Mg-4Sn-1Ce合金的組織及熱壓縮行為

吳 穎， 曾 強， 胡光山， 溫 彤

(1. 四川文理學院智能制造學院， 達州 635000； 2. 眾泰汽車工程研究院， 杭州 310018；3. 重慶大學材料科學與工程學院， 重慶 400044)

1 引 言

鎂合金具有質量輕、比強度高、電磁屏蔽性好和可完全回收等優(yōu)點，被稱為“21世紀綠色金屬結構材料”，在武器裝備、汽車交通、電子通訊以及航空航天領域具有廣闊的應用前景[1-3]. Sn元素可細化鎂合金晶粒，提高合金的延展性，降低熱加工過程中的熱裂傾向[4]. Sn與Mg形成的Mg2Sn共晶相，具有優(yōu)良的熱穩(wěn)定性，能顯著提高合金室溫和高溫性能[5]. Mg-Sn系合金中的Sn含量一般不會超過5 wt.%，否則會顯著粗化Mg2Sn相[6-7]. 但Mg-Sn的凝固區(qū)間較小，凝固過程中易形成縮孔和疏松等缺陷，一般采用合金化來改善組織，提高合金的綜合性能[8-10].

Ce元素可減輕Mg-Sn的開裂傾向，提高致密度，形成多種合金相[11]. Selma等研究發(fā)現Ce元素可細化Mg-Sn合金組織，改善其耐腐蝕性能[12]；Kim等研究發(fā)現Ce3Sn5相可促進Mg-Sn-Zn-Al合金擠壓過程的動態(tài)再結晶[12-13]. 但目前關于Mg-Sn-Ce合金熱加工過程中的變形特征研究較少. 本文以Mg-4Sn-xCe(x=0.5, 1.0 wt.%)合金為研究對象，對其顯微組織以及不同熱壓縮條件下的組織演變和變形特征進行研究，建立本構方程，為開發(fā)Mg-Sn-Ce變形鎂合金提供理論依據.

2 實驗方法

實驗材料為工業(yè)純鎂、純錫和30.1%的鎂鈰中間合金，通過真空感應熔煉爐進行冶煉，澆鑄成兩種不同Ce含量的鑄錠，其化學成分如表1.

表1 Mg-4Sn-xCe(x=0.5, 1)合金的化學成分(wt.%)

將鑄錠除去表面的氧化層，均勻加工為Φ80 mm×(150～200) mm 的鑄錠. 對鑄錠進行均勻化處理，均勻化工藝為470 ℃/12 h. 在經過均勻化處理鑄錠的中間部位選取長度為15 mm試塊，將試塊的中間部位加工為Φ10 mm×12 mm的圓柱，在Gleeble-1500熱模擬試驗機上完成熱壓縮實驗. 熱壓縮的變形溫度分別為250、300、350、400和450 ℃，應變速率分別為0.001、0.01、0.1和1.0 s-1，最大變形量為0.9. 熱壓縮后的試樣沿縱截面切開，進行顯微組織觀察.

金相組織觀察(OM)采用LEXT 2000激光顯微鏡，電子顯微形貌觀察(SEM)和X射線能量色散譜儀(EDS)測試采用的是ESCAN VEGAⅡ型掃描電子顯微鏡，物相分析(XRD)采用的是D/MAX-2500PC 型 X 射線衍射儀.

3 結果及分析

3.1 鑄態(tài)組織

圖1為Mg-4Sn-xCe合金的XRD圖譜以及顯微組織分析. 由圖1a可知，Mg-4Sn-0.5Ce和Mg-4Sn-1Ce合金的相組成主要為α-Mg、Mg2Sn、Ce4Sn5和MgSnCe，未形成(MgCe)相，這與Selma 等研究結果相一致[12]. 化合物形成焓表征不同元素原子之間的親和力，形成焓越高，則原子之間的親和力越強，化合物越易形成[14]. 在計算合金化合物形成焓的各種模型中，目前應用較廣泛的是Miedema模型及其外推模型[15-16]. 基于Miedema模型計算可知，Mg-Sn和Mg-Ce系化合物的形成焓低于-15 kJ/mol，Ce-Sn系化合物的形成焓為-80～-100 kJ/mol；基于Miedema外推模型計算可知，MgSnCe化合物的形成焓為-50.3 kJ/mol. 由此可知，MgSnCe和Ce4Sn5相的形成焓遠小于Mg2Sn和(MgCe)相，因此在凝固過程中優(yōu)先形成，消耗Ce元素，從而抑制(MgCe)相的形成.

圖1 Mg-4Sn-xCe合金的相組成、顯微組織及對應能譜分析結果: (a) Mg-4Sn-xCe合金鑄態(tài)XRD圖譜; (b)和(c) Mg-4Sn-1Ce鑄態(tài)SEM組織; (d) 固溶態(tài)SEM組織

表2 圖1(c)的說明

圖1b和1c為Mg-4Sn-1Ce合金鑄態(tài)SEM組織，其中圖1c為圖1b中的局部方法放大圖. 從圖中可以看出，合金鑄態(tài)組織呈現“島”狀，各“島”主要由顆粒狀、長棒狀以及層片狀化合物組成. 從圖1c選擇三種形態(tài)進行EDS分析，結果表明顆粒狀化合物(1點)主要為Ce4Sn5相，長棒狀化合物(2點)和層片狀化合物(3點)主要為MgSnCe相. 對比圖1b和1d看出，經過470 ℃/12 h固溶處理，合金組織并未發(fā)生明顯變化. 這是因為合金的第二相Mg2Sn、Ce4Sn5和MgSnCe具有優(yōu)良的熱穩(wěn)定性，在470 ℃未發(fā)生分解溶入基體，因此Mg-Sn-Ce合金不可通過熱處理達到時效強化效果.

