张金玲，刘 璐，王 昕，范晋平，王社斌

（太原理工大学1.材料科学与工程学院；2.新材料界面科学与工程教育部重点实验室，太原030024）

0 引 言

随着人们对资源和环境问题的日益关注，节能减排已成为当今社会发展的主流，具有资源丰富、轻质、高比强度等优点的镁合金倍受关注，并已得到了迅速发展和广泛应用。但目前常用镁合金的高温力学性能较差，长期使用温度不超过120℃，这影响了其在汽车工业的广泛应用，尤其是在对汽车轻量化进程具有重大意义的动力系统方面的应用。近年来，世界几大主要汽车公司和材料研究机构正积极致力于高温耐热镁合金的研发工作，并取得了一些重要进展［1－4］。稀土元素钇是提高镁合金高温力学性能的优良合金元素，由此开发出了如 WE54和WE43等系列的耐高温镁合金；但以往开发的稀土耐热镁合金中稀土的含量普遍较高，导致生产成本过高，限制了其在汽车行业中的大量应用。马宏等［5］的研究表明，复合添加锶和钇元素能细化AZ31合金的组织，并在合金中生成了耐高温的Al4Sr和Al2Y相，显著提高了合金的高温力学性能；吴国华等［6］的研究表明，钇能有效细化AZ91镁合金的组织，生成的Al2Y相能提高合金的高温性能。但目前对可望成为耐热铸造用镁合金的Mg－9Al－2.25Sr，有关钇元素对其显微组织及室温和高温力学性能的影响至今鲜有报道。

为此，在开发汽车发动机缸体镁合金材料的基础研究中，作者用井式电阻炉熔炼了 Mg－9Al－2.25Sr－xY合金，并在983K时顶吹氩气精炼，制备出了钇含量不同的耐热镁合金，研究了钇对其显微组织与室温和高温力学性能的影响，并探讨了钇提高耐热镁合金高温力学性能的机理，为扩大镁合金在汽车动力系统的应用、研究开发新型低成本耐热镁合金提供了基础试验数据。

1 试样制备与试验方法

试验用原料为工业纯镁锭（纯度99.8%）、铝锭（纯度99.3%）、Mg－25Y 和 Mg－30Sr中间合金，用托盘天平和电子天平称取各原料，装入7.5kW、φ90 mm×210mm 的SG2－7.5－10型井式坩埚炉中。在CO2和SF6（体积比为100∶1）混合气体保护下熔化原料，调整基体金属熔体的温度至983K，并加入不同含量的钇元素，把氩气（纯度为99.999%，流量为450cm3·s－1）顶吹入坩埚中，在氩气搅拌下精炼10min；调整金属熔体温度至973K，静置后注入预先准备的模具中，制备了5种不同钇含量的Mg－9Al－2.25Sr－xY 合金。试验中用 NiCr－NiSi型热电偶测熔体的温度，用KSW－6D－16型温度控制仪自动控制炉内熔体的温度（温度误差±2℃），用D08－2D／ZM型流量控制器控制氩气的流量。

用Sparklab和HK－2000型ICP光谱仪分别测试样中镁、铝、钇和锶元素的含量，结果如表1所示；用NIKON L1500型光学显微镜观察试样的显微组织；用ImageTool软件测晶粒的尺寸；用JSU－6700F型扫描电镜（附带EDS能谱仪）观察分析、表征试样的组织形貌与微区成分；用RAX－10型X射线衍射仪（XRD）分析物相；用 BBSL－XS－20t型拉伸试验机测室温力学性能（拉伸速度1mm·min－1）；用加载了自制加热设备的WE230型液压万能材料试验机测试样的高温力学性能（试样加热至200℃保温20min），图1为拉伸试样的尺寸。

表1 合金的化学成分（质量分数）Tab.1 Chemical composition of alloys（mass）%

图1 室温和高温拉伸试样的尺寸Fig.1 Size of tensile samples at room temperature（a）and high temperature（b）

2 试验结果与讨论

2.1 钇含量对组织的影响

由图2，3可以看出，钇的质量分数从0增加到0.90%时，合金的晶粒尺寸呈现先减小后增大的趋势。当钇的质量分数为0时，晶粒平均尺寸为105μm；当钇的质量分数为0.35%时，枝晶间距减小，合金的晶粒细小均匀，平均尺寸仅为35μm；当钇的质量分数大于0.35%时，合金组织有变粗大的趋势（晶粒尺寸也增大），晶间化合物数量逐渐增多，如图2（d）所示。这说明添加适量的钇可以达到细化合金晶粒的目的。

