镁合金由于密度小,比强度高,尺寸稳定性和导热率高,机械性能好,且产品易于回收利用,而有望 成为21世纪重要的商用轻质结构材料<1~3>。因此,镁基合金吸引了汽车及航空领域工作者 的广泛注意。现今,镁合金的发展主要致力开发应用于高强、高韧、耐腐蚀并具有优良成型性能的 变形镁合金<4~7>。变形镁合金中,镁-锌-锆系合金具有最高的强度,良好的塑性及耐蚀性 。因此,镁-锌-锆系合金是目前应用最多的变形镁合金之一。现代航空工业中常用的Mg-Zn -Zr系变形镁合金由于锌含量高,耐热性差,热裂倾向大,添加适量的稀土,可使合金晶粒明显 细化,有效的改善合金的铸造性能和蠕变抗力<8>,稀土与镁形成的弥散强化相可使合金力学性 能得到改善。在Mg-Zn-Zr-Y系合金中,钇含量在0.9%左右时,抗拉强度出现极大值 ,此时铸态组织细化效果最好。本文讨论钇含量对ZK60合金综合性能的影响。1试验过程本试 验选用ZK60为基础合金。合金元素分别以工业纯镁、纯锌及Mg-30%Y和Mg-30%Z r中间合金的形式添加。试验用合金的化学成分如表1所示。合金在电阻炉中进行熔炼,期间使用熔剂对熔体进行覆盖,浇铸过程中使用硫磺对熔液表面进行保护,铸锭直径为50mm。铸锭在380℃进行24 h的均匀化热处理。在350℃保温2~3 h后进行挤压,挤压比为25。最后对挤压棒材进行热处理,其中T5处理制度为:时效温度T=150℃,时效时间t=24 h;T6处理制度为:430℃固溶5 h+150℃时效22 h。合金的硬度测试在布氏硬度计上进行,负荷为250 N,加载时间为30 s。力学性能测试在CSS-44100型万能电子拉伸机上进行。采用NEOPHOT-21金相 显微镜和JSM-5600LV扫描电镜对合金组织进行观察,采用XRD分析合金的相组成,并采用KYKY-2800B扫描电镜进行拉伸断口分析。表1ZK60-xY合金化学成分(质量分数)/%合金编号合金组成Mg Zn Zr Y1号ZK60余量5.7 0.4/2号ZK60-0.5Y余量5.7 0.4 0.53号ZK60-0.9Y余量5.7 0.4 0.94号ZK60-1.5Y余量5.7 0.4 1.52结果及讨论2.1力学性能分别对挤压态和时效态的合金进行力学性能测试,结果如图1所 示。图1(a)为挤压态力学性能,合金的抗拉强度随着Y含量的增加而上升,而延伸率的变化规 律有所不同:所有含钇合金的延伸率均高于ZK60基础合金,但当Y含量超过0.9%后,继续增加Y,合金的延伸率反而下降。T5处理(150℃,时效24h)后,合金的力学性能如图1(b)所示。各合金的抗拉强度和延伸率均有所提高。但是与挤压态合金有所不同的是:时效24 h后,4号合金的强度反而较3号合金的低,即3号合金T5处理后获得了最高的抗拉强度和延图1试验合金的常温力学性能(a)挤压态;(b)T5处理态(150℃,时效24 h)伸率。综合图1(a)和(b),添加稀土元素Y后,3号合金具有最优的综合力学性能:挤压态:σb=324.85MPa,δ=17.6%;T5处理(150℃,时效24 h)后:σb=355.94 MPa,δ=15.86%。对3号合金进行T6处理后,其力学性能为:σb=332.54 MPa,δ=17.6%,可见经过T6处理后,与挤压态相比,合金的力学性能有所改善,但是抗 拉强度的提高幅度较T5处理弱。这是由于T5处理时,在挤压变形过程中产生的位错、亚晶等有利于第二相化合物弥散析出的结构特点仍能保留,而在T6处理后,430℃/5h的固溶处理部分消除了这种第二相化合物赖以形核的结构特点;同时也降低了在挤压过程中形成的 力学性能择优取向。故往往采用T5处理就可以满足强度、塑性的要求<7~9>。2.2变形前 合金的显微组织变形前合金的显微组织如图2所示。图(a)为1号合金的铸态组织,枝晶偏析现 象非常严重,造成该现象的主要原因是ZK60合金中锌含量较高,且合金的凝固系非平衡过程, 所以锌大多富集在枝晶网边界<10>。3号和4号合金的铸态组织分别如图2(c)(、e)所 示。其晶粒尺寸较1号合金的细小,且晶界得到了净化,这是由于高熔点合金元素钇的加入,使得 合金从液相凝固成固相的过程中,得到了更多的结晶核心,从而使合金的金相组织得到了细化,晶 粒度变小。合金组织细化后,晶界表面积增加。在晶界相体积不变情况下,晶界变窄,所以Y可以有效的改善ZK60合金的铸造性能。在380℃经过24h均匀化热处理后,非平衡偏聚相部分溶解到基体中,晶界上和枝晶网胞间第二相化合物减少,晶界 变得清晰且不连续,如图2(b)、(d)所示。图2变形前合金的金相组织(a)ZK60合金 铸态;(b)ZK60合金均匀化态;(c)3号合金铸态;(d)3号合金均匀化态;(e)4 号合金铸态3号合金显微组织扫描电镜照片如图3(a)所示。