金属学报 2014 , 50 (5): 594-600 https://doi.org/10.3724/SP.J.1037.2013.00504

超高压凝固Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金的组织及室温压缩性能^*

董允¹, 林小娉¹^,, 徐瑞², 樊志斌¹, 叶杰¹, 王哲²

1 东北大学材料与冶金学院, 沈阳 110819
2 燕山大学材料科学与工程学院, 亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室, 秦皇岛 066004

MICROSTRUCTURE AND ROOM TEMPERATURE COMPRESSION PROPERTIES OF Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02 ALLOY SOLIDIFIED UNDER SUPER-HIGH PRESSURE

DONG Yun¹, LIN Xiaoping¹^,, XU Rui², FAN Zhibin¹, YE Jie¹, WANG Zhe²

1 Department of Materials Science and Engineering, Northeastern University, Shenyang 110819
2 State Key Laboratory of Metastable Materials Science and Technology, School of Materials Science and Engineering, Yanshan University, Qinhuangdao 066004

中图分类号: TG146.2, TG21

通讯作者: Correspondent: LIN Xiaoping, professor, Tel: (0335)8056792, E-mail: lxping3588@163.com

收稿日期: 2013-08-21

修回日期: 2014-02-13

网络出版日期: --

基金资助: * 河北省自然科学基金项目E2013501096, 辽宁省自然科学基金项目20112063和东北大学秦皇岛分校科技支撑项目XNK201305资助

作者简介:

董允, 男, 1959年生, 教授, 博士

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摘要

研究不同压力凝固条件下Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02 (质量分数, %)合金微观组织和力学性能, 发现合金的凝固组织是由a-Mg基体, W-Mg₃Y₂Zn₃和I-Mg₃YZn₆相组成. 其中, 常压下凝固组织中的a-Mg枝晶间分布着由共晶组织形态和杆状第二相组成的网状结构. 随着凝固压力的增大, 共晶网逐渐断开, 其数量逐渐减少, a-Mg基体中Zn的溶解度逐渐增大. 常压凝固合金的室温压缩强度为344 MPa, 屈服强度为331 MPa, 相对压缩率为16%. 6 GPa, 1250 ℃凝固合金的室温压缩强度可达455 MPa, 屈服强度426 MPa, 相对压缩率为25%. 常压凝固合金的压缩断裂模式为典型的解理断裂, 且解理面大而光滑平整, 高压凝固合金的压缩断口解理面较小, 并出现撕裂岭和类似“撕裂韧窝”的形貌特征, 解理断裂的程度有所降低.

关键词： Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金 ; 高压凝固 ; 应力-应变曲线 ; 解理面

Abstract

By the investigation of the microstructures of Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02 (mass fraction, %) alloy solidified under different pressure, it is found that the solidification microstructure of the alloy is consisted of a-Mg matrix, W-Mg₃Y₂Zn₃ phase and I-Mg₃YZn₆ phase. In the microstructure of the alloy solidified under ambient pressure, the networks of the secondary phases of eutectic-like and rod-like shape are distributed in the a-Mg interdendritic space. As the solidification pressure increases, eutectic network is disconnected gradually and the amount of eutectic is diminished and the solubility of Zn in a-Mg rises gradually. The results of the measurement of the mechanical properties show that the compression strength, the yield strength and the compressibility of the alloy sample solidified under ambient pressure is 344 MPa, 331 MPa and 16% respectively. However, the compression strength, the yield strength and the compressibility of the alloy sample solidified from 1250 ℃ under 6 GPa is 455 MPa, 426 MPa and 25%, respectively. The observation of fracture surfaces shows that, in the alloy solidified under high pressure, the cleavage surface of the compressed fracture is decreased, and the tear ridge and tearing dimple can be found. The degree of cleavage fracture is decreased.

Keywords： Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02 alloy ; high pressure solidification ; stress-strain curve ; cleavage surface

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董允, 林小娉, 徐瑞, 樊志斌, 叶杰, 王哲. 超高压凝固Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金的组织及室温压缩性能^*[J]. , 2014, 50(5): 594-600 https://doi.org/10.3724/SP.J.1037.2013.00504

DONG Yun, LIN Xiaoping, XU Rui, FAN Zhibin, YE Jie, WANG Zhe. MICROSTRUCTURE AND ROOM TEMPERATURE COMPRESSION PROPERTIES OF Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02 ALLOY SOLIDIFIED UNDER SUPER-HIGH PRESSURE[J]. 金属学报, 2014, 50(5): 594-600 https://doi.org/10.3724/SP.J.1037.2013.00504

