均匀化退火对Mg-4Zn-4Y合金显微组织和力学性能的影响

翟传田，孙有平,2,3，李旺珍,2,3，何江美，万斯雨

(广西科技大学1.机械与交通工程学院，2.广西土方机械协同创新中心,3.广西汽车零部件与整车技术重点实验室，柳州 545006)

0 引 言

镁合金具有密度低、比强度和比刚度高、切削加工性能优良、导热导电性好、阻尼减振、电磁屏蔽等特点，在航空航天、电子通信、汽车制造、交通运输等领域应用前景广阔[1-4]。传统的镁合金无法兼具高力学性能和高阻尼性能，而Mg-Zn-RE(稀土元素)系合金中存在的长周期堆垛有序结构(LPSO)相可使合金保持高阻尼性能，同时有效提高其力学性能[5]。钇(Y)元素作为一种稀土元素，在镁中的固溶度达到12.4%(质量分数)，具有较好的固溶强化效果[6]。KAWAMURA等[5]采用粉末冶金法制备了Mg97Zn1Y2合金，发现该合金中存在LPSO相Mg12ZnY，其室温抗拉强度和断后伸长率分别达到610 MPa，5%，具有优异的力学性能。LI等[7]研究发现，Mg-Zn-Y合金中的LPSO 相可以阻止基面滑移，增大滑移启动时所需要的能量，从而提升合金的力学性能，但当合金内的LPSO 相体积分数低于20.3%时，合金力学性能的提升幅度较小。XU等[8]研究发现，Mg-Zn-Y-Zr合金中还存在W相Mg3Zn3Y2，且随着 W 相体积分数的增加，合金的力学性能呈下降趋势。LPSO相有利于提升Mg-Zn-Y合金的力学性能以及阻尼性能，而W相是一种脆硬相，可提高基体的硬度，但是连续分布的W相不利于合金的塑性变形[9]。鲁若鹏等[10]研究发现，经540 ℃×4 h固溶处理后，镁合金中LPSO相结构由铸态的18R型转变为杆状14H型，实现了阻尼性能和力学性能的平衡优化。均匀化退火通过较高温度下第二相的溶解和原子的扩散来消除低熔点共晶组织，改善枝晶偏析程度，在很大程度上降低了镁合金的变形抗力，提高塑性变形能力，同时提高合金元素在基体中的固溶程度，为时效处理中的沉淀析出和热变形做好组织准备[11]。但是，目前有关Mg-Zn-Y合金的热处理研究主要集中在低钇低锌含量合金的固溶和时效热处理方面，而有关钇和锌含量较多的Mg-4Zn-4Y合金均匀化处理方面的研究鲜有报道。因此，作者对Mg-4Zn-4Y镁合金进行了不同温度和不同保温时间下的均匀化退火处理，研究了均匀化退火处理对合金组织及力学性能的影响，以期为提高Mg-Zn-Y合金综合性能提供试验参考。

1 试样制备与试验方法

试验材料为半连续铸造方法制备的Mg-4Zn-4Y合金铸锭，其化学成分如表1所示。通过差示扫描量热(DSC)试验发现，该合金在440.44 ℃处出现了明显的吸热峰，因此确定均匀化退火温度为440，460，480 ℃，保温时间为4，8，12，14，18，22，24 h。在合金铸锭中心截取试样，采用SX-16-14Q型箱式电阻炉对试样进行不同温度和保温时间的均匀化退火处理。

表1 Mg-4Zn-4Y合金的化学成分

通过水磨机对铸态合金和均匀化退火态合金表面进行磨抛处理，使用苦味酸试剂(0.8 g苦味酸+15 mL无水乙醇+2 mL冰乙酸+2 mL蒸馏水)腐蚀2～5 s后，采用Leica DMI3000M型光学显微镜(OM)观察显微组织。采用Smart Lab型X射线衍射仪(XRD)进行物相分析，采用铜靶，Kα射线，工作电压为40 kV，工作电流为40 mA，扫描范围为10°～90°，扫描速度为5(°)·min-1。采用Zeiss-SIGMA型场发射扫描电镜(SEM)观察微观形貌，并用附带的能谱仪(EDS)进行微区成分分析。按照HB 5143-1996，采用线切割方法截取如图1所示的拉伸试样，使用ETM105D型电子万能试验机进行室温拉伸试验，拉伸速度为2 mm·min-1，每种工艺下至少重复3次试验。采用500HBS-3000AZ型布氏硬度计测硬度，载荷为2 480 N，保载时间为30 s。

