軋制溫度和軋制道次對Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金組織和性能的影響

連全勇 王立新 袁 峰 胡文鑫 吳廣新 張捷宇

(1.上海大學材料科學與工程學院，上海 200444； 2.省部共建高品質特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室，上海 200444；2. 泛亞汽車技術中心有限公司，驅動部，上海 201208；4.包頭稀土研究院白云鄂博稀土資源研究與綜合利用國家重點實驗室，內蒙古 包頭 014030)

航空航天、汽車用的材料，不僅要求質量輕，而且還應具有高導熱性和高強度。鎂合金是最輕的結構材料，因其比強度和剛度高、導熱系數高、電磁屏蔽性能好而備受關注。純鎂的導熱系數僅次于銀、銅和鋁，然而，鎂合金由于化學活性高、耐蝕性差和成本高，限制了其發展[1]。稀土元素可顯著提高鎂合金的耐熱性，還能細化晶粒，改善合金組織，從而提高鎂合金的力學性能。此外，稀土鎂合金導熱性、塑性好，耐蝕性好，高溫強度高，抗蠕變性能好[2]。

La、Ce輕稀土在自然界中往往共生在一起，在鎂合金中的固溶度較小，少量混合加入能顯著提高鎂合金的力學性能和導熱性能。我國鎂資源儲量豐富，居世界第一，稀土資源約占世界已探明儲量的80%以上[3]，因此稀土鎂合金具有十分廣闊的發展前景。

1 試驗材料與方法

將純Mg、純Zr、Mg- Ce、Mg- La和Mg- Zn中間合金置于坩堝中，在SF6+N2混合保護氣氛中升溫至670 ℃熔融制備合金。用電感耦合等離子體發射光譜儀(ICP)測定合金的化學成分，結果見表1。由于非平衡凝固以及溶質再分配，鑄錠中易形成晶內偏析和區域偏析。為消除或減輕偏析，對鑄錠進行了均勻化處理，工藝為450 ℃保溫12 h風冷。將均勻化處理后的鑄錠加工成尺寸100 mm×40 mm×10 mm的板材試樣。將試樣在370、410、450 ℃預熱30 min后在小型軋機設備(軋輥可加熱)上軋制，軋制道次為5道次，軋制總變形量為55%，軋輥溫度為220 ℃，軋制速度為0.027 m/s，道次回爐保溫時間為10 min。軋制后進行退火處理，工藝為300 ℃保溫60 min。

表1 鑄態Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr鎂合金的化學成分(質量分數)

試樣經過機械拋光后，用苦味酸溶液(苦味酸3 g+乙酸15 ml+無水乙醇50 ml+蒸餾水10 ml)進行腐蝕，然后采用掃描電鏡觀察微觀組織。

采用X射線衍射儀對合金的物相進行分析。根據GB/T 228.1—2010加工拉伸試樣，以0.01 mm/s速率在電子萬能試驗機上進行室溫拉伸試驗，對每個試樣做3次平行試驗，取平均值。

從鑄態、軋制態和軋制退火態(沿軋制方向)試樣上分別切取尺寸為φ12.7 mm×2 mm的試樣，用于測量合金的熱擴散率。采用耐馳LFA447激光導熱儀在室溫下測量合金的熱擴散率，測量3次取平均值。通過差示掃描量熱法(DSC)測量合金的比熱容，試樣尺寸為φ5 mm×0.6 mm，測試溫度范圍為室溫～250 ℃。采用密度測試儀測量合金的密度。導熱系數λ的計算公式為：

λ=α·ρ·Cp

式中：α是熱擴散率，mm2/s；ρ是密度，g/cm3；Cp是在恒定壓力下的比熱容，J/(g·K)。

2 結果與討論

2.1 顯微組織

鑄態Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金主要由鎂基體(α- Mg)及第二相組成，第二相主要分布在晶界。為了進一步確定第二相的成分，對試樣進行電鏡能譜點分析，結果如圖1和表2所示。

圖1 鑄態Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的掃描電鏡圖和能譜點掃位置

表2 鑄態Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的EDS分析結果(質量分數)

從表2可以看出，鑄態Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金主要由鎂基體及共晶第二相組成；晶界呈網狀分布且顏色較淺的第二相由Mg- La、Mg- Ce中間化合物組成，La與Ce的質量比約為1∶1，質量分數均為15%左右，可以推測第二相成分為LaMg12和CeMg12。

圖2為鑄態Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的XRD衍射圖譜，可見合金中除了含有α- Mg相的衍射峰外，還含有LaMg12、CeMg12相的衍射峰，進一步驗證了中間化合物為LaMg12和CeMg12相。

圖2 鑄態Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的XRD譜圖

鑄態、軋制態和軋制退火態Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的SEM照片如圖3所示。試樣經過軋制變形后，在應力作用下，發生了再結晶，晶粒為細小而均勻的等軸晶，軋制后還產生了孿晶。退火處理后，晶粒尺寸略微增大，孿晶數量減少。