镁合金具有优良的导电性、导热性、电磁屏蔽性能和高的比强度、比刚度、减震性等优点, 是目前实际应用最轻的金属材料, 在航空航天、汽车和等行业具有广阔的应用前景. 然而, 镁合金室温强度不高、高温强度低、抗蠕变性能差等缺点, 严重阻碍了其应用. 最近, 国际上对准晶在高性能镁合金中的作用给予广泛的关注, 各国学者^[1-6]对镁合金中准晶形成机制、结构、加工方法及性能等开展了大量研究, 发现利用准晶相强化镁合金具有巨大的潜力, 已成为高强韧镁合金开发的一个新领域. Lee等^[7]对Mg-4Zn-0.6Y合金热轧后得到其抗拉强度超过300 MPa和延伸率大于25%. 童等^[8]在研究准晶增强Mg-Zn-Al-Y合金热压缩变形行为时发现, 弥散分布的细小准晶更有利于孪生和动态再结晶的发生, 准晶与基体形成的良好位向关系可提高合金的塑性变形能力. Mg-Zn-Y系中准晶既可以通过快速凝固形成, 也可以在常规铸造的缓慢冷却过程中生成, 为稳定准晶^[9-11]. 但常规铸造下形成的准晶多呈网状分布在晶界上, 而快速凝固(急冷甩带技术)获得准晶需要很高的冷却速率(10~10 ℃/s), 形成准晶的时间很短, 且条件不易控制. 按照热力学理论, 温度、压力、成分是控制凝固的最基本因素, 压力对金属或合金的凝固过程有着重要的影响. 研究^[12-14]表明, 压力可有效缩短原子间距、增加相邻电子轨道重叠, 从而改变物质的晶体结构、电子结构和原子或分子之间的相互作用, 使之达到高压平衡状态, 形成全新的物质结构. 因此, 金属或合金高压凝固时, 其凝固过程中热力学和动力学参数如熔点、密度、溶质扩散系数、分配系数等都会发生明显的变化^[15-18], 由此带来晶体形核、长大以及凝固方式等的改变, 从而改变凝固组织^[19,20]. 本工作在前期研究工作^[21,22]的基础上, 以具有准晶增强的Mg-Zn-Y合金作为研究对象, 对经过超高压下凝固的合金试棒进行室温压缩变形, 研究了高压凝固压力对Mg-Zn-Y凝固组织及室温压缩变形性能的影响, 以期为高强韧性镁基材料的研究开发找到一条新途径.

1 实验方法

熔炼实验所用Mg-Zn-Y合金的主要原材料为纯度为99.9 % (质量分数, 下同)的Mg锭和Zn锭以及Mg-30Y的中间合金. 采用2RRL-M8型真空电阻熔炼炉熔炼, 熔化温度为740 ℃, 将熔化好的合金液体浇注到预热金属型中, 制得合金铸锭. 利用ICAP6300等离子体光谱(IPP)分析实验合金的最终成分为13.85%Zn, 4.02%Y, 余量为Mg. 将铸态合金经过充分均匀化退火后, 线切割成直径4 mm, 长6 mm的高压实验用试样. 采用CS-1B型高压六面顶压机进行高压凝固实验. 设定凝固压力为2, 4和6 GPa; 依据Clausius-Clapeyron方程, 随着压力增大, 镁合金的熔点升高. 所以随着所施加的凝固压力的增大, 其相应的加热温度分别约为1050, 1150和1250 ℃. 将高压用试样装入石墨组装套中, 然后将组装好的石墨组装套放入高压六面顶的腔体位置, 锤头对准后开始高压凝固实验^[22]. 先将压力升高到预设压力, 同时启动测温装置, 并快速加热到预设的加热温度, 在该温度下保温保压20 min, 关闭电源停止加热, 待自然冷却到室温后卸压并取出试样. 用X-Y记录仪测量冷却曲线, 根据冷却曲线估算2~6 GPa下平均冷却速率约为300 K/s.

利用Axio Scope A1 Pol型光学显微镜(OM)和SUPRA-55 型扫描电镜(SEM)及附件能谱仪(EDS)观察实验合金的显微组织并进行成分分析. 由Image-Pro-Plus图像分析软件统计二次枝晶间距和第二相所占体积分数. 利用2500/PC型X射线衍射仪(XRD)进行物相分析. 采用WDW3100微机控制电子万能试验机进行室温压缩实验, 应变速率 $\dot{ε}$ 为0.2 s^-1, 压缩过程中由万能实验机附带的计算机化的数据记录仪自动采集应力和应变等数据.