图1 拉伸试样的形状与尺寸

2 试验结果与讨论

2.1 对显微组织的影响

由图2可知，铸态Mg-4Zn-4Y合金中存在α-Mg相、W相和LPSO相。由图3可知：铸态Mg-4Zn-4Y合金存在大量枝晶，晶界不明显;合金组织由深色相、呈连续网状分布的白色鱼骨状相和颜色稍浅的块状相以及弥散分布的亮白色相组成，结合EDS和XRD分析得到鱼骨状相为W相，块状相为LPSO相，亮白色相为富钇相，深色相为α-Mg基体相，W相和LPSO相在基体中交替分布形成连续的网状结构。在熔融态Mg-4Zn-4Y合金的凝固过程中，首先凝固的是α-Mg基体，少量的钇、锌元素溶入基体中；由于钇、锌元素是偏析倾向较大的元素，当合金以较快的冷却速率凝固时，在枝晶生长过程中钇、锌元素在固/液界面处富集，随着钇、锌原子含量的变化而形成LPSO相和W相[12-15]。

图2 铸态Mg-4Zn-4Y合金的XRD谱

图3 铸态Mg-4Zn-4Y合金的OM形貌以及SEM形貌和EDS分析结果

由图4可以看出：在440 ℃均匀化退火温度下，随着保温时间的延长，合金中枝晶偏析得到改善，枝晶间距减小，出现较多等轴晶，但与铸态合金相比，第二相均未发生明显变化；当保温时间为4 h时，合金中分布着大量富钇相，随着保温时间的延长，富钇相含量减少，在保温时间超过18 h后，富钇相仅在基体中零星分布。

图4 在400 ℃保温不同时间均匀化退火后Mg-4Zn-4Y合金的SEM形貌

由图5可以看出：在460 ℃均匀化退火后，随着保温时间的延长，枝晶偏析得到改善，枝晶间距减小，等轴晶变得粗大，同时合金中开始出现零星分布的W相。在460 ℃均匀化退火后，铸态Mg-4Zn-4Y合金中部分LPSO相溶入到基体中，而W相较难溶入到基体中，随着保温时间的延长，连续分布的网状结构被破坏，导致部分W相在α-Mg基体中零星分布。随着保温时间的延长，合金中富钇相减少。

图5 在460 ℃保温不同时间均匀化退火后Mg-4Zn-4Y合金的SEM形貌

由图6可以看出：与440，460 ℃均匀化退火后相比，480 ℃下均匀化退火后合金中的LPSO相明显减少，连续的网状结构断开，大部分LPSO相溶入α-Mg基体中;480 ℃均匀化退火的组织中仅存在鱼骨状W相、部分零星分布的颗粒状W相以及少量LPSO相，在保温时间超过18 h后，合金中的第二相主要为颗粒状W相；在保温时间小于8 h范围，合金中仍存在部分富钇相，随着保温时间的延长，富钇相基本完全溶入基体中。

图6 在480 ℃保温不同时间均匀化退火后Mg-4Zn-4Y合金的SEM形貌

在金属材料的均匀化退火过程中，根据Arrhenius公式[16]得到扩散系数D与热力学温度T的关系为

D=D0exp[-Q/(RT)]

(1)

式中：D0为与温度无关的系数；Q为扩散激活能；R为气体常数。

由式(1)可知，温度是影响原子扩散速率的主要因素，随着温度的升高，扩散系数增大，致使原子扩散速率提高，从而缩短了合金达到均匀化所需的时间。均匀化处理温度越高，原子获得能量并越过势垒进行扩散的概率越大，空位浓度越大，第二相的溶解越充分[16-18]。

由图7可以看出：440，460 ℃均匀化退火12 h后，Mg-4Zn-4Y合金主要由等轴晶及少量枝晶组成，与铸态合金相比，晶界更加明显，枝晶偏析得到改善；480 ℃均匀化退火后，合金中的等轴晶长大，晶界处的LPSO相溶入基体中，这是由温度升高使得钇元素在合金中的最大固溶度提高所致。同一温度下延长保温时间，扩散通量降低，均匀化效果减弱，因此当均匀化保温时间达到一定值后，继续延长保温时间对合金均匀化效果影响不大[18]。结合EDS和SEM分析，可以发现在440 ℃下，当保温时间达到12 h时，Mg-4Zn-4Y合金已基本完成均匀化，LPSO相含量未发生明显变化，而在480 ℃下LPSO相溶入α-Mg基体中，未完成均匀化。由图8可以看出，在440 ℃下保温12 h后，除网状分布的第二相外，钇、锌元素已均匀分布在基体中，继续延长保温时间到24 h，这2种元素的分布变化不大，只有部分富钇相溶入基体中。