由图4～5及表2可知，未添加钇的合金主要由粗大的α－Mg、骨骼状β－Mg17Al12相（A区）和杆状相Al4Sr（B区）组成，其晶粒和枝晶间距较大，Al4Sr相数量多，呈栅栏型密集分布；当钇的质量分数为0.16%时，合金中β－Mg17Al12相的尺寸变小，数量减少，呈明显的断网状和部分球块状弥散分布，虽然Al4Sr相的数量有所减少，但其分布却较为均匀，同时出现了少量颗粒状Al2Y相（D区）和块状Al2Sr相（C区）；当钇的质量分数为0.35%时，合金中的β－Mg17Al12相消失，主要由α－Mg、Al4Sr和 Al2Y相组成，此时颗粒状Al2Y相数量明显增多，并弥散分布于晶内，Al4Sr相的数量变少，断续分布于晶界；当钇的质量分数为0.60%时，合金中重新出现了Al2Sr相，Al4Sr相数量有所减少，尺寸也较图4（b）中的更短小；当钇的质量分数为0.90%时，合金中Al4Sr相的数量甚微，Al2Sr相数量相应增多，且以蜂窝网状的相（E区）大量存在，铝和锶的原子分数比接近于7∶8，根据铝－锶二元相图判断其为Al7Sr8相，但由于PDF卡片数据库中缺少该相的衍射数据，故目前无法对其进行衍射峰标定。

图2 不同钇含量铸态镁合金的显微组织Fig.2 Microstructure of cast magnesium alloy with different Y contents

图3 不同钇含量铸态镁合金的晶粒尺寸Fig.3 Grain size of cast magnesium alloy with different Y contents

随着钇含量的增加，合金中的Al2Y相由最初的颗粒状逐渐发生富集团聚。这是因为加入金属熔体中的钇元素首先与铝反应生成Al2Y相（熔点1 485℃），铝、钇反应平衡后，熔体中的锶与铝反应，根据铝元素的浓度不同依次生成Al4Sr相（熔点1 040℃）、Al2Sr相（熔点936℃）和 Al7Sr8相（熔点666℃），由此抑制了合金中β－Mg17Al12相（熔点437℃）的生成；随钇元素含量的增加（Al2Y数量增加）及铝元素的消耗，铝－锶化合物中铝原子数依次减少，形成化合物的熔点依次降低，从而改变了合金中第二相的种类、数量以及分布。这一试验结果说明，调整金属熔体中的钇含量可以控制合金中的高温相比例，进而改善合金的高温力学性能。

图4 不同钇含量铸态镁合金的SEM形貌Fig.4 SEM morphology of cast magnesium alloys with different Y contents

图5 不同钇含量铸态镁合金的XRD谱Fig.5 XRD patterns of cast magnesium alloys with different Y contents

表2 不同区域中相的EDS分析结果（原子分数）Tab.2 EDS analysis results of phases in different areas%

2.2 钇含量对力学性能的影响

由图6可知，合金的室温和高温力学性能随钇含量的增加均呈先增大后减小的“山峰型”变化，转折点钇的质量分数为0.35%，此时合金在室温下的抗拉强度和屈服强度分别为207.65，159.77MPa，比未添加钇元素的分别提高了67.90%和61.50%；在200℃时的抗拉强度和屈服强度分别为192.52，134.83MPa，比未添加钇元素的提高了64.07%和42.83%；钇的质量分数大于0.35%后，合金的力学性能呈下降趋势。这说明，在合金中添加适量的稀土钇可显著提高其室温和高温力学性能。对于钇质量分数为0.35%的合金，其在200℃的抗拉强度和屈服强度比室温下的分别降低了7.3%和15.6%；且随钇含量的增加，高温强度的增长幅度大于室温强度的。这一试验结果说明，加入合金中的钇元素通过精炼反应形成了高熔点化合物，该化合物在凝固过程中所形成的高温相以及组织结构决定了镁合金的高温性能。

图6 钇含量对合金在室温和200℃下力学性能的影响Fig.6 Mechanical properties vs Y contents for alloys at room temperature and 200℃

2.3 分析与讨论

在 Mg－9Al－2.25Sr熔体中加入稀土钇元素精炼（983K）时，固溶于镁熔体中的表面活性元素钇能降低镁熔体的表面能、临界形核功和共晶温度，增加镁熔体的过冷度从而增加结晶形核率［7］，进而实现合金组织的细化。另外，钇和镁都是密排六方晶格结构，镁的晶格常数a＝0.323nm，c＝0.521nm，钇的晶格常数a＝0.365nm，c＝0.573nm，两者非常接近，同时两者的原子半径相差较小（镁原子的半径为0.136nm，钇原子的半径为0.162nm），根据金属结晶原理中晶粒形核核心的“尺寸结构相匹配”原则，钇原子可以成为α－Mg的结晶核心，起到细化晶粒的作用。

由元素电负性差值以及相图可知，在镁－铝－锶系合金熔体中加入钇元素精炼时，钇首先与铝反应生成Al2Y（1 485℃）化合物，并弥散分布于镁熔体中，于凝固（620℃左右）时优先析出。因Al2Y是面心立方结构，且与α－Mg的错配度δ远大于15%［8］，不能成为α－Mg的异质形核核心［9］。为此，在α－Mg形核并长大时，A2Y相被推移到结晶前沿的凝固界面，机械地阻碍α－Mg相晶粒的自由生长，也起到了细化晶粒的效果。但钇的质量分数大于0.35%后，虽然熔体中不生成低温β－Mg17Al12相，但因消耗的铝量增加，所形成的Al2Y相数量也增加并发生团聚，减弱了其在合金基体中的弥散分布效果，并导致铝－锶化合物中铝原子数减少而形成低熔点的化合物，出现大量蜂窝网状的Al7Sr8相，恶化了合金的凝固组织形貌（图4），合金的平均晶粒尺寸也呈变大的趋势（图3），减弱了细化效果。这一结果预示着控制稀土元素钇的含量，就可以控制镁合金高温相的组织与形貌。

