楊湘杰，鄭 彬，付亮華，楊 顏

(1 南昌大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，南昌 330031；2 南昌大學(xué) 江西省高性能精確成形重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，南昌 330031)

鎂合金作為最輕質(zhì)結(jié)構(gòu)金屬，具有比強(qiáng)度高、密度低、優(yōu)良的阻尼性能等特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用在汽車、船舶、軍工、電子電工等領(lǐng)域[1-2]，常用的Mg-Al-Zn系鎂合金具有良好的鑄造性能、耐腐蝕性能、優(yōu)異的力學(xué)性能和成本低等特點(diǎn)[3]，在鑄造和鍛造領(lǐng)域有廣泛的應(yīng)用。Mg-Al-Zn系鎂合金主要金屬化合物相為β-Mg17Al12，β-Mg17Al12相在高于150 ℃時(shí)易發(fā)生溶解，且隨著Al含量增加，β-Mg17Al12相以連續(xù)網(wǎng)狀分布晶界處，導(dǎo)致合金成形能力差及加工開裂缺陷，力學(xué)性能和抗蠕變性能都快速下降[4]。因此，提升鎂合金力學(xué)性能及改善β-Mg17Al12相的含量、形態(tài)和分布，使其應(yīng)用領(lǐng)域變得更廣泛成為今后研究Mg-Al-Zn系鎂合金的關(guān)鍵[5]。

為了減少β-Mg17Al12相的不利作用，在鑄造過程中添加合金元素是細(xì)化微觀組織和提升力學(xué)性能最簡(jiǎn)單有效的方法。稀土元素由于其獨(dú)特的物理及化學(xué)性質(zhì)使得其在鎂合金中使用較多，作用主要體現(xiàn)在鑄造性能、微觀組織、力學(xué)性能及耐蝕性能等性能的改善[6-7]。在鎂合金中添加稀土元素可以有效細(xì)化鎂合金晶粒，稀土元素既是表面活性元素，在固液界面前沿產(chǎn)生溶質(zhì)富集的現(xiàn)象，阻礙溶質(zhì)元素的擴(kuò)散，又能形成高熔點(diǎn)含Al-RE相[8]，充當(dāng)形核的核心，促進(jìn)異質(zhì)形核，減少β-Mg17Al12相的形成，但添加RE也會(huì)降低合金的鑄造性能，增加成本。根據(jù)Rokhlin等的研究報(bào)道[9]，當(dāng)鎂合金中加入兩種不同亞類稀土金屬元素，合金的強(qiáng)度能夠大幅度提高，而且相比于單一稀土的添加，復(fù)合稀土添加更具有經(jīng)濟(jì)適用性[10]。因此，探索低含量常規(guī)稀土及常規(guī)稀土混合效應(yīng)更有實(shí)際價(jià)值。

重型稀土Y元素在鎂合金中的最大溶解度為12%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，能夠強(qiáng)化鎂合金的耐熱性，輕型Sm元素在鎂合金中的最大溶解度達(dá)到5.8%，非常適合時(shí)效強(qiáng)化，同時(shí)這兩種元素都是來源廣泛的常規(guī)稀土元素，受到眾多研究者的關(guān)注。關(guān)于Y和Sm添加到鎂合金中的大部分研究結(jié)果主要集中在形成Mg-RE相，由于Sm與Mg原子尺寸相近，能形成五種化合物(Mg41Sm5,Mg5Sm,Mg3Sm,Mg2Sm,MgSm)，對(duì)鎂合金具有良好的強(qiáng)化效應(yīng)[11-13]，根據(jù)Mg-Y二元相圖，在不同溫度和Y含量下，Mg-Y合金能夠形成穩(wěn)定的Mg24Y5,Mg2Y和MgY三種相，對(duì)鎂合金性能同樣具有良好的強(qiáng)化效應(yīng)[14]。但是，上述研究中混合稀土Y和Sm含量較高(>2%)，難以應(yīng)用于實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)中。Mg-Al系鎂合金作為廣泛使用的商業(yè)鎂合金，由于合金中存在熱穩(wěn)定性和耐腐蝕性能較差的Mg17Al12相且以網(wǎng)狀分布，使得改善第二相和細(xì)化晶粒顯得尤為重要，根據(jù)稀土元素能夠細(xì)化晶粒，形成高熔點(diǎn)的Al-RE沉淀相[15]，抑制Mg17Al12相形成，因此，本工作通過低含量(≤2%)Y和Sm混合稀土改善AZ91D鎂合金的組織和力學(xué)性能，分析混合稀土對(duì)鎂合金的細(xì)化作用，以期擴(kuò)展鎂合金的適應(yīng)性。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

