Mg-3.OLi-2.OAI-2.OSn-1.OY-0.5Er合金力学性能与组织演变

郭楠盼　曹富荣

摘要：为了提高合金的力学性能，通过微合金化的方法设计了一种新型超轻Mg-3 .OLi-2.OAI-2.OSn-l.OY-0.5Er合金，通过熔铸、均匀化、多向锻造和异步轧制工艺获得了细晶镁合金板材。采用光学显微镜、X射线衍射仪、扫描电子显微镜、能谱仪等表征手段研究了合金微观组织的演变，利用拉伸试验机测試了合金变形前后的室温拉伸性能，研究了不同状态下合金的力学性能，讨论了合金力学性能与微观组织转变的影响因素。结果表明，在铸态Mg-3.OLi-2.OAI-2.OSn-1.OY-0.5Er合金中存在着a-Mg基体和Mg2Sn、AILi、AI2Y和AI2Er等第二相颗粒，多向锻造和异步轧制组合工艺有效地细化了Mg-3．OLi-2.OAI-2.OSn-1.OY-0.5Er合金的晶粒，使合金的平均晶粒尺寸减小到7.15 μm，室温下的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别提高至255 MPa、220 MPa和24.9%。

关键词：镁锂合金；多向锻造；异步轧制；微观结构；力学性能

中图分类号：TG 146.22

文献标志码：A

镁合金具有高比强度、高比刚度、良好热导率和电磁屏蔽等优异的综合性能，在航空航天、武器装备、汽车工业和3C电子产业等领域有着广阔的应用前景[1-4]。然而，由于Mg是密排六方结构，室温滑移系少，无法达到von Mises 5个滑移系的变形要求，所以纯Mg的塑性较差，难以在室温下进行塑性加工。但是，在Mg中加入适量的Li，可以使得该合金的轴比（c/a）降低，滑移系增多，从而使得该合金塑性显著提升。

镁锂合金虽然具有良好的塑性，但是该二元合金的强度较低，通常需要添加其他合金元素以进一步合金化，形成三元或多元合金，从而改善镁锂合金的力学性能。Al是镁锂合金中最常用的合金元素，在镁锂合金中添加Al可以起到固溶强化的作用。邵红岩等[5]研究了Al对铸态Mg-9Li-xAI合金的组织和力学性能的影响，发现：随着Al质量分数的增加，导致合金的第二相由Mg17 A112过渡到MgAILi2最后向AILi相转变；合金强度呈现出先增大后减小的趋势；合金的伸长率随着Al质量分数的增加而降低；当Al质量分数为6%时，其抗拉强度达到最大。而Sn可以改善合金的铸造性能，作为镁锂合金的晶粒细化剂，起到细晶强化的作用。Jiang等[6]研究了Sn对铸态和挤压态Mg-5Li合金组织的影响，发现铸态Mg-5Li-xSn合金中存在Gc—Mg和Mg2Sn相，Mg2Sn相主要呈网状分布于晶界周围，挤压后Mg2Sn相演变为颗粒状均匀分布，添加质量分数为0.65%的Sn对铸态Mg-5Li合金的晶粒细化效果最明显。Zhang等[7]研究了Y/Er和Zn的添加对Mg-11Li合金的微观结构和力学性能的影响，结果表明：随着铸态合金中Y/Er和Zn的增加，金属间化合物颗粒的比例增加，晶粒尺寸减小；Y/Er和Zn的添加显著促进了挤压过程中的动态再结晶，由于细化的再结晶晶粒和大量分散的金属间相颗粒的存在，挤压态Mg-11 Li-4Y-2Er-22n和Mg-11Li-8Y-4Er-42n合金与挤压态Mg-11Li合金相比具有更高的抗拉强度。这些研究结果表明，微合金化是调控镁锂合金组织结构和织构、提高其强度和塑性的有效方法。其中Al的加入可以使基体发生严重晶格畸变，阻碍位错移动，起到固溶强化作用。而Sn、Y、Er的加入通过形成Mg2Sn、Al2Y、Al2Er等第二相颗粒，这些颗粒可以阻碍位错移动，提供凝固形核点，起到第二相强化和细晶强化的作用。因此，可以设计复杂的多元合金体系，通过多种强化机制相结合来提高二元镁锂合金的力学性能。