圖3 鑄態、軋制態和軋制退火態Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的顯微組織

2.2 力學性能

圖4為鑄態Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的拉伸應力- 應變曲線。可見，鑄態鎂合金的抗拉強度為136 MPa，斷后伸長率為8.8%，拉伸過程無明顯屈服階段，抗拉強度較低，很難滿足使用要求。軋制態和軋制退火態試樣的拉伸曲線與鑄態的相似，拉伸性能的統計結果如圖5所示。

圖4 鑄態Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的應力- 應變曲線

從圖5可知，在相同溫度下軋制，試樣的抗拉強度隨著軋制道次的增加而升高。在450 ℃軋制5道次的合金，抗拉強度達到223.3 MPa，比鑄態合金提高了64.2%。由于在軋制過程中合金發生了動態再結晶，獲得了細小而均勻的等軸晶，從而使抗拉強度升高。隨著軋制溫度的升高，試樣的抗拉強度升高。這是因為隨著軋制溫度的升高，鎂合金滑移系被激活，達到動態再結晶所需的臨界驅動力，合金發生大量動態再結晶，變形性能大大提高[6]。在相同溫度下軋制，試樣的斷后伸長率隨著軋制道次的增加先降低后升高。

從圖5還可以看出，對于軋制退火態試樣，當軋制溫度相同時，抗拉強度隨著軋制道次的增加先升高后降低。抗拉強度從第1道次到第4道次不斷提高，在370 ℃軋制4道次后達到201.7 MPa，比鑄態合金提高了48.3%;5道次軋制后，抗拉強度略有下降。軋制溫度越高，軋制相同道次的合金的抗拉強度越高。軋制退火態試樣的抗拉強度低于軋制態合金。在相同軋制溫度下，軋制道次越多，退火后試樣的斷后伸長率越高，軋制溫度越高，軋制相同道次的合金斷后伸長率越高。但與軋制態試樣相比，軋制退火態試樣的抗拉強度略低。由顯微組織可知，軋制退火態合金的晶粒尺寸增大，從而導致合金的抗拉強度略有降低。

圖5 鑄態、軋制態及軋制退火態Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的力學性能

2.3 導熱性能

根據熱傳導理論，合金的導熱系數為電子導熱和聲子導熱的累加[7]。相關研究表明[8- 10]：Mg基體中固溶原子含量的減少可大幅度提高合金的導熱性，而固溶原子與基體間的共格界面會引起嚴重的晶格畸變，進而縮短傳熱電子的平均自由程，使導熱系數下降。La在Mg中的固溶度較小，300 ℃時僅為0.07%(原子分數，下同)；Ce在Mg中的固溶度也很小，在共晶溫度592 ℃時的最大固溶度僅為0.092%[11]。

鑄態、軋制態和軋制退火態Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的熱導率如圖6所示?？梢?70 ℃軋制態合金的熱導率均低于鑄態合金(121.274 W/(m·K))，這與較低溫度軋制時孿晶、位錯、空位及間隙原子等缺陷增多有關。410和450 ℃軋制態合金的熱導率均高于鑄態合金。其原因是提高軋制溫度，再結晶和晶粒長大的驅動力增大，晶粒尺寸增大，晶界面積比例下降。晶界是電子和聲子的散射源，晶界比例下降使散射源減少，合金的熱導率提高[12- 13]?？傮w來看，在410 ℃軋制不同道次的合金的熱導率較高，3道次軋制的最高，達146.678 W/(m·K)，比鑄態合金提高了20.9%。

從圖6還可以看出，370 ℃軋制退火態合金的熱導率明顯高于其軋制態的，并且明顯高于鑄態合金。這是因為退火處理使固溶于鎂基體中的原子析出，形成析出相，大大降低了固溶原子對電子的散射作用，從而使熱導率上升[8]。410和450 ℃軋制退火態合金的熱導率明顯高于鑄態合金，但相比軋制態變化不明顯，這是因為高溫下固溶析出有限。

圖6 鑄態和軋制態及軋制退火態Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的導熱性能

3 結論

(1)鑄態Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金主要由鎂基體(α- Mg)和LaMg12、CeMg12第二相組成，La和Ce元素主要偏聚于晶界，晶粒較粗大。經過軋制變形后，合金發生了再結晶，晶粒細化，退火后晶粒略微長大。

(2)鑄態鎂合金的抗拉強度為136 MPa，450 ℃軋制態的高達223.3 MPa，比鑄態提高了64.2%。軋制退火態合金的抗拉強度略低于軋制態合金。鑄態鎂合金的斷后伸長率為8.8%，軋制態合金的斷后伸長率略有下降，最高為7.3%。退火處理后，斷后伸長率顯著提高，450 ℃軋制退火態合金的斷后伸長率高達8.9%。

(3)鑄態鎂合金的熱導率為121.274 W/(m·K)，410和450 ℃軋制態合金的熱導率均高于鑄態合金；410 ℃軋制不同道次合金的熱導率較高，3道次軋制的最高，達146.678 W/(m·K)，比鑄態合金提高了20.9%。370 ℃軋制退火態合金的熱導率明顯高于軋制態和鑄態合金，410和450 ℃軋制退火態合金的熱導率明顯高于鑄態合金，但相比軋制態合金變化不明顯。