3.2 應力應變曲線

鑄態(tài)Mg-4Sn-1Ce合金在不同熱壓縮條件下的流變應力應變曲線如圖2所示. 從圖中可以看出，應力應變曲線主要分為三個階段，即應力快速增加階段、軟化階段和穩(wěn)定階段. 在應力快速增加階段，合金產生顯著的加工硬化，加工硬化對合金流變應力的影響遠大于熱軟化的影響，應力隨著應變量的增加迅速增加，直至達到峰值. 隨著應變的繼續(xù)增加，應力達到峰值后開始緩慢下降，此階段為軟化階段. 在軟化階段，動態(tài)再結晶的軟化作用大于加工硬化的作用，因此應力隨著應變的增加開始下降. 在穩(wěn)定階段，動態(tài)再結晶的軟化作用與加工硬化作用形成動態(tài)平衡. 應變量進一步增加，應力達到某一穩(wěn)定值，形成穩(wěn)定階段. 由圖2還可以看出，當變形溫度升高，合金達到穩(wěn)定階段的變形量降低. 這是由于溫度增加，原子熱激活作用增強，鎂合金中的非基面滑移和晶界滑移更易啟動，動態(tài)軟化作用更加顯著. 已知研究表明，Zener-Hollomon參數(簡稱Z參數)越大，變形溫度較低或變形速率較高時，合計流變應力的峰值越大[17]. 在相同的應變速率下，峰值應力隨著變形溫度的增加而降低. 由圖2a可知，當應變速率為0.001 s-1，合金的變形溫度由250 ℃增加到400 ℃，合金的峰值應力由68.1 MPa降低至18.3 MPa. 當合金的變形溫度不變，應變速率增加，如在400 ℃，應變速率由0.001 s-1增加至1 s-1，合金的峰值應力由23.4 MPa增加至65.9 MPa.

圖2 Mg-4Sn-1Ce合金不同熱壓縮條件下的流變應力-應變曲線: (a) 0.001 s-1; (b) 0.01 s-1; (c) 0.1 s-1; (d) 1.0 s-1

3.3 本構方程

(1)

如圖3a和3b所示，本實驗擬合計算得到β和n1分別為0.18和9.14，則α為0.019. 對式(1)兩邊同時取對數，并假定Q為定值，與溫度無關：

(2)

(3)

(4)

(5)

根據式(4)和(5)，可推出熱變形激活能Q的表達式為：

(6)

圖3 Mg-4Sn-1Ce合金流變應力、應變速率以及變形溫度間的曲線:

從圖3c和3d計算得到的n=5.60，m=3.48. 將R、m和n值帶入方程(6)即可得到實驗合金的熱激活能Q=162.03 kJ/mol.

Z參數綜合了變形溫度和應變速率對熱加工過程的影響，表示為：

(7)

將方程(7)兩邊同時取對數可得：

lnZ=lnA+nln[sinh(ασ)]

(8)

圖4 Mg-4Sn-1Ce合金lnsinh(ασ)與lnZ的參數關系

圖4為實驗合金lnsinh(ασ)與lnZ的參數關，經回歸處理可得到A的值為1.3×1012. 將上述得到的參數帶入方程(1)得到實驗合金的熱壓縮流變應力本構方程為：

exp[-162030/(RT)].

實驗合金本構方程的獲得可為合金實際熱加工工藝的開發(fā)提供指導，為開發(fā)新型高強度變形鎂合金材料提供一定的理論支撐.

圖5 Mg-4Sn-1Ce合金在不同溫度壓縮后的顯微組織

3.4 組織演變

圖5為Mg-4Sn-1Ce合金在應變速率為0.001 s-1，不同溫度熱壓縮后的顯微組織. 在確定的應變速率下，合金的顯微組織隨著壓縮溫度的上升發(fā)生顯著變化. 當壓縮溫度在350 ℃以下，合金中的晶粒被擠壓成扁平狀. 固溶過程中未溶解的Mg2Sn、Ce4Sn5和MgSnCe相被擠壓變形，形成擠壓流線. 隨著壓縮溫度由250 ℃上升到300 ℃，合金中擠壓流線密度降低，主要組織仍為變形組織. 結合圖2a可知，合金此時發(fā)生了較明顯的加工硬化，峰值應力較高. 當壓縮溫度為350 ℃，發(fā)生了明顯的動態(tài)再結晶，擠壓流線的數量明顯減少，合金為再結晶晶粒和變形晶粒的混合組織. 當壓縮溫度上升到350 ℃以上，合金中存在少量變形組織，主要為再結晶組織. 在450 ℃進行壓縮，合金完成了動態(tài)再結晶，主要由新生的等軸晶粒組成，在壓縮過程中無明顯的加工硬化，流變應力低于20 MPa.

4 結 論

(1)Mg-4Sn-1Ce合金的鑄造組織由呈“島”狀的α-Mg、Mg2Sn、Ce4Sn5和MgSnCe相組成. Ce4Sn5和MgSnCe相在凝固過程中優(yōu)先形成，消耗Ce元素，抑制其他含Ce相的形成.

(3)隨著熱壓縮溫度由250 ℃升高到450 ℃，Mg-4Sn-1Ce合金的顯微組織演變?yōu)椋?扁平狀晶粒+擠壓流線)→(再結晶組織+扁平狀晶粒+擠壓流線)→再結晶等軸晶粒.