在室温下镁合金的变形方式以位错滑移为主，晶界可以有效阻碍位错滑移，从而提高合金的室温强度。根据霍耳－配奇（Hall－Petch）关系可［10］知，晶粒尺寸减小时，晶体的表面积与体积之比增大，从而使界面应力（表面张力和周围晶粒的作用力）增大。表面应力使晶粒表面层附近的晶格发生扭曲，周围晶粒的相互作用也引起晶粒表面层晶格的扭曲，使接近晶粒界面处产生了阻碍晶体变形的难变形区。多晶体的晶粒越细，相应的难变形区越大，则使其产生滑移的变形抗力越大。未添加钇元素时，合金的晶粒尺寸为105μm，晶界对位错滑移的阻碍小，因此合金的力学性能较低；加入钇元素后，细化了组织，使得合金在变形时难变形区增大，有更多的晶界来阻碍位错运动，从而提高了合金的力学性能。本试验中含0.35%（质量分数）钇的合金晶粒仅为35μm，细小而均匀，故其室温力学性能最佳；随着钇含量的进一步增加，晶粒又有长大的趋势，因而合金的室温力学性能也相应地呈下降的趋势，测试值与该理论相一致。

已有的研究结果表明［11］，镁合金在高温下的变形主要为位错攀移和晶界滑移，镁合金属六方晶系，可移动的滑移系少，因此晶界的滑动在高温变形中占主导作用，处于晶内和晶界上的第二相在合金变形过程能有效起到钉扎的作用，从而阻止了晶界的滑移［12］。

未添加钇元素时，合金主要由α－Mg、Al4Sr和β－Mg17Al12相组成，因β－Mg17Al12为低熔点相，且随拉伸温度升高，原子扩散加剧，β－Mg17Al12相容易被软化和粗化而降低晶界的强度，导致拉伸变形过程中晶界滑动和形成裂纹；同时，在温度较高时，合金基体会沿晶界不连续析出粗大的胞状β相，从而更进一步促进晶界滑移［13－14］，因此合金在200℃时的力学性能差。

当向合金中加入少量钇元素后，合金主要由α－Mg、β－Mg17Al12、Al4Sr、Al2Sr和 Al2Y 相组成，因钇元素消耗铝量而减少了β－Mg17Al12相的数量，并改善了Al4Sr和Al2Sr的结构形貌和分布（图4），提高了高温性能。

当钇的质量分数为0.35%时，低熔点的β－Mg17Al12相消失，Al4Sr和Al2Y因元素之间的相互作用而呈细针、点状，构成了呈弥散分布的高温网状结构，处于晶界上的Al4Sr相和弥散分布的Al2Y相有效强化了晶界，钉扎了其滑移，提高了合金的力学性能。

当钇的质量分数大于0.35%后，合金主要由α－Mg、Al4Sr、Al2Sr、Al7Sr8和 Al2Y相组成，且随钇含量增加，Al2Sr和Al7Sr8相的比例亦增加，对高温性能有利的Al4Sr相比例减小且形貌发生变化，合金的室温和高温力学性能都随之降低，但仍明显高于钇质量分数为0和0.16%合金的。另外，镁熔体中熔点为1 485℃的Al2Y相在精炼时搅拌力的作用下，易相互结合并团聚长大，同时这些尺寸较大的颗粒会提高合金熔体的黏度，使合金熔体的流动性下降，增加凝固组织中夹杂物的数量，在拉伸时产生应力集中，也在一定程度上降低了合金的力学性能［15］。由此可以看出，添加适量钇元素可以生成Al2Y高熔点相并弥散分布于合金中，与分布于晶界上的Al4Sr相共同作用有效改善合金的力学性能。

这一结果说明，镁合金的力学性能很大程度上取决于合金的组织形态、晶粒大小、物相组成及分布。在本试验条件下，通过调整钇的含量，控制了镁合金中α－Mg、Al4Sr、Al2Sr、Al7Sr8和 Al2Y等相的结构形貌、数量与分布，使合金的室温和高温力学性能得到不同程度的提高。另外，对于恶化合金性能的Al7Sr8相的详细状态与形成机理，将在今后的工作中进行研究。

3 结 论

（1）添加适量钇元素可细化 Mg－9Al－2.25Sr镁合金的显微组织，钇与铝结合生成颗粒状Al2Y高温相，有效抑制了β－Mg17Al12低温相的析出，控制了合金中第二相的种类、数量和分布。

（2）随着钇含量的增加，合金的晶粒尺寸和力学性能均呈先增大后减小的“山峰型”变化；在钇质量分数为0.35%时，合金的晶粒组织细小均匀，综合力学性能最优，在室温和高温（200℃）下的抗拉强度、屈服强度分别达到207.65，159.77MPa和192.52，134.83MPa。

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