采用基體材料AZ91D鎂合金和Mg-30%Y,Mg-30%Sm中間合金制備AZ91D-x%Y-y%Sm稀土鎂合金。其中合金的化學(xué)組成如表1和表2所示。

表1 AZ91D鎂合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of AZ91D magnesium alloy (mass fraction/%)

表2 中間合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 2 Chemical compositions of master alloy (mass fraction/%)

1.2 實(shí)驗(yàn)方案

首先采用單因素實(shí)驗(yàn)方法，添加不同含量的單一稀土Y，采用中間合金的形式加入，觀察其微觀組織和成分組成，分析稀土Y對(duì)AZ91D鎂合金的影響；然后在單一稀土Y的基礎(chǔ)上，固定Y的含量，添加不同含量的Mg-30%Sm，探究復(fù)合稀土Y和Sm對(duì)AZ91D鎂合金組織與性能的影響，獲得組織和性能優(yōu)良的最佳配比的稀土鎂合金。采用CO2+0.2%(體積分?jǐn)?shù))SF6混合氣體防止鎂合金氧化，選擇加熱溫度和澆鑄溫度為730 ℃。通過參照相關(guān)文獻(xiàn)[15]，混合稀土添加量按照AZ91D-xY-ySm (x=0,0.4,0.8,1.2,1.6,y=0.5,1.5,2.0，質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)計(jì)算。

2 結(jié)果與分析

2.1 單一稀土Y對(duì)AZ91D鎂合金組織的影響

2.1.1 鑄態(tài)合金的微觀組織分析(OM)

根據(jù)Mg-Al-Zn三元合金相圖[16]可知，鑄態(tài)AZ91D鎂合金微觀組織主要由α-Mg和β-Mg17Al12相組成。圖1為添加不同含量Mg-Y中間合金對(duì)AZ91D鎂合金鑄件的光學(xué)顯微組織圖?？梢钥闯觯煌康蔫T態(tài)AZ91D鎂合金中都能發(fā)現(xiàn)較為明顯的樹枝晶組織以及樹枝狀的α-Mg基體相和分布在晶界的β-Mg17Al12相，從圖1(a)中可以看到，未添加Mg-Y中間合金的鑄態(tài)AZ91D鎂合金由非常粗大的枝晶和分布在枝晶邊緣的網(wǎng)狀相組成。從圖1(b)中可以發(fā)現(xiàn)，添加稀土含量為0.4%Y時(shí)合金粗大枝晶明顯變得細(xì)小且網(wǎng)狀相也開始變得不連續(xù)；繼續(xù)添加稀土Y的含量至0.8%，可以看出，枝晶進(jìn)一步變得細(xì)小，二次枝晶臂的間距也達(dá)到最小，不連續(xù)的網(wǎng)狀相進(jìn)一步破碎且均勻分布，此外，也可以明顯看到組織中有少量黑色顆粒物析出，這說明Mg-Y中間合金對(duì)AZ91D鎂合金的晶粒有著非常明顯的細(xì)化作用，如圖1(c)所示；進(jìn)一步增加稀土Y含量，枝晶的變化非常明顯，從圖1(d)中可以看到，更多的黑色顆粒物析出，枝晶有變粗大的趨勢(shì)；在圖1(e)中進(jìn)一步可以發(fā)現(xiàn)，枝晶已經(jīng)變得非常粗大，但還是優(yōu)于未添加Mg-Y中間合金的鑄態(tài)合金的枝晶組織，破碎的網(wǎng)狀相組織轉(zhuǎn)變?yōu)檫B續(xù)狀，黑色顆粒物的數(shù)量也在減少。因此，本研究中Y的添加量為0.8%時(shí)為最佳選擇。