铸造镁合金的晶粒通常较大，加工性能较差，不适合直接使用。为了提高铸造镁合金的力学性能，通常采用挤压、锻造、轧制等塑性成形工艺对其进行加工。Cao等[8]设计了一种新型微双相Mg-7.28Li-2.19AI-0.09IY合金，采用冷轧工艺制备了极限拉伸强度为299 MPa，伸长率为15.7%的镁合金板材；Peng等[9]研究了异步轧制（differential speedrolling，DSR）中不同速比和轧制压下率对双相Mg-8Li-3Al-IY合金的影响，发现在相同轧制压下率下，当速比达到10：1.3时，获得了抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为286 MPa、265 MPa和7.6%的最佳力学性能。然而常规加工工艺生产的镁合金，容易形成很强的织构，造成合金的各向异性和拉压不对称性。近年来，通过对镁合金材料进行大塑性变形使其织构弱化并细化晶粒，引起了研究者的极大兴趣，能够实现这一目标的大塑性变形工艺有很多，如等通道转角挤压、累积叠轧、多向锻造（ multidirectional forging，MDF）等。其中MDF因其工艺流程简单，适合大尺寸构件成形和加工成本低等诸多优点，广泛应用于工业化生产中。Cai等[10]发现A23IB合金经过MDF后晶粒明显细化，织构减弱，极限抗拉强度和断裂伸长率要优于挤压态的A23IB合金。Li等[11]研究了MDF的道次对Mg-13 Gd-4Y-22n-0.62r合金组织和力学性能的影响，发现在第5道次之前，随着道次的增加，动态再结晶晶粒的比例增加，而7道次后获得了最好的力学性能。由于单一成形方法对晶粒细化的贡献有限，组合成形方式正在成为晶粒细化的新趋势和有效方法。Salandari等[12]采用挤压和MDF组合成形实现了WE42镁合金晶粒细化。Cao等[13]采用MDF和对称平辊轧制工艺制备了晶粒尺寸小于3.75 um的Mg- 10.2Li-2. IAl-2.232n-0.2Sr合金组织，得到了室温下极限抗拉强度为242 MPa，伸长率为23.5g%的细晶镁合金板材。

目前关于镁锂二元或三元合金的研究虽然有报道，但对于多组分复杂体系镁锂合金的研究并不多。本文设计了一种成分为Mg-3.0Li-2.0AI-2.0Sn-1.0Y-0.5Er（以下简称LATY3221）的多元合金，通过MDF及DSR 工艺制备了多元镁锂合金板材，并研究了不同道次下合金的组织和力学性能的变化，探究了不同退火温度下轧制态合金组织演变，为完善新型镁锂合金变形工艺提供基础数据。

1 试验材料及方法

1.1 合金制备

所用原料为质量分数大于gg.g%的Mg、Al和Sn，而Li、Y和Er元素来自中间合金Mg-20Li、Mg-20Y、Mg-30Er。将所有原料按照设计的成分配比放入真空熔炼炉中，在780℃下熔化，将熔融金属浇铸到不锈钢模具中，在真空下冷却。由电感耦合等离子体原子发射光谱法（ inductively coupled plasma-atomic emission spectrometry，ICP-AES）测得的合金实际成分如表1所示。

1.2 MDF工艺过程

将制备好的铸锭在250℃保温16h均匀化处理后，再铣去铸锭表面缺陷，加工成尺寸为40 mm×30 mm x25 mm的长方体试块。将锻造试块置于电阻炉中加热，加热温度为400℃，保温时间为30 min，然后使用油压机沿试块的3个正交方向进行MDF。如图1所示，试块在锻造每一道次后翻转90度继续锻造，3个道次为1个循环，一直循环下去，直至完成全部设定的道次。锻造过程中每道次变形量为37.5%，锻造后水淬到室温，以保留热锻组织，锻造完后再将试块放同电阻炉中保温，然后进行下一道次的锻造。最終分别得到锻造了1、3、6、9、12道次后的试样，随后取样进行微观组织表征和力学性能测试。

1.3 DSR工艺过程

DSR 工艺过程如图2所示，经MDF 6道次后的LATY3221合金坯料，在箱式电阻炉中加热到400℃保温30 min后，在二辊异步热轧实验机上进行热轧，上、下轧辊的直径均为450 mm，下辊速度为0.30 m/s，上辊速度为0.36 m/s，差速比为1.0：1.2，加工5道次后将锻件从25 mm轧至2 mm，总压下率为92%。

