合金元素sb對mg2si顆粒相細化的影響

由于汽車工業(yè)的發(fā)展需要大量關注，鎂與金作為金屬中最輕的工業(yè)結構材料，具有較高的比強度和剛度、良好的振動、衰減性能和鑄造工藝性能，目前，每年以較高的增長幅度進入汽車零部件制造業(yè)，取代鋁合金、鋼鐵及其部件。目前，汽車上使用最廣泛的鎂合金是mg-al系列。例如，az91（mg-9al-1n）和am60（mg-6al-0.3mn）用于制造胎盤、運動轉向、座椅框架等。然而，這種鎂-al系列莫哈普通木材只能用于室溫。當溫度超過120c時，這種耐腐蝕性的鎂含量顯著降低。這限制了具有良好鑄造工藝性能的低成本鎂合金在服役溫度要求較高的汽車零部件中的應用，如發(fā)動機部件和轉向部件。這種零件只是車輛上最具潛力的部件之一。以前的研究表明，當c-a-zn-mg-a的晶體界面滑動時，這是主要變形機制。因此，在晶體界面中形成高穩(wěn)定性的晶體邊界，并加強相釘扎晶體邊界是提高mg-a基合金耐瑞平強度的有效途徑。作者最近的研究表明,Si加入到Mg-Al-Zn基合金中能顯著提高合金的強度和剛度以及高溫性能,這是由于形成的Mg2Si強化相具有高溶點(1085℃)、與基體相近的低密度(1.99g/cm-3)、高彈性模量及低熱膨脹系數等特點.然而含Mg2Si的合金只能用于冷卻速度較快的壓鑄,而不能用砂鑄或金屬型鑄造.原因是在較慢的冷卻速度下Mg2Si強化相會形成粗大的漢字狀形貌,從而惡化合金的性能.如何細化合金的組織成為解決問題的關鍵.本文報道了Sb的加入對Mg-5Al-1Zn-1Si合金組織細化和性能影響的研究結果.1鑄造、熱處理研究用的兩種合金Mg-5Al-1Zn-Si和Mg-5Al-1Zn-1Si-0.5Sb成分分別為Al5.1,Zn1.0,Si0.72和Al5.0,Zn0.99,Si0.7,Sb0.45,余為Mg.晶粒尺寸分別為134和68μm.在改裝的井式坩堝爐中,采用0.5%SF6+CO2混合氣體保護熔煉.熔體經精煉后在720℃下保溫20min后澆鑄到金屬型鑄模中.從鑄錠底部切割拉伸試樣,試樣標距尺寸為15mm×3.5mm×2mm.加工后的試樣再經過如下熱處理:420℃,12h,水淬;200℃,2h.金相試樣均從鑄錠的同樣部分取樣.試樣的拉伸實驗在SHIMADZUAG-100KNA島津材料試驗機上進行.合金的顯微組織及顆粒相的成分分析采用德國產LEICAMEF4M型金相顯微鏡和配有能譜(EDS)的日產JSM6300掃描電鏡.XRD試樣在PhilipsPW170旋轉陽極X射線衍射儀上進行,試驗條件為:CuKα線,電壓為40kV、電流為110mA、掃描速度為1°/min.合金的化學成分采用等離子耦合電感光譜儀(ICP)分析測定.2結果與討論2.1mg2si相的熱穩(wěn)定性Mg-5Al-1Zn-1Si合金的顯微組織見圖1.合金的鑄態(tài)組織由漢字狀的Mg2Si相、骨骼狀的β-Mg17Al12相以及基體α-Mg三部分組成,如圖1a.將鑄態(tài)試樣在420℃固溶熱處理10h后,幾乎所有的β-Mg17Al12相都固溶進基體中,只剩下漢字狀的Mg2Si相分布于晶界附近,Mg2Si的形貌和尺寸也幾乎沒有變化.這表明Mg2Si相具有較高的熱穩(wěn)定性,如圖1b.隨著0.5%Sb(質量分數,下同)的加入,合金的顯微組織發(fā)生了兩點明顯變化:(1)Mg2Si的形貌由粗大的漢字狀變?yōu)榧毿〉念w粒狀,同時分布也更趨均勻、彌散;(2)合金的平均晶粒尺寸由原來的134μm下降到68μm.如圖1c所示.Mg-5Al-1Zn-1Si-0.5Sb合金的鑄態(tài)組成相XRD分析見圖2.可見,Sb加入后,與基體相比,合金中產生了一種新相Mg3Sb2,該相具有六方D52結構.2.2基于bramftt的二維陣配度模型圖3a為Mg-5Al-1Zn-1Si-0.5Sb合金中的Mg2Si顆粒的SEM形貌.由圖可見,Mg2Si顆粒內部有一核心,尺寸小于1μm.圖3b為該核心(A處)的EDS能譜,結果分析表明該核心是富含Mg,Sb的化合物.結合EDS和XRD(圖2)的分析結果,可以推定該晶核核心為Mg3Sb2.