圖1 不同Y含量AZ91D-xY合金OM圖 (a)x=0;(b)x=0.4;(c)x=0.8;(d)x=1.2;(e)x=1.6Fig.1 OM images of AZ91D-xY alloys with different contents of Y (a)x=0;(b)x=0.4;(c)x=0.8;(d)x=1.2;(e)x=1.6

2.1.2 鑄態(tài)合金的掃描電鏡分析(SEM+EDS)

為了進(jìn)一步分析合金中各相的形貌特征，對(duì)鑄態(tài)合金進(jìn)行了SEM背散射觀察，如圖2所示。對(duì)圖2中相的特征進(jìn)行了能譜(EDS)分析，結(jié)果如表3所示。

圖2 鑄態(tài)AZ91D-xY合金掃描電鏡圖 (a)x=0;(b)x=0.8Fig.2 SEM images of as cast AZ91D-xY alloys (a)x=0;(b)x=0.8

表3 鑄態(tài)AZ91D-xY合金的EDS分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)/%)Table 3 EDS analysis results of as cast AZ91D-xY alloys (atom fraction/%)

由圖2(a)可見，AZ91D鎂合金由黑色基體和淺灰色網(wǎng)狀相組成，由圖2(a)中B點(diǎn)能譜分析結(jié)果可知，各元素的原子比為Mg∶Al∶Zn=63.57∶34.94∶1.49，結(jié)合Mg-Al-Zn三元相圖，可以斷定淺灰色網(wǎng)狀相為β-Mg17Al12相，同理，基體為α-Mg相。圖2(b)為AZ91D-0.8Y的掃描電鏡圖，可以看出，當(dāng)Y的添加量達(dá)到0.8%時(shí)，不僅使粗大的網(wǎng)狀β-Mg17Al12相轉(zhuǎn)變?yōu)椴贿B續(xù)的顆粒狀，還出現(xiàn)了分布在晶界及晶內(nèi)的亮白色塊狀相。結(jié)合能譜分析(圖2(b)中的E點(diǎn))，亮白色塊狀相各元素的原子比為Mg∶Al∶Y=10.86∶61.72∶25.48，其中Al∶Y的原子比接近于2∶1，由Al-Y二元相圖可知，初步認(rèn)定為稀土Al2Y相。此外，在合金的黑色基體α-Mg相中檢測(cè)到了Y的含量(見表3)，這說明α-Mg基體相中存在少量Y。

為了更精確地研究Y元素對(duì)AZ91D鎂合金相結(jié)構(gòu)組成的影響，對(duì)AZ91D,AZ91D-0.8Y合金進(jìn)行XRD分析，結(jié)果如圖3所示。采用Jade和Origin軟件并結(jié)合標(biāo)準(zhǔn)的PDF卡片分析可知，AZ91D合金主要由α-Mg和β-Mg17Al12相的波峰組成，而在添加0.8%Y之后，除了存在上述的物相波峰外，還出現(xiàn)了新的波峰，為高熔點(diǎn)的稀土相Al2Y相。此外，可以看到α-Mg相的波峰在加入稀土Y元素后發(fā)生了微量的偏移，可能是因?yàn)樯倭康腨固溶到了α-Mg基體中，造成了晶格畸變。同時(shí)，可以看到，隨著Y的添加，β-Mg17Al12相衍射峰強(qiáng)度低于AZ91D對(duì)應(yīng)的β-Mg17Al12相衍射峰強(qiáng)度，這說明Y的加入使得β-Mg17Al12相的含量降低，這與上述SEM的分析結(jié)果一致。

圖3 鑄態(tài)合金的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of as cast alloys

