熱處理對Mg-3Sn-1Y合金顯微組織及顯微硬度的影響

徐春杰，屠 濤，馬 濤，余 玲，張忠明，王錦程

(1.西安理工大學 材料科學與工程學院，西安 710048；2.西北工業大學 凝固技術國家重點實驗室，西安 710072)

近幾年來，隨著現代工業的發展，迫切需要開發出價格低廉的新系列高性能鎂合金，如其在高溫條件下能夠保持穩定的顯微結構和良好的力學性能，此外還具有良好的工藝性能[1]。因此，開發耐熱鎂合金已成為鎂合金研究的重要方向之一[2]。在鎂合金中加入Sn通過普通凝固即可獲得金屬間化合物Mg2Sn相，其具有熔點高(770.5 ℃)、硬度高、高溫穩定性好等特點，對鎂基體具有有效的彌散強化作用，不僅可以提高合金的室溫力學性能，而且可有效提高合金的高溫力學性能[3?5]，尤其是高溫蠕變性能[6?7]。研究發現，向Mg-Sn系合金中添加微量Y[8]、Mn[9]和Ca[10?11]等能顯著提高其高溫強度及耐腐蝕性能，且具有顯著的時效硬化特征[12]。GORNY等[13]研究表明，Mg-Sn-Zn-Y合金中的MgSnY、Mg2Sn和MgZn相顯著改善了該合金的力學性能。LIM等[4,14]研究表明，向Mg-MM(Mischmetal)合金中加入Sn可以形成Mg3RE1Sn1強化相顆粒，并能提高該合金的塑性。由此可見，添加少量的稀土(RE)元素可有效改善Mg-Sn基鎂合金的力學性能。

本文作者以Mg-3Sn-1Y合金為研究對象，研究該合金的鑄態組織、固溶和時效熱處理對其組織及時效硬化的影響，以期為Mg-Sn系耐熱鎂合金的開發提供基礎。

1 實驗

Mg-3Sn-1Y合金配制采用工業純鎂錠(w(Mg)＞99.9%)，純錫(w(Sn)＞99%)及 Mg-25%Y(質量分數)中間合金。合金在井式電阻坩堝爐中熔配，熔配過程采用 RJ-2熔劑覆蓋保護。在坩堝電阻爐中用石墨坩堝熔煉。熔煉過程如下：首先將電阻爐升溫至720 ℃，待純鎂錠在石墨坩堝中熔化后，依次將按照設計配比稱量好的Mg-25%Y中間合金及純錫放入鎂液中融化，并將合金液升溫至(750±10)℃，在該溫度下將熔體攪拌并保溫10 min以使合金液成分均勻；最后，將合金液降溫至(720±5)℃并保溫10 min，扒渣后將潔凈的熔體澆入預熱溫度為300 ℃的d 12 mm×110 mm的底注式金屬型模具中，獲得Mg-3Sn-1Y合金鑄錠。將上述Mg-3Sn-1Y合金鑄錠切割成尺寸為d12 mm×10 mm的試樣，在(480±2)℃保溫14 h進行固溶處理，然后分別在180、240和300 ℃進行時效處理，時效時間為4～36 h。

鑄態金相試樣取自鑄錠底部，采用GX71型奧林巴斯光學顯微鏡(OM)進行組織觀察；采用 FEI QUANTA 400熱場發射掃描電鏡分析合金的組織及EDS能譜；采用CRY?2P型差熱分析儀進行DTA差熱分析，升溫速度10 ℃/min，Ar保護。XRD分析采用 RigakuD/max?3C型 X射線衍射分析儀，輻射源Cu Kα，步進掃描，步長 0.02°，掃描范圍 20°～80°。硬度測試采用TUKON2100型顯微維氏硬度計，加載載荷為0.2 N，保持時間為10 s，在同一實驗條件下硬度測試3個點，取其平均值。