一般認為,異質形核能力的大小取決于形核基底與結晶相之間的界面能.而影響界面能的因素主要包括基底與結晶相間的點陣錯配度、基底的表面形態(tài)、化學性質以及基底與結晶相間的靜電位.當點陣錯配引起彈性能急劇升高時,則錯配度是決定界面能的主要因素.Bramfitt提出,錯配度的計算應該使晶核的低指數基面與作為基底物質的低指數晶面重合.根據Bramfitt建立的二維點陣錯配度模型,其計算公式為:式中:(hkl)s為基底的低指數晶面;[uvw]s為(hkl)s晶面上的低指數晶向;(hkl)n為晶核的低指數晶面;[uvw]n為(hkl)n晶面上的低指數晶向;d[uvw]s和d[uvw]n分別為沿[uvw]s、[uvw]n晶向的陣點間距;θ為[uvw]s和[uvw]n間的夾角.Bramfitt的結果表明,在非均質形核時,δ<6%的核心最有效,δ=6%—15%的核心中等有效,而δ>15%的核心無效.Mg3Sb2為六方結構,其點陣常數a=0.457nm,c=0.723nm,結合Mg2Si的晶體學參數,根據上式可計算出Mg3Sb2的低指數面(0001)與Mg2Si相的低指數面(100)、(110)、(111)間的點陣錯配度,如表2所示.Mg3Sb2的(0001)面與Mg2Si的(111)面的錯配度最小,δ=2.0%<6%,由此可見Mg3Sb2作為Mg2Si初生相的異質晶核是完全可能的.圖4為初生Mg2Si相低指數面(100)、(110)和(111)與Mg3Sb2異質核心的低指數面(0001)間的點陣錯配情況.對于Sb加入后能有效細化合金晶粒,可以理解為合金凝固過程中首先結晶出大量細小的異質核心Mg3Sb2(其熔點Tm=1228℃),而后Mg2Si初生相以Mg3Sb2質點為形核核心長大(Mg2Si熔點Tm=1085℃),這樣在凝固過程中大量的細小的初生相Mg2Si彌散富集于固液界面前沿,機械地阻礙了合金液中Al,Zn等原子的擴散,使Mg-Al-Zn-Si基體合金中的α-Mg相及β-Mg17Al12相長大受阻,從而獲得了更為細小的基體組織.2.3sb對mg2si生相形貌的影響表3列出了各合金在室溫和150℃下測得的機械性能.由表3可見,Sb的加入,對Mg-5Al-1Zn-1Si合金的室溫及其高溫力學性能均產生了顯著的影響.使合金的抗拉強度、屈服強度、延伸率以及沖擊韌性都有明顯提高.上述力學性能的改善可歸結于以下兩點:(1)Mg2Si初生相形貌的改變.未加Sb前,Mg2Si形貌為粗大的漢字狀,在應力作用下,裂紋容易沿漢字狀的Mg2Si相與基體的界面處擴展,從而導致了合金力學性能的驟然降低.而加入Sb后,Mg2Si初生相形貌由粗大的漢字狀演變?yōu)榧毿浬⒌念w粒狀,一方面消除了漢字狀上述的消極影響;另一方面也充分起到了Mg2Si作為強化相的彌散強化作用.這種具有較高熱穩(wěn)定性的顆粒,彌散分布于晶界,將有效地釘扎晶界,這對鎂合金高溫力學性能的提高尤為重要.(2)合金晶粒細化的作用.本文實驗表明,Sb的加入,合金的組織發(fā)生了明顯的細化(圖1),根據HallPetch公式:式中σy為材料屈服強度,σ0為一常數,k為表征晶界對材料屈服強度影響程度的系數,d為晶粒平均直徑.上式反映的是材料的晶粒尺寸對屈服強度影響的一般規(guī)律.Nussbaum等研究表明,對于六方結構的鎂合金而言,晶粒細化對強度產生的影響要遠比立方結構的材料大得多.根據Armstrong等對Taylor理論的改進,Hall-Petch關系式中常數K與Taylor因子M的關系可表示為:式中τc是剪切應力,M與材料滑移系呈反比.由于六方結構的金屬滑移系少于立方結構,因此六方結構的材料的M值就要比面心和體心立方的大得多.即具有較少滑移系的六方結構金屬的晶界對晶粒的滑移形變具有強烈的阻礙作用.因此,由式(2),(3)可知,對于鎂合金而言,晶粒的細化將顯著提高其屈服強度.3mg3sb2非均質形核核心(1)在加入0.5%的Sb后,Mg-5Al-1Zn-1Si合金的組織得到明顯細化.Mg2Si初生相形貌由粗大的漢字狀演變?yōu)榧毿?、彌散分布的顆粒狀.(2)在Mg-