為了進(jìn)一步探究添加稀土Y后AZ91D合金主要元素的分布情況及Y元素在合金中的位置，對(duì)AZ91D和AZ91D-0.8Y鑄態(tài)合金進(jìn)行面掃描分析，如圖4和圖5所示?？梢钥吹溅?Mg17Al12相非常粗大且Al元素明顯團(tuán)聚在β-Mg17Al12相處，說明鑄態(tài)AZ91D合金存在元素偏析現(xiàn)象。然而，加入0.8%Y稀土后，可以發(fā)現(xiàn)β-Mg17Al12相變得非常細(xì)小且Al元素分布均勻，主要聚集在β-Mg17Al12相和Al2Y相處，這是因?yàn)殡S著稀土Y的加入，Y優(yōu)先與Al元素形成高熔點(diǎn)的稀土相Al2Y，消耗了Al元素，從而使β-Mg17Al12相數(shù)量明顯減少，網(wǎng)狀連續(xù)結(jié)構(gòu)斷開；此外，稀土相的存在還會(huì)造成成分過冷，進(jìn)而起到細(xì)化晶粒的作用。Y元素主要聚集在Al2Y相處，對(duì)比圖4和圖5可知，Y元素能起到非常明顯的變質(zhì)及細(xì)化晶粒的作用，使鑄態(tài)AZ91D合金元素偏析現(xiàn)象明顯改善。

圖4 AZ91D合金掃描電鏡圖及其面掃描元素分布Fig.4 SEM image and EDS map scanning element distribution of AZ91D alloy

圖5 AZ91D-0.8Y合金掃描電鏡圖及其面掃描元素分布Fig.5 SEM image and EDS map scanning element distribution of AZ91D-0.8Y alloy

2.2 復(fù)合稀土Y和Sm對(duì)AZ91D合金微觀組織與力學(xué)性能的影響

2.2.1 鑄態(tài)合金的相組成分析(XRD)

圖6為添加0.8%Y和1.0%Sm后鑄態(tài)合金的XRD分析結(jié)果。結(jié)果表明，在加入0.8%Y的基礎(chǔ)上，再加入1.0%Sm，出現(xiàn)了新的Al2Sm相的衍射峰，而且β-Mg17Al12相的衍射峰強(qiáng)度相較于AZ91D-0.8Y明顯增強(qiáng)，這說明Sm的加入使β-Mg17Al12相的含量增多，但仍低于未添加稀土元素的鑄態(tài)合金。

圖6 鑄態(tài)合金的XRD圖譜Fig.6 XRD patterns of as cast alloys

2.2.2 鑄態(tài)合金的微觀組織分析(OM)

圖7為Y和Sm的復(fù)合稀土不同添加量下鑄態(tài)AZ91D合金的光學(xué)顯微組織圖。由圖7可見，不同Y和Sm含量時(shí)合金均能明顯看到枝晶組織和少量的灰色析出相，其中枝晶組織是初生α-Mg相，灰色析出相多分布在晶界，有少量分布在晶體內(nèi)部，為β-Mg17Al12相。當(dāng)Y的添加量為0.8%時(shí)，繼續(xù)添加0.5%Sm，如圖7(c)所示，枝晶進(jìn)一步變細(xì)，灰色析出相的數(shù)量減少且可見沿晶界分布的黑色固體顆粒組織；添加Sm的含量到1%時(shí)，α-Mg相轉(zhuǎn)變?yōu)槎虠U狀，黑色顆粒組織明顯增多，β-Mg17Al12相破碎成小顆粒，并均勻分布在基體中，如圖7(d)所示；當(dāng)Sm的添加量超過1%時(shí)，合金的α-Mg相開始變得粗大，局部出現(xiàn)析出相團(tuán)聚的現(xiàn)象，β-Mg17Al12相又轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)狀連續(xù)結(jié)構(gòu)，黑色顆粒組織進(jìn)一步增多，如圖7(e),(f)所示。因此，適當(dāng)添加Y和Sm可以細(xì)化鑄態(tài)AZ91D合金組織，當(dāng)加入量為0.8%Y及1.0%Sm時(shí)，合金的細(xì)化效果最優(yōu)，而過量添加Sm時(shí)，基體相枝晶有變粗大的趨勢(shì)。

圖7 不同Y和Sm含量AZ91D-xY-ySm合金OM圖(a)x=0,y=0;(b)x=0.8,y=0;(c)x=0.8,y=0.5;(d)x=0.8,y=1.0;(e)x=0.8,y=1.5;(f)x=0.8,y=2.0Fig.7 OM images of AZ91D-xY-ySm alloys with different contents of Y and Sm(a)x=0,y=0;(b)x=0.8,y=0;(c)x=0.8,y=0.5;(d)x=0.8,y=1.0;(e)x=0.8,y=1.5;(f)x=0.8,y=2.0