2 結果與討論

2.1 顯微組織

圖1所示為Mg-3Sn-1Y合金鑄態及經480 ℃保溫14 h固溶處理后的顯微組織。鑄態組織由α-Mg枝晶、斷續網狀化合物和彌散分布的細小顆粒及短棒狀化合物組成，如圖1(a)和(b)所示。表1所列為鑄態和經固溶熱處理后合金組織的EDS能譜分析結果，其中各點的位置如圖1(b)和(d)所示。圖2所示為鑄態Mg-3Sn-1Y合金的XRD譜。EDS和XRD分析表明，斷續網狀化合物(A點)由Mg和Sn元素組成，為Mg2Sn相；短棒狀(B點)及顆粒狀化合物(C點)由Mg、Sn和Y元素組成，為MgSnY相，即Mg-3Sn-1Y合金鑄態組織由枝晶α-Mg、枝晶間分布的Mg2Sn和MgSnY相組成。這與趙宏達等[15]對Mg-Sn-Y合金在500 ℃下富Mg角處相平衡關系的研究結果相同。在凝固過程中，組織中析出的二元和三元化合物分布在α-Mg枝晶間，Mg-3Sn-1Y合金中Sn和Y元素偏析能力直接阻礙α-Mg枝晶生長，Sn和Y元素的作用可以分別用生長抑制因子(Growth restriction factor，ηGRF)表示：ηGRF=∑mico,i(ki?1)，其中 mi為 Mg-Sn 或 Mg-Y 相圖中液相線斜率，co,i為合金中Sn或Y元素的原始含量，ki為溶質分配系數。ηGRF值越大，對基體組織的細化能力越強。Sn在鎂合金中的ηGRF(Sn)=1.47，Y在鎂合金中的ηGRF(Y)=1.70[16]。因此，高熔點元素Y的加入，不僅使Mg-Sn合金的偏析更為嚴重，而且影響其凝固過程，細化α-Mg枝晶。形成的高熔點MgSnY三元相能夠作為抑制形核質點，促進形核、降低形核功，分布在枝晶間，對基體具有一定的強化作用。Mg-3Sn-1Y合金在凝固過程中Mg2Sn相沿一定的方向析出，盡管Y元素的加入可以細化基體，但局部仍存在無第二相脫溶析出區。可見，Y元素的加入并沒有完全改變這種生長模式，如圖1(a)中箭頭所示，當w(Sn)≤3%時，Mg-Sn合金的析出和生長是沿熱流方向進行的[17]。

圖1 鑄態及熱處理態Mg-3Sn-1Y合金的顯微組織Fig.1 Microstructures of as-cast and heat-treated Mg-3Sn-1Y alloy: (a)OM image of as-cast alloy; (b)SEM image of as-cast alloy;(c)OM image of alloy heat-treated at 480 ℃ for 14 h; (d)SEM image of of alloy heat-treated at 480 ℃ for 14 h

表1 Mg-3Sn-1Y合金鑄態及經固溶熱處理后的EDS分析結果Table 1 EDS analysis results of as-cast and heat-treated Mg-3Sn-1Y alloy

與鑄態組織相比，Mg-3Sn-1Y合金經固溶處理后斷續網狀化合物Mg2Sn相已完全固溶，但組織中的顆粒狀和短棒狀化合物依舊存在，如圖1(c)和(d)所示。結合EDS的分析結果可知，經固溶熱處理后α-Mg基體中有Sn元素存在(E點)，這表明在固溶處理過程中Mg2Sn相發生了分解；但是短棒狀(F點)及顆粒狀(G點)化合物仍保留，這表明MgSnY是一種高溫穩定相，在此溫度下進行固溶處理其分解緩慢。

圖3所示為鑄態Mg-3Sn-1Y合金的DTA曲線。由圖3可知，除合金的熔化峰外還有兩個吸熱峰，結合XRD和鑄態及固溶后的組織分析知，其中478.2 ℃處的吸熱峰為Mg2Sn相的相變峰。因此，在480 ℃進行固溶處理時，Mg2Sn相滿足固溶條件。結合 XRD分析結果可知，601.8 ℃的吸熱峰為 MgSnY相的相變峰。LIU等[3]采用DSC分析，獲得Mg-5Sn合金中Mg2Sn相的固溶溫度為406℃。因此，Mg-3Sn合金中添加Y元素在一定程度上能提高Mg2Sn相的固溶轉變溫度，增強合金的熱穩定性。

2.2 時效處理對合金顯微硬度的影響

圖2 鑄態Mg-3Sn-1Y合金的XRD譜Fig.2 XRD pattern of as-cast Mg-3Sn-1Y alloy

圖3 鑄態Mg-3Sn-1Y合金的DTA曲線Fig.3 DTA curve of as-cast Mg-3Sn-1Y alloy

圖4 固溶 Mg-3Sn-1Y合金后經不同條件時效處理后的顯微硬度—時間曲線Fig.4 Microhardness—aging time curves of Mg-3Sn-1Y alloy after solution with different aging treatments