1.4 合金组织及力学性能测试

试样经砂纸水磨和抛光后用酒精清洗，吹风机吹干，然后采用含硝酸体积分数4%的酒精溶液进行腐蚀。在Olympus-DSX500光学显微镜（opticalmlcroscope，OM）上观察金相组织，使用ULTRAPLUS场发射扫描电子显微镜（scanning electronmicroscopy，SEM）对材料的微观组织进行观察并使用能谱仪（energy dispersive spectroscopy，EDS）进行微区成分分析，根据截线法使用Image-pro-plus软件测定晶粒尺寸。用砂纸把试样表面打磨光滑，利用Smartlab（9）X射线衍射仪（X-ray diffractometer，XRD）进行物相分析，扫描角度10°～90°，扫描速率为5（°）/min。合金硬度测试采用HV-IOOO维氏硬度计，设置的加载力为0.25 N、保载时间为10 s，10次测量的平均值作为试样的维氏硬度。将合金试样用线切割机切成狗骨形板状，试样的尺寸为2 mm（厚度）×10 mm（标距长度）×6 mm（标距宽度）。在SANS-CMT5105型微机控制万能拉伸机上以1 mm/mln的速度进行拉伸试验。

2 结果与分析

2.1 铸态和均匀化合金微观组织

图3为铸态和均匀化LATY3221合金的金相组织。由图3（a）可以看出，铸态合金中存在几种不同形状的第二相颗粒，合金基体为密排六方结构的a-Mg固溶体相，晶粒内和晶界处出现了第二相偏聚并长大的现象，尺寸在15 μm左右。使用Image-pro-plus软件进行测量，得到了铸态合金平均晶粒尺寸约为271 μm。由图3（b）可知，LATY3221合金经均匀化后晶粒尺寸略微减小，第二相颗粒数量减少。Bao等[14]研究发现，Mg-3Li-Nd-0.42r合金经300℃、24 h均匀化热处理后，平均晶粒尺寸略有减小，第二相颗粒溶解。这与本文LATY3221合金经均匀化处理后晶粒尺寸变化的趋势一致。

图4为铸态LATY3221合金的SEM和EDS图，图5为LATY3221合金不同加T状态的XRD谱图。由图4可以看出：LATY3221合金主要由cc—Mg基体组成，同时含有Mg2Sn、AILi和Al，Y和少量的Al- Er金属间化合物相；棒状相主要分布在晶界上，丝状相和灰色块状相分布在晶粒内部。Peng等[15]发现在铸态Mg-5Li-3Al-22n合金中AILi相丝状分布在晶界处形成不连续的网状结构，添加Sn和Y元素后，出现不规则的Mg2Sn和块状的AI2Y相。Zhou等[16]研究了Mg-7.0Li-2.0AI-I.5Sn合金的组织与强化机制，发现在挤压过程中析出了许多成分为Mg2Sn和Li，MgSn的短棒状第二相沉淀，有效地细化了动态再结晶晶粒。这些结论与本研究中LATY3221合金的EDS与XRD分析结果一致，因此，可以确定晶界处的棒状相为Mg2Sn，丝状相为AILi，块状相为Al2Y[17]。除此之外，微小的黑色颗粒状第二相确认为Al，Er相[18-19]。

2.2 MDF后LATY3221合金微观组织

图6为MDF各道次后的合金显微组织。使用Image—pro—plus软件测得LATY3221合金锻造1、3、6和9道次后显微组织中第二相体积分数分别为3.97%、7.18%、9.76%和10.67%，从图6中可以看出，随着锻造次数的增加，合金中逐渐析出细小的第二相颗粒，阻碍了热变形过程中晶粒的长大，有效地细化了晶粒。从图6（a）可以看出MDFl道次后晶粒细化明显。从图6（b）可以看出锻造3道次后有许多的小品粒，产生的原因是由于3道次后造成品粒破碎产生部分动态再结晶。从图6（c）可以看出锻造6道次后，微小品粒数量增多，平均晶粒尺寸明显减小，分布更加均匀。与锻造6道次后的合金组织相比，合金经过9道次锻造后晶粒的分布更加均匀，且动态再结晶更加明显，但是晶粒尺寸比6道次后的大，这可能是由于锻造9道次时同炉加热保温次数过多，使得合金内部在动态再结晶过程中出现了晶粒长大现象，并且晶粒长大的程度大于动态再结晶对晶粒细化的程度，导致动态再结晶晶粒尺寸增大[20]。