2.2.3 鑄態(tài)合金的掃描電鏡分析(SEM+EDS)

由上述光學(xué)顯微鏡分析可知，在Y含量為0.8%的基礎(chǔ)上，繼續(xù)增加Sm的含量，第二相發(fā)生了比較明顯的變化，為了更進(jìn)一步地觀察β-Mg17Al12相的形態(tài)分布及含量的變化，對(duì)鑄態(tài)合金進(jìn)行掃描電鏡分析，如圖8所示。當(dāng)加入0.5%Sm后，β-Mg17Al12相轉(zhuǎn)變?yōu)槎虠U狀分布在晶界處，沒有出現(xiàn)新相，且析出相的數(shù)量無明顯變化，只看到亮白色塊狀相Al2Y相，可能是由于Sm的添加量太少。隨著Sm的添加量逐漸增加，不僅有塊狀的Al2Y相，還析出了針狀的新相(見圖8(d))，結(jié)合XRD圖譜(圖6)認(rèn)定為Al2Sm相，此時(shí)看到β相呈顆粒狀均勻分布，α-Mg晶粒的尺寸也更加細(xì)小。然而，當(dāng)Sm的添加量達(dá)到2.0%時(shí)(見圖8(f))，鑄態(tài)合金中的亮白色塊狀相出現(xiàn)了聚集的現(xiàn)象，針狀的稀土相沿塊狀相分布，而且看到β-Mg17Al12相開始連接在一起成為網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，寬度變大，數(shù)量增多，α-Mg的晶粒尺寸增大。這可能是因?yàn)檫^多的粗大稀土相出現(xiàn)，造成基體相被割裂，溶解度下降，使合金的微觀組織變得粗大。由此可知，在鑄態(tài)AZ91D鎂合金中加入適量的Y和Sm可以對(duì)α-Mg及β-Mg17Al12相起到明顯的細(xì)化和變質(zhì)作用。

圖8 鑄態(tài)合金的SEM圖(a)AZ91D;(b)AZ91D-0.8Y;(c)AZ91D-0.8Y-0.5Sm;(d)AZ91D-0.8Y-1.0Sm;(e)AZ91D-0.8Y-1.5Sm;(f)AZ91D-0.8Y-2.0SmFig.8 SEM images of as cast alloys(a)AZ91D;(b)AZ91D-0.8Y;(c)AZ91D-0.8Y-0.5Sm;(d)AZ91D-0.8Y-1.0Sm;(e)AZ91D-0.8Y-1.5Sm;(f)AZ91D-0.8Y-2.0Sm

為了分析Y和Sm復(fù)合添加對(duì)AZ91D合金β-Mg17Al12相體積分?jǐn)?shù)的影響，通過Image Pro-Plus軟件計(jì)算AZ91D合金中β-Mg17Al12相的體積分?jǐn)?shù)，結(jié)果見圖9?？梢钥闯觯琘的加入能使β-Mg17Al12相體積分?jǐn)?shù)降低，但是Sm的加入又使得其增大。六組合金中，AZ91D-0.8Y和AZ91D-0.8Y-0.5Sm的體積分?jǐn)?shù)最小，為3.17%和3.06%，兩者相差不大，相較于未添加Y和Sm的合金的體積分?jǐn)?shù)下降了75.3%；然而當(dāng)Sm的添加量為1.5%,2.0%時(shí)，β-Mg17Al12相體積分?jǐn)?shù)又增加到了8.13%和6.39%，但仍低于AZ91D合金的12.37%。出現(xiàn)這種現(xiàn)象主要是因?yàn)樵谔砑酉⊥罽和Sm的過程中，為了防止稀土燒損過多，在添加稀土?xí)r相較于單獨(dú)添加用了更多的鋁箔包裹，人為增加了Al元素的含量，造成β-Mg17Al12相體積分?jǐn)?shù)增大，但是相較于單獨(dú)添加稀土Y，復(fù)合添加Y和Sm的變質(zhì)效果略微提高。

圖9 AZ91D-xY-ySm合金β-Mg17Al12相體積分?jǐn)?shù)Fig.9 Volume fraction of β-Mg17Al12 phase in AZ91D-xY-ySm alloys

