Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金组织及不同轧制变形量对其力学性能的影响

焦云雷，王佳豪，李 健，巫瑞智

(1．天津航天机电设备研究所，天津 300458；2.哈尔滨工程大学 材料科学与化学工程学院，黑龙江 哈尔滨 150001)

中国是镁、锂和稀土的资源大国，要科学有效地利用好这些战略资源。随着轻质结构材料在航空、航天、武器装备、便携电子产品等国防军工及民用产品等重要工业领域中大规模应用，镁锂合金以其低密度、高性能的特点受到科研人员的高度重视，并得到企业界的重点关注。

镁锂铝(Mg-Li-Al)系合金是目前研究最为广泛的镁锂合金体系之一，Al元素的加入能够有效改善镁锂合金的室温性能，铝含量的逐渐增多会有效地细化镁锂合金的晶粒、改善缩孔和热裂的倾向，同时，形成的Mg17Al12相也能提高合金的抗拉强度。但当合金中的w(Al)>3%时，Al元素和Li元素会形成AlLi相，这是一种软化相，会降低镁锂合金的性能。在Mg-Li-Al合金中微量添加Y、Sc、Zr三种合金元素，这些合金化元素可与合金中Al元素形成尽可能多的第二相，进而可改善合金的力学性能[1-4]。微合金化镁锂合金中，Y的添加虽然会使得合金的伸长率比不添加的同类合金略低一些，但是却能使合金的抗拉强度明显地提升，大大增加了其实用价值；Sc在Mg-Li-Al合金中会生成Al3Sc强化相，同时，微量Sc的加入，可以抑制合金中晶粒的长大；点阵错配度很小的Zr和Mg都是密排六方(hcp)晶体结构，所以添加Zr元素可以很好地分散到基体中，不容易在合金中偏析、聚集形成尺寸很大的团聚物，同时镁锂合金熔体中含有较高熔点的α-Zr弥散质点，能起到异质形核的作用[5-8]。因此，Y、Sc、Zr对镁锂合金的微合金化具有重要作用，需要进一步研究。

基于上述需求，为获取质量更轻、力学性能更优的镁锂合金材料，本试验采取微合金化的方法，在Mg-14Li-3Al合金中复合添加微量Y、Sc、Zr合金元素，研究铸态合金的显微组织和第二相类型，以及不同轧制变形量对Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金力学性能的影响，为工业化材料制备提供有益参考。

1 试验材料与方法

本试验选取纯镁锭(w(Mg)>99.9%)、纯锂锭(w(Li)>99.9%)、纯铝锭(w(Al)>99.9%)、镁钪中间合金(Mg-2Sc)、镁锆中间合金(Mg-30Zr)、镁钇中间合金(Mg-17Y)为原料，通过高真空电磁感应熔炼炉熔炼、浇注，获得Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc铸态合金。合金的化学成分如表1所示。

表1 Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金铸锭化学成分(质量分数/%)Table 1 Chemical compositions of Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc alloy ingot(wt/%)

为了消除镁锂合金铸锭中成分偏析和残余应力等不利因素，使用贯通热处理炉对合金进行均匀化热处理，温度为200 ℃，等炉内温度稳定后再对铸锭进行10 h的均匀化处理，然后随炉冷却至室温。使用电火花线切割数控机床将均匀化处理的铸锭切成规格为120 mm×50 mm×5 mm的板块，清洗吹干保存在干燥环境中备用。

采用JD1A-90型轧机，轧辊的直径为480 mm，设置轧机轧辊转速为6 r/min，轧辊之间的距离根据下压量的需要自行调节。在轧制之前，需将待轧试样的表面用电刷机打磨干净，随后放入200 ℃的贯通炉内保温20 min。经多道次轧制，本次试验的轧制变形量分别选取30%、40%、50%、60%。