圖4所示為Mg-3Sn-1Y合金經固溶處理(480 ℃、14 h)后分別在180、240及300 ℃保溫4～36 h的顯微硬度—時間曲線。由圖4可以看出，在不同時效溫度和保溫時間下，每個時效溫度的顯微硬度—時間曲線均有峰值硬度，表明該合金具有典型的時效硬化特征。另外，隨著時效溫度的提高，時效峰值硬度呈下降趨勢，時效峰值硬度(HV0.2)分別如下：180 ℃保溫20 h時效峰值為77.16，240 ℃保溫12 h時效峰值為74.4，300 ℃保溫28 h時效峰值為69.5。

圖5所示為圖4中的顯微硬度—時間曲線分別在180、240及 300 ℃保溫出現時效硬化峰值時Mg-3Sn-1Y合金的顯微組織。時效溫度的提高和時間的不同，在時效過程中析出的Mg2Sn相的大小、形狀以及析出長大方式不同。在180 ℃保溫20 h，沉淀析出相呈斷續網狀，如圖5(a)所示。在240 ℃保溫12 h，析出相尺寸較大并連成網狀，以枝晶形式生長，分布也不均勻，如圖5(b)所示。在300 ℃保溫28 h，與圖5(a)和(b)相比，組織中不僅α-Mg晶粒明顯長大，而且析出相也有長大趨勢，如圖5(c)所示。

圖5 固溶熱處理(480 ℃，14 h)后經不同條件下時效熱處理后Mg-3Sn-1Y合金的顯微組織Fig.5 Microstructures of Mg-3Sn-1Y alloy by different aging treatments after solution at 480 ℃ for 14 h: (a)180 ℃, 20 h;(b)240 ℃, 12 h; (c)300 ℃, 28 h

由圖4可知，隨著時效時間的延長，Mg-3Sn-1Y合金的硬度先升高后降低。這是由于固溶到基體中的Sn重新析出，并形成Mg2Sn相，隨著Mg2Sn相析出量的提高，合金硬度提高，但時效時間繼續延長，析出的Mg2Sn相將聚集長大或偏聚，并出現過時效現象，因此，合金的顯微硬度降低。由擴散第一定律可知，溫度是影響原子運動速率的主要因素，溫度越高，原子的擴散速度越快。對于具有時效硬化特征的合金，從基體中析出的沉淀相越多，則對基體的強化越明顯，達到峰值所用的時間就越短。因此，240 ℃時效硬化峰出現較180 ℃時效硬化峰出現所用時間短。但是，300 ℃時效硬化峰出現較180和240 ℃時效硬化峰出現所用時間長，顯微硬度—時間曲線平滑。由圖5(c)可見，盡管在晶界及附近也析出了一些細小顆粒相，但α-Mg晶粒明顯長大，這削弱了Mg2Sn相的析出強化作用，延緩了峰值硬度的出現。

固溶處理時Mg-3Sn-1Y合金中的Mg2Sn相分解，固溶于α-Mg中，時效過程中Mg2Sn相重新沉淀析出，改善了鑄態時Mg2Sn相的分布特征，提高了組織的均勻性。這不僅有利于提高合金的各向同性，更有利于提高合金的綜合力學性能，如采用 180 ℃保溫 20 h時效工藝。另外，在時效過程中，除Mg2Sn相的析出外，難免還會有少量 MgSnY高溫穩定相在基體中的彌散析出，這也將有利于提高合金的高溫性能。

3 結論

1)Mg-3Sn-1Y合金鑄態組織由α-Mg枝晶、斷續網狀Mg2Sn相和彌散分布的細小顆粒及短棒狀MgSnY相組成。經480 ℃保溫14 h固溶處理后，Mg2Sn相已完全固溶，而具有高溫穩定性的MgSnY相依然分布在基體中。在Mg-3Sn合金中添加Y元素可以提高合金的熱穩定性能。

2)Mg-3Sn-1Y合金具有典型的時效硬化特征，隨著時效溫度的提高，時效峰值硬度呈下降趨勢。時效溫度的升高和時間的不同，在時效過程中析出的Mg2Sn相的大小、形狀以及析出長大方式不同。時效溫度升高，在一定程度上有利于時效峰出現，但時效溫度過高，基體組織的長大會降低析出強化作用，延緩峰值硬度的出現。

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