圖10為鑄態(tài)AZ91D-0.8Y-1.0Sm合金的SEM圖及能譜分析。結(jié)合圖6的X射線衍射圖譜分析，初步認(rèn)定塊狀相與針狀相為Al2Y和Al2Sm相。對(duì)基底相、亮白色塊狀相和針狀相進(jìn)行EDS分析，結(jié)果表明基底相為β-Mg17Al12，塊狀相成分如圖10(c)所示，得出Al∶(Y+Sm)原子比接近于2∶1，可認(rèn)為該塊狀相為Al2Y和Al2Sm的混合相，且塊狀相中Al2Sm相的含量更多。而針狀相成分如圖10(d)所示，得出Al∶Sm的原子比(23.54∶9.17)約為2.57，確定針狀相為Al2Sm相。

圖10 AZ91D-0.8Y-1.0Sm合金掃描電鏡圖及所表征相EDS分析(a)SEM圖；(b)β-Mg17Al12;(c)Al2Y+Al2Sm;(d)Al2SmFig.10 SEM image of AZ91D-0.8Y-1.0Sm alloys and EDS analysis indicating the phases(a)SEM image;(b)β-Mg17Al12;(c)Al2Y+Al2Sm;(d)Al2Sm

圖11為AZ91D-0.8Y-1.0Sm合金的主要元素面掃描圖，可以看到，β-Mg17Al12相呈短桿狀及顆粒狀均勻分布在基體中；對(duì)比圖5單獨(dú)添加稀土Y的合金，復(fù)合添加Y和Sm使得β-Mg17Al12相變得更加細(xì)小，分布更加均勻。如圖11所示，Al主要聚集在β-Mg17Al12相、Al2Y相及Al2Sm相處，偏析現(xiàn)象明顯提高。這是因?yàn)閅和Sm的共同作用形成穩(wěn)定的高熔點(diǎn)稀土相，消耗了一定的Al元素，割裂了網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的β-Mg17Al12相。另外，Y,Sm元素和Al元素聚集部分高度重合，說明Al優(yōu)先與Y和Sm元素形成稀土化合物，再次佐證了XRD分析的結(jié)果。

圖11 AZ91D-0.8Y-1.0Sm合金SEM圖及其面掃描元素分布Fig.11 SEM image and EDS map scanning element distribution of AZ91D-0.8Y-1.0Sm alloy

2.2.4 稀土Y和Sm對(duì)鑄態(tài)AZ91D合金力學(xué)性能的影響

圖12為稀土Y和Sm復(fù)合添加的鑄態(tài)AZ91D合金硬度?？梢钥闯?，隨著稀土Sm含量的增多，AZ91D合金的硬度呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢(shì)。當(dāng)Y的添加量為0.8%，Sm的添加量為1.0%時(shí)，硬度達(dá)到最大值為67.42HV，相比于單獨(dú)添加0.8%Y合金硬度提高了3.5%。但是，當(dāng)Sm的添加量繼續(xù)增多時(shí)，鑄態(tài)合金的硬度反而降低。

圖12 鑄態(tài)AZ91D-xY-ySm合金的硬度Fig.12 Hardness of as cast AZ91D-xY-ySm alloys

圖13為稀土Y和Sm復(fù)合添加對(duì)鑄態(tài)AZ91D合金的抗拉強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率的關(guān)系。可以發(fā)現(xiàn)，稀土Sm的加入會(huì)使得抗拉強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率增大，當(dāng)Sm的添加量為1.0%和1.5%時(shí)，抗拉強(qiáng)度分別為153.37 MPa和154.46 MPa，相較于單獨(dú)添加稀土0.8%Y分別提升了20.86%和21.7%。伸長(zhǎng)率在Sm的添加量為1.0%時(shí)，達(dá)到最大為3.62%，相較于單獨(dú)添加稀土0.8%Y，提升了25.2%，提升效果明顯。但是，繼續(xù)增加Sm的含量，抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率都在不同程度的減小，說明Y和Sm的添加量存在一個(gè)最佳值。綜合分析添加Y和Sm后合金的力學(xué)性能，可以得出當(dāng)添加0.8%Y+1.0%Sm時(shí)，合金的力學(xué)性能最佳。