使用LEICA DM IRM金相显微镜对合金进行光学显微组织观察。使用Quanta 200型扫描电子显微镜对合金进行显微结构和组织观察，并使用附带的能谱仪(EDS)进行精确地选点元素分析和平面元素分布扫描。采用D/Max2500PC Rigaku X射线衍射仪进行合金的物相组成测定，仪器的表征参数为扫描电压40 kV，扫描电流为150 mA，扫描速度为5°/min，扫描角度范围为20°～80°。将所得的试验数据用MDI jade6.0程序与标准PDF卡片进行对比，分析并大致确定镁锂合金中的第二相。

采用HXS-1000Z型数字式智能显微维氏硬度计测试合金试样的硬度值。将需要进行测试的合金试样在砂纸上打磨平整光亮，太薄的试样需要镶嵌后打磨，在抛光机抛出镜面，用酒精冲洗后吹干。硬度测试加载力200 N，加载时间15 s。测试需在合金试样的表面随机取12个点，取平均值。

采用WDW-200D微机控制电子式万能拉伸试验机对合金进行拉伸测试，加载速率为1 mm/min。根据国标GB/T 228.1-2010拉伸试样的尺寸如图1所示，厚度为2 mm，除了铸态和均匀化处理后的合金板块可以随意切取试样外，所有的轧制试样沿着RD方向切取拉伸试样。

图1 拉伸试样示意图Fig.1 Schematic diagram of the tensile specimen

2 试验结果与分析

2.1 合金铸态显微组织和第二相类型分析

图2为Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金铸态的金相显微组织。由图2a可看出， Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc铸态合金中晶粒的尺寸差别较大，大晶粒的尺寸在600 μm左右，小晶粒的尺寸在60 μm左右，组织不均匀。由图2b可看出，铸态合金中的第二相颗粒尺寸很小且均匀，大部分弥散分布在基体中，它们的形态绝大部分呈现圆球状，只有少部分呈现短棒状。部分晶粒内和晶界处出现了第二相偏聚并长大的现象，尺寸大约在30 μm左右，局部区域形成的最大聚集物尺寸甚至达到了50 μm。

图2 试验合金铸态金相组织Fig 2 Microstructure of the as-cast specimen

Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc铸态合金的SEM扫描图像如图3所示。从图3可以看出，基体中均匀分布着大量第二相，且第二相形态不一，小尺寸第二相颗粒呈球状，较大尺寸的第二相颗粒呈短棒状和不规则形态，还有部分聚集长大形成团簇的第二相(如图中箭头所示)，尺寸在30 μm左右，这与图2所观察到的第二相颗粒的尺寸基本吻合。

图3 铸态合金的SEM图像Fig.3 SEM image of the as-cast specimen

图4和图5分别是铸态合金的局部元素面扫图和第二相选点EDS图谱。图4a为EDS分层图像，能看到三个第二相点元素分布情况与基体有明显的区别。图4b为Mg的分布图，第二相占据的位置点的颜色较暗，这是因为第二相分布点中镁含量低于基体中的。由图4c～4f可知，合金中：x(Al)>x(Sc)>x(Y)，且它们都在第二相点位上呈聚集的状态，说明了第二相中存在Al、Y、Sc三种元素。图4e可看出，Zr在第二相点位上聚集效果不是很明显，几乎是弥散分布在基体之中，这也说明了Zr元素对第二相的贡献很小。有研究表明，在二元金属间化合物Al3Sc相中复合添加其他不同元素时，当这些元素的添加量达到一定含量后会形成新结构的X元金属间化合物[9]。因此，Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金在凝固过程中形成了一种初生Al3(Sc,Y,Zr)相。从图5中可知，Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金该区域第二相中Al、Sc、Y、Zr的摩尔分数分别为23.71%、4.41%、3.71%、0.06%，此结果与面扫的结果吻合，因此可以确定该相为Al3(Sc, Y, Zr)相。

图4 试验合金铸态的表面选区元素面扫图像Fig.4 SEM images of the as-cast specimen

图5 试验合金铸态中第二相的SEM图像及其对应的EDS图谱Fig.5 SEM image and the corresponding EDS patterns of the second phase in the as-cast specimen