2 结果与分析

2.1 常压下合金的凝固组织及相组成

图1为Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金的铸态组织形貌. 由图1a可知, 常压下合金的凝固组织为较粗大的树枝晶组织, 二次枝晶间距约为40 μm, 枝晶间分布着呈网状的共晶组织形态和杆状的第二相(图1b), IPP统计出合金铸态组织中第二相所占体积分数约为19.3%. EDS结果显示, 共晶组织形态第二相(图1b中A所示)中Mg, Zn和Y的原子分数分别为54.78%, 30.07%和15.15%, 杆状相(图1b中B所示)的Mg, Zn和Y的原子分数分别为28.87, 60.11%和11.02%, Mg∶Zn∶Y≈3∶6∶1; 基体中Zn的含量为1.75%, 由于Y在液态Mg中的溶解度极小, 凝固后的a-Mg基体中几乎检测不到Y.

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图1

Fig.1 常压下Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金的铸态组织及EDS分析

图2为不同凝固压力下Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金的XRD谱. 由图可知, 常压和高压凝固合金铸态组织中主要含有α-Mg, I-MgYZn和W-MgYZn相.

图3为采用FactSage热力学软件和镁基合金数据库计算的Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金富Mg角垂直截面图(Y的质量分数为4.02%). 由图可知, Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金为靠近共晶点的亚共晶合金, 当液相温度降到液相线首先从液相中结晶出α-Mg相, 达到共晶温度(590 ℃)发生共晶转变L→α-Mg+W-MgYZn, 540 ℃附近发生包共晶转变L+W-MgYZn→α-Mg+I-MgZnY, 室温平衡组织由α-Mg, W-MgYZn和I-MgYZn相组成. 热力学计算结果与实验结果吻合较好.

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图2

Fig.2 不同压力下凝固Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金的XRD谱

2.2 超高压下合金的凝固组织及相组成

图4为超高压下Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金的凝固组织形貌. 与图1a所示常压下合金凝固组织相比可知, 在2 GPa, 1050 ℃条件下合金凝固组织中的枝晶团数目显著增多, 枝晶尺寸明显减小(图4a), 二次枝晶间距约为25 mm; 枝晶间第二相也以共晶形态(图4b中插图)呈网状分布, 但其数量(面积尺寸)大幅减小(图4b). 随着凝固压力的增大, 不但凝固组织更加细化、均匀化, 而且枝晶间共晶形态第二相面积也减小, 共晶网逐渐破断. 6 GPa, 1250 ℃下合金的凝固组织如图4c和d所示, 其二次枝晶间距仅为10 mm左右. IPP软件统计出2 和6 GPa下合金凝固组织中第二相体积分数分别为13.5%和8.6%, 凝固组织中α-Mg相所占体积分数相对增多. EDS分析结果显示, 超高压下α-Mg基体中Zn溶解度较常压增大, 2 GPa, 1050 ℃下的原子分数为1.95%, 6 GPa, 1250 ℃条件下的原子分数为2.23%; 高压下晶间共晶形态和杆状第二相的成分和常压下相近. 从上述实验结果可知, 超高压下凝固组织与常压相比不但凝固组织得到显著的细化, 而且第二相的形态、分布及数量都有很大的改变, 共晶形态第二相所占体积分数(或共晶相面积)显著减少, 共晶网逐渐被断开, 第二相由共晶组织形态变为带状或细杆状. 此外, Zn在基体中的溶解度也有所增大, 这可能是由于高压凝固使合金液相线温度增高, 凝固过程中α-Mg晶体数量增多^[23], 加之α-Mg晶体细化, 枝晶间最后发生共晶转变液相逐渐减少, 使通过共晶和包共晶转变形成的分布于晶界和枝晶间的第二相形态和数量都发生一定程度的改变. α-Mg相增多, 共晶形态第二相减少, 意味着合金成分更加远离共晶点成分, 即超高压下凝固使Mg-Zn-Y三元合金的共晶点远离α-Mg相区.

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图3

Fig.3 Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金热力学计算垂直截面相图

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图4

Fig.4 超高压下Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金的凝固组织形貌

对比图2所示的不同凝固压力下合金的XRD分析结果可知, 超高压下α-Mg相的衍射峰较常压均向右偏移, 常压下(102)衍射峰对应的2θ角为 47.76°, (110)面对应的2θ角为57.36; 2 GPa 下(102)衍射峰对应的2θ角为 47.84°, (110)对应的2θ角为57.40°; 4 GPa下(102)衍射峰对应的2θ角为 47.94°, (110)对应的2θ角为57.48°, 根据Bragg公式可知, 超高压下镁基体的晶面间距及晶格常数有所减小, 经计算晶格常数轴比c/a由常压下的1.626变为6 GPa下的1.622. 此外, 从图2中还观察到, 超高压下Mg-Zn-Y三元相的衍射峰不但较常压向左偏移且峰强降低, 而且衍射峰存在宽化现象, 如图2中6 GPa的XRD谱中在2θ为43.10°, 52.86°和65.86°处, 出现类似“馒头”形的衍射峰.

