Mn对Mg-2Sn镁合金显微组织和力学性能的影响*

李晓锋,王娇娜,肖晓芳,冉春华,谭 军

(1.重庆市计量质量检验研究院,重庆 401123;2.重庆人文科技学院,重庆 401524;3.重庆大学 材料科学与工程学院,重庆 400044)

镁及镁合金是目前应用最广的轻金属结构材料之一。由于镁合金具有密度低,较高的比强度、比刚度和弹性模量,较好的韧塑性和耐蚀性,良好的生物相容性和导电导热性,优异的电磁屏蔽性能和阻尼减震性能,易加工及回收,被誉为“21世纪绿色工程结构材料”,广泛应用在航空航天、汽车工业和电子工业领域。然而变形镁合金在大规模应用中遇到诸多阻碍,归因于其成形性能较差,本质是其密排六方晶体结构和较低的堆垛层错能。较高的堆垛层错能可降低位错运动时的激活能,利于通过滑移变形;相反,较低的堆垛层错能增加了滑移的激活能,但有利于通过孪晶变形。

在镁合金中,Sn是良好的合金化元素[7],Sn元素的添加可以主要从两方面影响镁合金。由于Sn在Mg中的固溶度随温度变化存在较大范围波动,从14.48%(质量分数,下同)降低为0.45%,这使得一方面Sn元素以固溶元素的形式存在可以降低镁合金中的堆垛层错能,从而影响滑移甚至位错攀移,抑制变形过程中动态回复过程的发生。另一方面,由于Mg和Sn之间较大的电负性差值,在多元合金中,由于偏析作用可形成高熔点的Mg2Sn相,该相在热挤压沉淀析出过程中可以一直动态再结晶,使晶粒长大,有利于改善最终沉淀强化效果,使其具有较高的热力学稳定性。因此,有必要对多Mg-Sn系合金展开研究。

然而,Mg-Sn系合金显示出了比较迟缓的时效动力学和较差的塑性成形能力,阻碍了其商业化应用。为了提高Mg-Sn系合金的综合性能,采用合金化的方法被视为有效的方法之一。其中,Mn元素作为常用的合金化元素,研究其对Mg-Sn系合金的微观组织力学性能演变具有重要意思。

因此,本文通过引入微量Mn元素,设计了不同梯度的Mg-2Sn-xMn合金,并研究了铸态到挤压态全链条微观组织与力学随着Mn含量增加的变化规律,为高性能Mg-Sn系合金开发及应用奠定了一定的基础。

1 试验材料与方法

本研究组采用了纯镁(99.97%)、纯锡颗粒(99.90%)和Mg-5Mn中间合金(5%)。在电阻丝加热炉中进行熔炼,采用CO2和SF6作为保护气体(99∶1,体积比)。熔炼温度为760 ℃,融化后,保温30 min,取出坩埚(直径90 mm,高300 mm)进行水冷,获得初始圆柱形铸锭。采用日本岛津公司的XRF-1800 X射线荧光光谱仪进行化学成分分析,具体测试结果见表1。随后采用线切割从铸锭中切取直径为80 mm、高度为50 mm的圆柱,然后将合金进行500 ℃均匀化12 h处理,并在均匀化处理后挤压成直径为16 mm的棒材,挤压比为25∶1,挤压温度为300 ℃。

表1 合金的实际成分(质量分数)

本次试验中采用的主要测试手段有X射线荧光光谱仪(XRF-1800)化学成分测试、力学性能测试(CMT5105)、X射线衍射仪物相检测(XRD,RigakuD/MAX-2500PC)、扫描电镜显微组织观察(Scanning electron microscope, SEM)和电子背散射衍射(Electron backscatter diffraction, EBSD)。

1)化学成分测试。铸锭化学成分测试在X射线荧光光谱仪(XRF-1800)上进行,测试电压为40 kV,电流为70 mA。

2)力学性能测试。力学性能测试在电子万能材料试验机(CMT5105)上进行,拉伸速率为2 mm/min,测试温度为室温。样品取样方向为挤压方向。

3)晶相组织观察(OM)。铸态样品的腐蚀液为4%体积分数的硝酸酒精溶液,腐蚀时间为10 s,挤压态样品使用的腐蚀液是2.7 g苦味酸+2 mL冰醋酸+2 mL蒸馏水+20 mL乙醇,腐蚀时间为10 s。

4)X射线衍射仪(XRD)。对合金进行X射线衍射分析。试验参数:阳极为Cu靶(λ=0.154 2 nm),扫描步长为0.02°/min,扫描速率为0.06°/s,工作电压为60 kV。

5)电子背散射衍射(EBSD)。EBSD在JEOL JSM-7800场发射扫描电子显微镜上进行测试。测试前采用电解抛光处理,电压为20 V,电流为0.1 A,抛光时间为30 s。

2 结果与分析

2.1 XRD物相分析

铸态Mg-2Sn-xMn(x=0, 0.3, 0.5, 1.0)合金XRD图谱如图1所示。由XRD图谱分析可知,铸态Mg-2Sn-xMn合金中主要包括α-Mg、Mg2Sn和α-Mn相。当Mn含量小于1.0%时,Mn元素主要以固溶原子的形式存在于镁基体中。随着Mn含量的增加,过饱和的Mn元素形成了α-Mn相。