2.3 DSR后LATY3221合金微观组织

由图7可以看出，DSR后LATY3221合金产生了大量细小的动态再结晶晶粒，晶粒分布更加均匀。通过Image-pro-plus软件测得轧制合金表面平均晶粒大小为7.15 μm。与MDF 6道次后的晶粒尺寸相比，DSR后合金表面的晶粒得到了明显细化。Jeong等[21]研究A231镁合金发现，随着DSR减薄量的增加，晶粒细化程度增加，MDF 1道次厚度减少70%后获得的晶粒尺寸约为2μm。Selda等[22]发现均匀化后A231镁合金板材的平均晶粒尺寸为19 um，对于普通轧制后的试样，观察到的平均晶粒大小为10 μm，对于DSR试样而言，达到了0.7μm。由此可见，DSR可以明显地细化晶粒，这与本研究观察到的结果一致。

2.4力学性能

LATY3221合金的室温力学性能如图8所示。由图8（a）～（c）可以看出，铸态下合金的最大抗拉强度（ ultimate tensile strength．UTS）、屈服强度（yieldstrength，YS）最小分别为（166±5）MPa和（76±4） MPa。相比铸态下的拉伸数据，合金经过MDF后，UTS和YS明显增大，这是由于MDF过程明显地细化了晶粒。与铸态合金相比，在MDF 工艺中，1道次后合金的UTS、YS和伸长率分别为（176±3）MPa、（93±4）MPa和14. 1%，伸长率与铸态的相比稍有下降，3道次后合金的UTS、YS和伸长率分别为（198±4）MPa、（104土6）MPa和18%。随着累积应变的逐渐增加，合金的UTS变大，6道次后合金的UTS、YS和伸长率达到最高，分别为（222±4） MPa、（138±5）MPa和23.7%。Chao等[23]提出了一种新的梯度冷却小应变MDF 工艺以改善镁合金的微观组织并提高其力学性能，研究发现，初始态合金的力学性能较差，经过3道次后，合金的YS显著提高，沿3个锻造方向的YS分别为156、153、135 MPa，YS的增加表现为晶粒细化的结果，主要细化机制是孪晶分割和不连续动态再结晶。这一结果表明，力学性能随应变或MDF道次的增加而变化，观察到的微观组织与应变或MDF道次的增加的变化趋势保持一致。而9道次后合金的UTS、YS和伸长率略微减小，分别为（213±7）MPa、（124±6） MPa和22.8%。这是由于发生了晶粒长大现象，导致该合金在9道次后的力学性能略有下降[24]。MDF 工艺6道次后的合金经DSR 工艺处理后，UTS、YS和伸长率分别增大到（255±7）MPa、（220±6）MPa和24.g%，说明MDF+DSR 工艺可以显著提升合金的强度。Kaseem等[25]研究了DSR变形温度对A231镁合金组织和力学性能的影响，均匀化A231镁合金的UTS、YS和均匀伸长率分别为125 MPa、35 MPa和25%。与单道次DSR相比，双道次DSR处理的试样获得了更高的UTS和YS值（分别约321 MPa和265 MPa），这与变形后形成的微观组织一致。这种强化作用与DSR累积的大量应变有关，在轧制减薄量一定的情况下，其强化作用要好于普通轧制。可以看出，DSR与普通轧制相比产生了相对更均匀的微观组织，孪晶更少，再结晶程度更高，这是由于DSR累积的剧烈严重剪切应变，更有利于发生动态再结晶过程和产生均匀的细化晶粒。从图8（d）可以看出，LATY3221合金的维氏硬度随着MDF道次的增加而呈现先增后減的趋势，基本与各状态下的晶粒尺寸变化一致，9道次维氏硬度下降是因为晶粒出现了长大现象。而DSR 工艺使合金晶粒尺寸进一步得到细化，且产生加工硬化现象，导致合金的维氏硬度明显变大。

3 结论

（1）铸态LATY3221合金中主要存在着a-Mg固溶体和Mg2Sn、AILi、AI2Y、Al2Er等第二相颗粒，阻碍了晶粒的长大，有效地细化了晶粒。

（2）铸态LATY3221合金经过MDF加工后，晶粒得到明显细化，平均晶粒尺寸均随道次的增加呈现先减后增的趋势，6道次下晶粒细化效果最好，经过DSR后平均晶粒尺寸细化到7.15 μm。

（3） MDF和DSR T艺组合可以提高LATY3221合金的力学性能，使合金的UTS、YS和伸长率分别提高至255 MPa、220 MPa和24.g%，这主要归因于细晶强化和第二相强化作用。

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