综上所述, 超高压下凝固时, 由于压力总是使形核激活能降低, 且高压下原子的扩散受到抑制, 扩散激活能增加, 因而降低了晶体的生长速率, 所以超高压下晶体形核率大幅增加且晶体生长速率较慢^[12], 合金凝固组织细化, α-Mg晶体生长为细枝晶组织. 此外, 高压下由于合金液相线温度大幅升高以及共晶点右移, 使基体α-Mg相在组织中的所占体积分数增加且固溶度增大, 晶间共晶形态第二相数量大幅减少的同时其网也逐渐破断. Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金在超高压凝固条件下不但获得了均一性较好、固溶度较大的α-Mg固溶体基体, 同时晶间第二相的形态、数量和分布也得到很大的改善.

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图5

Fig.5 不同压力下凝固的Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金的压缩应力-应变曲线

2.3 Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金的室温压缩性能

图5为不同凝固压力下Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金的室温压缩应力-应变曲线, 图6为图5曲线中的特征值强度、塑性随凝固压力的变化规律曲线. 由图5和6可知, 常压下铸态合金试样的抗压强度为344 MPa, 压缩屈服强度为331 MPa, 相对压缩率为16%. 2 GPa, 1050 ℃下合金试样的抗压强度为421 MPa, 压缩屈服强度为403 MPa, 压缩率约为16%. 2 GPa下合金的抗压强度和屈服强度均较常压得到一定程度提高, 其抗压强度和屈服强度较常压均提高18%左右, 但压缩率变化不大. 随着凝固压力继续升高, 不但合金的强度会进一步的提高, 合金的塑性也得到一定的改善. 凝固压力为6 GPa, 1250 ℃时, 其抗压强度高达455 MPa, 压缩屈服强度426 MPa, 相对压缩率约为25%.

材料的强度是一个对成分、组织结构极为敏感的力学性能指标. 由图4可知, 超高压下凝固的合金具有较常压更细的凝固组织, 且凝固压力越高, 凝固组织越细越均匀. 根据Hall-Petch公式:

(1) $σ = σ_{0} + k d^{- 1 / 2}$

式中, σ为合金的屈服强度, σ₀和k为与晶体类型有关的常数, d为晶粒尺寸.

由Hall-Petch公式可知, 合金的屈服强度与晶粒尺寸的平方根成反比. 而镁合金的Hall-Petch常数k值很大(k=280~320 MPa/mm^1/2)^[24], 因此镁合金晶粒细化产生的强化效果极为显著. 从上面的实验结果可知, 合金的二次枝晶间距随着凝固压力的增高而减小, 二次枝晶间距由常压下的40 µm减小到6 GPa下的10 µm, 因此超高压下镁合金晶粒细化对其强化效果极为显著. 其次, 超高压下基体中Zn溶解度的增大, 固溶强化效果也对合金强度有所贡献. 再者, 高压改善了第二相的形态与分布, 第二相由割裂基体的网状变为断续分布的带状或杆状, 使基体的作用能够发挥, 同时, 断续分布的带状或杆状状第二相也能起到一定的强化的作用. 由图6可知, 2 GPa下凝固的合金相对压缩率较常压下略高, 但4~6 GPa下凝固合金的压缩率却比常压下凝固的合金明显升高. 高压凝固组织的细化在提高实验合金强度的同时也在很大程度改善了合金的塑性. 随着晶粒度的减小, 组织中晶界所占比例增大, 晶界协调的作用就会更明显, 材料变形更加均匀, 材料的压缩强度和塑性均得以提高. 此外, 合金塑性的改善与第二相数量、形状与分布有很大关系. 常压下凝固合金中第二相呈连续网状成片的分布在枝晶间, 把基体相包围起来, 合金很容易沿着连续的第二相开裂, 因而塑性较差. 2 GPa下凝固组织中第二相数量有所下降, 但依然连成网分布在枝晶间, 因此塑形改善不大. 而当凝固压力提高到4~6 GPa时, 不但在晶间的第二相所占体积分数大幅减少, 而且第二相多呈细带状不连续地分布在枝晶间, 使合金的塑性得到一定程度的改善.