图1 铸态Mg-2Sn-xMn合金XRD图谱

2.2 EBSD分析

图2所示为挤压态的Mg-2Sn-xMn合金的IPF图和反极图,在合金基体中发现大量孪晶,经Misorientation profile测量后发现,孪晶与母晶粒间取向差呈86°,对应于〈10-12〉拉伸孪晶,这意味着在挤压变形过程中,存在非常明显的孪生活动。值得注意的是,如各图的左下角插图所示,不添加Mn元素的合金呈现出明显的非基面织构,呈现为〈01-1x〉-〈-12-1x〉环状分布的倾转织构,其基极偏离〈01-10〉约10°,这表明Mg-2Sn合金在挤压过程中,非基面滑移可能较为活跃,而环状织构的产生意味着合金在挤压过程中可能出现了〈-12-10〉取向的再结晶晶粒的择优生长。随着Mn含量增加到0.3%和0.5%,织构转变为〈01-10〉-〈-12-10〉取向的弱基面织构,反极图中的织构分布仍然呈环状,并且随着Mn含量的进一步增加,当Mn含量增加到1.0%时,合金由于存在大量的变形晶粒而呈现出〈01-10〉取向的强基面织构。此外,随着Mn含量的增加,合金的织构强度从4.13逐渐增大至4.42、4.48和9.96,同时合金逐渐由环状分布的非基面织构转变为环状分布的基面织构,最后转变为集中于〈01-10〉的强基面织构,根据“位错诱导旋转理论”,增大的基面织构强度以及向基面滑移施密特因子低的取向逐渐演变的织构表明,在挤压过程中,基面滑移占据主导地位,这与基面滑移的低CRSS密不可分。

a) Mn含量为0%

图3所示为合金的核平均取向差(KAM)图,随着Mn含量的增加,合金KAM值从0.56°显著增大至0.85°,表明合金基体中残余位错的增多,这可能意味着Mn元素的添加可能在一定程度上抑制了合金的动态再结晶进程,这一点可以从合金的金相以及EBSD分析的IPF图中显著增多的变形晶粒得到佐证。同时在对Mg-2Sn-1.0Mn合金的变形晶粒进行Misorientation profile分析时发现,从合金中心到晶界处,合金内部取向差呈台阶状逐渐上升,表明在变形晶粒中存在大量的亚晶粒,意味着挤压过程中合金的DRX机制很有可能是由连续动态再结晶机制主导。

a) Mn含量为0%

图4所示为Mg-2Sn-xMn合金的施密特因子图,在添加Mn元素后,基面滑移的施密特因子迅速下降,并随着Mn含量的增加保持在一个相对稳定的水平,根据公式CRSS=RSS×SF,较低的施密特因子使得合金的基面滑移活化时需要更大的外加应力,因此提高了合金拉伸时基面滑移活化的难度,在添加Mn元素后,合金的屈服强度的显著提升可能与此有关。同时,笔者观察到柱面及锥面滑移系的施密特因子并没有因为Mn元素的添加而发生显著变化,这表明Mn元素的添加对非基面滑移系的开启影响不大。

图4 Mg-2Sn-xMn合金的施密特因子图

2.3 力学性能测试

图5所示为铸态和挤压态Mg-2Sn-xMn(x=0, 0.3, 0.5, 1.0)合金应力-应变曲线,表2和表3是两种状态合金的室温拉伸试验结果。从铸态合金应力-应变曲线可知,随着Mn含量的增加,其抗拉强度、屈服强度、延伸率呈现相同的变化趋势,先增大后减小。当Mn含量为0.5%时,其综合性能最佳,抗拉强度为210.3 MPa,屈服强度为117.5 MPa,延伸率为12.2%。从挤压态合金应力-应变曲线可知,随着Mn含量的增加,屈服强度和抗拉强度不断增大,延伸率呈相反的变化规律。Mg-2Sn-1.0Mn合金屈服强度和抗拉强度最大分别为204.5和257.7 MPa,延伸率为9.2%,抗拉强度和屈服强度的提升可能与挤压过程形成的高密度残余位错有关。此外,Mg-2Sn-0Mn合金的延伸率最大可达17.5%,比铸态时增加了7.4%,屈服强度和抗拉强度分别增加了98.8%和48.5%。

a) 铸态

表2 铸态Mg-2Sn-xMn合金室温拉伸试验结果

表3 挤压态Mg-2Sn-xMn合金室温拉伸试验结果

3 结语

通过上述研究可以得出如下结论。

1)在Mg-2Sn合金中添加微量的Mn元素,随着Mn含量从0.3%增加到1.0%,铸态合金中第二相由Mg2Sn相向Mg2Sn与α-Mn相共存转变。第二相的转变使得铸态合金屈服强度和抗拉强度显著提升,延伸率变化不大,其中当Mn含量为0.5%时,其综合性能最佳,抗拉强度为210.3 MPa,屈服强度为117.5 MPa,延伸率为12.2%。

2)对不同Mn微合金化的Mg-2Sn-xMn合金热挤压后发现,随着Mn含量的增加,合金抗拉强度和屈服强度均增加,但延伸率降低,这可能与高Mn含量的合金形成较高的位错有关,其中,挤压态Mg-2Sn-0.5Mn合金具有最佳的综合力学性能,抗拉强度为240.4 MPa,屈服强度为186.4 MPa,延伸率为13.1%。