图3(b)和(c)为能谱分析结 果,由图可知,晶内几乎为单一的基体-αMg,无明显的第二相沉淀,锌和钇主要分布在晶界上 。造成这一现象的原因与镁合金的凝固过程有关<11~12>。从Mg-Zn相图上看,镁从6 49℃开始凝固,到340℃共晶温度(Zn固溶度最大点,6.2%),温度区间大于300° ;另外合金中有Zr和Y这2种高溶点元素,易提供结晶核心,所以-αMg固溶体不需要太大的 过冷度就可以结晶。再根据Mg-Y相图,在Mg-10%Y范围内,-αMg固溶体结晶点在6 00℃以上;Mg-Zr情况也一样,所以这2个合金元素不会降低-αMg的固相点。从Mg- Zn相图可知,在600℃以上,-αMg固溶体结晶时,Zn的固溶度不会超过2.3%,这样 多余的Zn将继续留在液相中。这个过程一直持续下去,液相中Zn的浓度将越来越浓;Zn的浓 度越高,固相点就越低,这样Zn将被推向晶界。分析图2和图3后可知,Y元素有明显的晶粒细 化作用,从而可以改善合金铸造时的凝固特性和力学性能。但是由于Y元素主要存在于晶界,所以当Y含量超过0.9%后,晶界开始宽化,对合金的塑性不利。图33号合金铸态扫描电镜形貌及能谱分析结果(a)形貌;(b)晶界能谱;(c)晶内相能谱2.3 挤压态合金的微观组织挤压变形后合金的微观组织如图4所示。在热挤压的过程中合金发生了明显 的再结晶。1号合金的部分再结晶晶粒已经长大,与1号合金相比,含有Y的合金的再结晶晶粒较 为细小,同时,随着Y含量的增加,沿挤压方向分布的纤维组织周围的再结晶晶粒变得更加细小。 这一方面是由于Y的晶粒细化作用,另一方面合金中含有Y的第二相热稳定性高,对晶界迁移有阻 碍作用,从而可以抑制再结晶晶粒的长大,提高合金的力学性能。图4挤压态合金的金相组织(a )1号;(b)2号;(c)3号;(d)4号2.4变形前后相组成分析X-衍射分析结果如图 5所示。图5(a)所示为3号合金铸态相分析结果,主要的相为(-αMg、MgZn、Mg4 Zn7、Mg24Y5和Mg3YZn6(Z相)。但是在图5(b)所示的合金挤压态相组成分 析结果中除了上述各相外,出现了新相Mg3Y2Zn3相(W相),同时Z相的衍射峰强度有所减弱。W相属AlMnCu2结构,点阵参数a=0.6848±0.0001nm。Z相(某些英文文献中称之为I相)图5 3号合金XRD物象分析(a)铸态;(b)挤压态系二十面体准晶,是一种新的室温稳定相,其点阵常数a=1.462 nm,c=0.878 nm<13>。Z相具有准周期晶体结构,与基体之间存在稳定的界面,可以减少基体与第二相粒子 间由于界面错配引起的晶格畸变<14>。合金中Mg-Zn-RE三元金属间化合物是W相还是 Z相取决于合金中锌与稀土元素的原子数量比。挤压材中β(MgZn)相的含量较铸态的高,是 由于β相的析出消耗了合金中锌的含量,致使原晶界流变带及其附近区域锌含量下降,而稀土含量 相对升高,导致Z相减少,同时,由于锌和稀土的原子比发生变化,形成了一部分W相<9,15 >。3结论1)根据铸态ZK60-xY合金金相显微分析结果得知,Y可以有效的细化晶粒,而 且合金的晶界得到了净化。2)合金在热挤压过程中发生了动态再结晶,且含有Y的合金的再结晶 晶粒较ZK60基体合金的细小。3)经过热挤压和T5处理后,3号合金获得最优的力学性能, 抗拉强度和延伸率分别为:σb=355.94MPa,δ=15.86%。通过对比3号合金在 T6和T52种热处理后的力学性能可知:T5制度更适合用于该合金的热处理。ZK60-xY 合金的微观组织和力学性能研究@吴安如$中南大学材料科学与工程学院!湖南长沙410083,湖南工程学院机械电子工程系,湖南湘潭411101
@夏长清$中南大学材料科学与工程学院!湖南长沙410083
@王银娜$中南大学材料科学与工程学院!湖南长沙410083
@戴晓元$中南大学材料科学与工程学院!湖南长沙410083以ZK60为基础合金,研究了不 同钇添加量对其组织性能的影响。显微组织分析结果表明:钇有明显细化晶粒的作用,合金在热挤 压过程中发生了动态再结晶。力学测试结果表明,经过热挤压和T5(人工时效)处理后,Y含量为0.9%的合金具有最优的综合力学性能,其抗拉强度和延伸率分别为:bσ=355.94MPa,δ=15.86%。对该合金分别进行T6(固溶+时效)和T52种热处理后进行力学性 能测试,结果表明:T5处理制度更适用于该合金。ZK60合金;;钇;;动态再结晶;;显微组织;;力学性能<1>EliezerA,Gutman E M.Corrosion fatigue of die-cast and extruded mag-nesium alloys
.Journal of Light Materials,2001,1(3):179-1
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