图7 在不同温度保温12 h均匀化退火后Mg-4Zn-4Y合金的显微组织

图8 在440 ℃保温12, 24 h均匀化退火后Mg-4Zn-4Y合金中镁、锌、钇元素的EDS分层扫描结果

2.2 对力学性能的影响

由图9可知，铸态合金(保温时间为0)的硬度为53.27 HBW，440，460 ℃均匀化退火后，硬度总体呈波折降低而后趋于稳定的趋势，而480 ℃均匀化退火后呈现先波折升高而后趋于稳定的趋势。铸态合金存在大量第二相，其中W相是一种脆硬相，可提高基体硬度，且铸锭中也存在一些残余应力，因此合金具有较高的硬度。随着440 ℃均匀化退火保温时间的延长，枝晶偏析程度改善，同时残余应力消除，合金的硬度下降，保温时间为12 h条件下的硬度为47.47 HBW，之后随着保温时间的继续延长，合金的硬度未发生明显变化。在460 ℃均匀化退火后，温度的升高提高了钇在基体中的最大固溶度，导致保温时间至18 h时成分才达到均匀，此时合金的硬度为47.53 HBW，继续延长保温时间，硬度变化不明显。在480 ℃均匀化退火后，随着保温时间的延长，大量LPSO相溶入到基体中，导致基体硬度呈波折升高趋势，当保温时间大于18 h时，基体中的LPSO相达到最大溶解度，继续延长保温时间，硬度基本不变。

图9 不同温度下均匀化退火后Mg-4Zn-4Y合金的布氏硬度随保温时间的变化曲线

由图10可以看出，铸态及均匀化退火态Mg-4Zn-4Y合金在拉伸过程中弹性阶段的应力、应变均很小，说明合金的变形能力较差。由表2可知：与铸态合金相比，经440，460 ℃均匀化退火后合金的抗拉强度略微降低，断后伸长率变化较小，这是因为在440，460 ℃下均匀化退火时，合金中的相含量未发生明显变化，但枝晶偏析得到改善，且富钇相溶入基体中，对晶界滑移的钉扎作用减弱，所以抗拉强度降低；经480 ℃均匀化退火后，合金的抗拉强度和断后伸长率均比其他2个温度均匀化退火后高，但是试样出现烧损现象，且保温24 h后试样大面积烧损，无法取样测拉伸性能。均匀化退火后Mg-4Zn-4Y合金的断后伸长率仍然较低，试样经拉伸后在其标距段内出现多道与拉伸方向成45°的痕迹，说明合金较难进行塑性变形。随着均匀化退火温度的提高，合金中LPSO相的最大固溶度提高[19]。经过480 ℃长时间保温后，大量LPSO相溶入α-Mg基体中，W相成为合金中主要的第二相；W相是一种脆硬相，可提高基体的硬度，但不利于合金的塑性变形[15,20]。块状LPSO相有利于提高Mg-Zn-Y合金的强度[21]。W相与LPSO相同时存在时，合金具有良好的力学性能[22-23]。综合考虑，Mg-4Zn-4Y合金的最佳均匀化处理制度为440 ℃×12 h。

图10 铸态和均匀化退火态Mg-4Zn-4Y合金拉伸时的真应力-真应变曲线

表2 铸态和均匀化退火态Mg-4Zn-4Y合金的拉伸性能

3 结 论

(1)铸态Mg-4Zn-4Y合金中存在α-Mg基体相、鱼骨状W相、块状LPSO相和弥散分布的富钇相，W相和LPSO相在基体中交替分布形成连续的网状结构；440 ℃均匀化退火后，合金中LPSO相和W相的含量未发生明显变化，460 ℃均匀化退火后，部分LPSO相溶入基体中，480 ℃均匀化退火后，合金中的第二相主要为W相，大部分LPSO相溶入基体中。随着保温时间的延长及均匀化退火温度的升高，合金中富钇相含量减少，枝晶偏析得到改善，晶界更加明显。

(2)440，460 ℃均匀化退火后，随着保温时间的延长，硬度总体呈波折降低而后趋于稳定的趋势，而480 ℃均匀化退火后呈先波折升高而后趋于稳定的趋势；与铸态合金相比，经440，460 ℃均匀化退火后合金的抗拉强度略微降低，断后伸长率变化较小，480 ℃均匀化退火后合金的抗拉强度和断后伸长率均较高，但出现烧损现象。Mg-4Zn-4Y合金的最佳均匀化热处理制度为440 ℃×12 h。