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图6

Fig.6 凝固压力对Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金压缩性能的影响

图7为不同凝固条件下合金室温压缩试样的断口形貌. 常压下合金压缩试样断裂的宏观断面(断口)与压缩轴线呈约45°切断特征, 断口光滑且明亮, 断口的结晶面宏观上无规则取向, 在光照下呈现许多反光的小平面. 同时, 其解理面大而平整光滑(图7a), 裂纹从左向右扩展. 由图7b可知, “河流花样”呈连续变化, 由前一个晶粒的解理平面延伸到下一个解理平面, 解理裂纹沿不同高度的解理面发生扩展, 并以二次解理方式相互连接起来形成不同高度的台阶, 由此可知常压下合金的断裂为典型的解理断裂. 对比图7a可知, 6 GPa下凝固的合金断口其解理面较小, 断口的凸凹程度有所增大, 有的解理面上(图7c中箭头所示)其裂纹扩展方向有所改变. 由图7d可知, “河流花样”也呈连续变化, 但解理面不光滑多为“鱼鳞”片状, 其解理台阶也较常压薄; 将图7d中箭头所示区域进一步放大可知(图7d插图), 显示撕裂岭类似“撕裂韧窝”的形貌特征. 断口分析表明, 超高压下凝固的合金室温压缩断裂后, 其解理断裂的程度有所降低. 解理裂纹的萌生和裂纹的扩展就材料本身来说与晶粒尺寸有很大的关联. 晶粒越细, 在一定体积内的晶粒数目越多, 在同样的变形量下, 变形分散在更多的晶粒内进行. 由于变形比较均匀, 所以引起的应力集中减小, 不易产生解理裂纹. 晶粒越细, 晶界越曲折, 越不利于裂纹的传播, 在断裂过程中可吸收更多的能量^[25]. 因此经6 GPa超高压凝固的合金的室温压缩断裂方式会从常压下典型的解理断裂的特征趋于准解理断裂.

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图7

Fig.7 Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金室温压缩断口形貌

3 结论

(1) Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金的凝固组织由基体a-Mg, W-MgYZn相和I-MgYZn相组成. 超高压下凝固不但使凝固组织得到显著细化, 还改善晶间第二相的形态、数量及分布. 常压下凝固组织中呈共晶形态的第二相沿着枝晶间呈网状连续分布, 随着凝固压力增大, 分布在晶界的共晶形态第二相数量逐渐减少、网逐渐断开. 随着凝固压力的增大, Zn在基体中的溶解度增大, 6 GPa基体中Zn的溶解度由常压下的1.75%增至2.23%.

(2) 常压下凝固的合金试样的压缩强度为344 MPa, 压缩屈服强度为331 MPa, 相对压缩率为16%. 随着凝固压力升高, 不但合金的强度会进一步的提高, 合金的塑性也得到一定的改善. 凝固压力为6 GPa, 1250 ℃时, 合金的室温抗压强度高达455 MPa, 压缩屈服强度426 MPa, 相对压缩率为25%.

(3) 常压凝固的合金试样的室温压缩断裂为典型的解理断裂, 其解理面较大且光滑平整. 6 GPa, 1250 ℃下凝固的试样其室温压缩解理面更小, 解理面不光滑多为“鱼鳞”片状, 断口的凸凹程度有所增大, 在撕裂区出现类似“撕裂韧窝”形貌, 解理断裂的程度有所降低.

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超高压凝固Mg82.13Zn13.85Y4.02合金的组织及室温压缩性能*

MICROSTRUCTURE AND ROOM TEMPERATURE COMPRESSION PROPERTIES OF Mg82.13Zn13.85Y4.02 ALLOY SOLIDIFIED UNDER SUPER-HIGH PRESSURE

1 实验方法

2 结果与分析

2.1 常压下合金的凝固组织及相组成

2.2 超高压下合金的凝固组织及相组成

2.3 Mg82.13Zn13.85Y4.02合金的室温压缩性能

3 结论

参考文献 文献选项 原文顺序 文献年度倒序 文中引用次数倒序 被引期刊影响因子

超高压凝固Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金的组织及室温压缩性能^*

MICROSTRUCTURE AND ROOM TEMPERATURE COMPRESSION PROPERTIES OF Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02 ALLOY SOLIDIFIED UNDER SUPER-HIGH PRESSURE

2.3 Mg_82.13Zn_13.85Y_4.02合金的室温压缩性能

参考文献

原文顺序

文献年度倒序

文中引用次数倒序

被引期刊影响因子