圖13 鑄態(tài)AZ91D-xY-ySm合金的拉伸性能Fig.13 Tensile properties of as cast AZ91D-xY-ySm alloys

3 分析與討論

3.1 Y和Sm復(fù)合添加對(duì)AZ91D合金微觀組織影響機(jī)理分析

合金凝固晶粒尺寸主要由形核點(diǎn)的數(shù)量及冷卻條件決定。在實(shí)驗(yàn)中，隨著Y和Sm的添加，AZ91D合金組織明顯得到細(xì)化，并且在α-Mg基體中生成了Al2Y及Al2Sm新相，因此，添加稀土中間合金細(xì)化AZ91D合金組織符合異質(zhì)形核理論。

在加入Y和Sm后，根據(jù)異質(zhì)形核的理論分析，AZ91D合金組織得到細(xì)化，在細(xì)化的過程中，可能對(duì)α-Mg抑制形核的有Al2Y相和Al2Sm相。通常判斷某個(gè)相能否作為異質(zhì)形核點(diǎn)，可通過其與基體相的錯(cuò)配度來分析。錯(cuò)配度[17]的計(jì)算公式如式(1)所示：

(1)

式中：(hkl)s為襯底相的低指數(shù)晶面；)uvw]s為(hkl)s晶面的低指數(shù)晶向；(hkl)n為形核點(diǎn)的低指數(shù)晶面；)uvw]n為(hkl)n晶面的低指數(shù)晶向；d[uvw]s和d[uvw]n分別為)uvw]s及)uvw]n晶向的間距；θ為)uvw]s和)uvw]n之間的夾角。

在形核過程中，當(dāng)錯(cuò)配度δ<6%時(shí)，為最有效形核；若6%<δ≤15%，則為中等有效形核；若δ>15%，則不能成為形核核心[18]。

表4 α-Mg,Al2Y和Al2Sm相的錯(cuò)配度[19-20]Table 4 Lattice mismatch of α-Mg,Al2Y and Al2Sm phases[19-20]

此外，Al2Y和Al2Sm的熔點(diǎn)分別為1485 ℃和1500 ℃，由此可知，金屬液體在720 ℃保溫時(shí)Al2Y和Al2Sm相已經(jīng)析出，在金屬液體中以顆粒狀形式存在，由于熔點(diǎn)非常高且Al2Y相和Al2Sm相先于α-Mg凝固，所以在α-Mg基體凝固時(shí)，高熔點(diǎn)的稀土相可以作為異質(zhì)形核點(diǎn)，其形核過程的示意圖如圖14所示。

圖14 AZ91D-xY-ySm合金晶粒細(xì)化機(jī)理示意圖(a)AZ91D合金凝固過程；(b)含有Al2Y和Al2Sm形核顆粒AZ91D合金熔體；(c)含有Al2Y和Al2Sm形核顆粒AZ91D合金凝固過程Fig.14 Schematic diagrams of grain refinement mechanism of AZ91D-xY-ySm alloys(a)solidification process of AZ91D alloys;(b)AZ91D alloy melt contained Al2Y and Al2Sm particles;(c)solidification process of AZ91D alloys with Al2Y and Al2Sm particles

另外，考慮到Y(jié)和Sm都為表面活性元素，會(huì)吸附在β-Mg17Al12相生長(zhǎng)尖端，抑制β-Mg17Al12相的長(zhǎng)大；同時(shí)，合金液中會(huì)優(yōu)先生成Al2Y和Al2Sm相，這會(huì)消耗合金液中的Al原子，減少β-Mg17Al12相的數(shù)量。在合金凝固時(shí)，產(chǎn)生的新相不斷在固液界面前沿聚集，導(dǎo)致合金成分過冷度增大，從而導(dǎo)致基體相晶粒尺寸的減小。

但是，當(dāng)稀土元素添加量過多時(shí)，過多粗大Al2Y和Al2Sm相的出現(xiàn)會(huì)產(chǎn)生團(tuán)聚現(xiàn)象，嚴(yán)重割裂晶界，造成晶體缺陷；同時(shí)會(huì)使得基體溶解度降低，有效形核核心減少，進(jìn)而導(dǎo)致合金又出現(xiàn)粗大的枝晶狀組織。