2.2 不同轧制变形量对合金硬度的影响

Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金均匀化态和轧制变形量为30%、40%、50%、60%试样的硬度如图6所示。由图6可知，随着轧制变形量的增加，合金的硬度逐渐增加，从71.3 HV(均匀化态合金)增加到了77.45 HV(60%轧制变形量)，但增加的幅度很小，总共提升了6.15 HV。这主要是因为在轧制之前需将待轧制试样在200 ℃的贯通炉内保温20 min，而该过程中晶粒会获得能量继续长大，在随后的轧制变形过程中，由于轧制应力的作用减少了合金内部组织缩松，并且细化了晶粒。从试样的硬度结果来看，变形强化效果要大于前期保温所造成的强度降低，因此合金的硬度总体上呈现出上升的趋势。

图6 不同轧制变形量的Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金试样的硬度变化趋势Fig.6 Hardness trend of Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc alloy specimen under different rolling reductions

2.3 不同轧制变形量对合金拉伸性能的影响

均匀化处理后不同轧制变形量Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金试样沿RD方向的拉伸曲线如图7所示。轧制应变量对合金的抗拉强度和伸长率的影响如图8所示。由图8可知， Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金铸态的抗拉强度很低，而且塑性较差，抗拉强度为153 N/mm2，伸长率只有8.2%。经过200 ℃10 h均匀化处理后的Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金试样的抗拉强度和伸长率都有明显增大，达到169 N/mm2和12.1%，这主要是因为均匀化后晶粒内部的成分更加均匀，而且消除了部分的残余应力。Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金在常规轧制变形过程中，随着轧制变形量的增大，合金的抗拉强度逐渐上升，从均匀化态的169 N/mm2升高到235 N/mm2，而伸长率却随着轧制变形量的增加而减小。

图7 不同轧制变形量的Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金的应力-应变曲线Fig.7 Stress-strain curves of Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc alloys under different rolling reductions

图8 不同轧制变形量的Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金的抗拉强度和伸长率变化趋势Fig.8 Variation trend of ultimate tensile strength and elongation of Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc alloy under different rolling reductions

Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc合金在整个轧制应变过程中，至少存在细晶强化、应变硬化和弥散强化这三种强化机制的交互作用。金属的应变硬化行为已经得到了很好的解释，其中位错累积是应变硬化的主要原因。随着轧制变形量的增加，位错密度不断增加，位错的相互作用加剧，诸如会产生固定的割阶、位错缠结等障碍，使位错运动的阻力增大，引起变形抗力增加[10]。与此同时，合金在变形过程中，内部晶粒会沿着轧制方向(RD方向)伸长，滑移的晶粒内部的位错有一定概率缠结在一起，位错无法继续运动，当应力继续增大时，可能使晶粒破碎，这使得合金内部原先的部分晶粒被撕碎、分解成几个小晶粒，促进了晶粒细化。随着晶粒得到细化，合金内部晶界面积也得到增大，这使得合金的硬度也得到小幅度地提升。

除了应变硬化和细晶强化外，分散的析出相在轧制变形过程中也有助于提升合金的强度。铸态合金中的第二相主要为Al3(Sc, Y, Zr)相，在轧制变形过程中，分散的析出相在轧制应力的作用下被碎化成小颗粒均匀分布在基体中，而这些均匀分布的小颗粒析出相可以充当裂纹源和势垒，阻碍位错在拉伸试验中的运动。除此之外，部分晶粒内和晶界处的第二相偏聚现象在轧制应力的作用下得到了消除和改善。

3 结 论

1)Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc铸态合金中组织成分不均匀，晶粒尺寸的差异比较大，大晶粒的尺寸在600 μm左右，小晶粒的尺寸在60 μm左右。铸态合金中的第二相弥散分布在整个基体中，部分区域有大量第二相颗粒发生团聚，其尺寸在30 μm左右。

2)Mg-14Li-3Al-1Y-0.8Zr-0.4Sc铸态合金中第二相为Al3(Sc,Y,Zr)，铸态合金中不存在AlLi软化相。

3) 随着轧制变形量的增加，合金的抗拉强度增加，伸长率减小。轧制变形量为60%的合金表现出最高的硬度和强度，其硬度为77.45 HV，抗拉强度为235 N/mm2，伸长率为6.5%。