicrystal phase I at 440 ℃.While at 450 ℃,alloy Mg91.4Zn7.2Y1.4is in the three-phase equilibrium consisting ofα-Mg solid solution,liquid phase and ternary compound W.A ternary peritectic reaction I+α-Mg→Liq+W occurs at 446.8 ℃.Above 477.3 ℃,W phase is dissolved in alloy Mg91.4Zn7.2Y1.4.The two-phase equilibrium consisting ofα-Mg solid solution and liquid phase exists in alloy Mg91.4Zn7.2Y1.4at 500 ℃.

Mg-Zn-Y system; phase transformation; phase equilibrium

10.14186/j.cnki.1671-6620.2016.02.010

TG 146.22

A

1671-6620(2016)01-0128-04