3.2 Y和Sm對(duì)鑄態(tài)AZ91D合金力學(xué)性能影響分析

在AZ91D合金中加入適量的Y和Sm后，合金的室溫力學(xué)性能得到不同程度的提高。分析認(rèn)為，主要有以下原因：(1)由上述實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知，Y,Sm的原子半徑比Mg的原子半徑大且在Mg基體中固溶了少量的Y和Sm，造成了晶格畸變，應(yīng)力場(chǎng)的出現(xiàn)會(huì)阻礙位錯(cuò)的移動(dòng)。Y和Sm在Mg基體中最大溶解度分別為12.6%,5.8%，在本實(shí)驗(yàn)的澆鑄情況下，合金的凝固方式為非平衡凝固，冷卻速率非常高，這必然使得在溫度較高時(shí)溶于Mg基體的一部分Y,Sm在室溫時(shí)保留下來，形成過飽和固溶體，起到固溶強(qiáng)化的作用。(2)合金的力學(xué)性能與晶粒尺寸密切相關(guān)。AZ91D合金中加入Y和Sm后，會(huì)優(yōu)先生成高熔點(diǎn)穩(wěn)定的稀土相Al2Y相、Al2Sm相，這兩種相具備成為形核核心的條件。形核核心的增多，會(huì)使得形核率提高，從而細(xì)化合金的組織。根據(jù)Hall-Petch公式可知，晶粒尺寸越小，合金的強(qiáng)度越大。此外，合金晶粒尺寸越小，單位體積內(nèi)晶界的面積越大，位錯(cuò)移動(dòng)就越困難，從而起到強(qiáng)化作用。同時(shí)，由于Al2Y相、Al2Sm相的形成導(dǎo)致β-Mg17Al12相體積分?jǐn)?shù)的降低且β-Mg17Al12相是一種硬而脆相，因此，β-Mg17Al12相含量的降低可以減少裂紋的萌生，起到一定的強(qiáng)化效果。(3)在AZ91D合金中加入Y和Sm后，新生成的高熔點(diǎn)稀土相彌散分布在晶界處，在高溫下會(huì)使相鄰晶粒的運(yùn)動(dòng)變得困難，進(jìn)而阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)。同時(shí)，Y和Sm對(duì)H,O,S等雜質(zhì)的親和力要比Mg大，故其能有效地起到除氣除雜的作用，減少了澆鑄過程中縮松縮孔等缺陷，提高了合金的力學(xué)性能。(4)添加量超過0.8%Y+1.0%Sm后，細(xì)化效果減弱且力學(xué)性能降低，這主要是由于過量稀土元素的添加，使得粗大稀土相出現(xiàn)并團(tuán)聚在晶界處，同時(shí)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)β-Mg17Al12相的再次形成，導(dǎo)致合金成分不均勻和有效形核核心減少，容易引起應(yīng)力集中，裂紋萌生。

4 結(jié)論

(1)復(fù)合添加稀土Y和Sm對(duì)AZ91D合金的作用效果明顯好于單一添加稀土Y。

(2)在AZ91D合金中添加Y和Sm后，生成了亮白色的塊狀A(yù)l2Y相和針狀A(yù)l2Sm相，可以作為α-Mg的有效異質(zhì)形核點(diǎn)且使網(wǎng)狀β-Mg17Al12相組織破碎成顆粒狀，彌散分布在合金中。在添加量為0.8%Y+1.0%Sm時(shí)，合金的組織最細(xì)小，分布最均勻，此時(shí)合金α-Mg相的晶粒尺寸相較于未添加稀土的合金更細(xì)，且好于添加單一稀土Y。

(3)Y和Sm的加入能較好地改善鑄態(tài)AZ91D合金的室溫力學(xué)性能。添加0.8%Y+1.0%Sm后，合金的硬度、抗拉強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率分別為67.42HV,153.37 MPa和3.62%，分別比單獨(dú)添加稀土Y提升了3.5%,20.86%和25.2%。但是超過該最佳添加量后，合金的室溫力學(xué)性能會(huì)下降。