Ce对铸造Mg-5Al-2Si合金中Mg2Si相改性及力学性能的影响

改性及力学性能的影响朱文杰3 李德江1,曾小勤1, SeulBiLee2, Ik Min Park2(1.上海交通大学材料科学与工程学院，上海200240; 2.釜山国立大学材料工学科，韩国釜山46287)摘要：利用X射线衍射、光学显微镜和扫描电镜等分析测试手段，研究了不同Ce添加量对重

力铸造Mg-5Al-2Si合金显微组织和力学性能的影响规律。结果表明，添加Ce以后，合金中主

要存在a-Mg相、汉字状Mg$相、多边形Mg：S相' 细小的AlHCe3ffiCeSi2相；稀土Ce的加入 改变了合金中M&S相的尺寸、形貌与分布；随着Ce含量增加，汉字状Mg：Si相的平均长度大

幅度减小，共晶M&Si相的形貌由粗大的汉字状转变为多边形状；当Ce添加量为0.4%时，试 验合金的力学性能达到最佳，而增加至0.8%时，合金的力学性能反而下降。拉伸断口形貌也 揭示了合金的力学性能情况。因此，适当的Ce添加量(0.4% )可以有效地改性Mg,Si相，从 而提高合金的强度和伸长率。关键词：耐热镁合金；Mg-Al-Si系合金；汉字状Mg[Si相；显微组织；力学性能镁合金是最轻的金属结构材料。由于其密度小、比强度和比刚度高、切削加工 性和铸造性能良好，在汽车和航空航天工业等领域中具有很大的应用潜力然

而，与其他商业铝合金相比，镁合金相对较差的强度和蠕变性能限制了其进一步的 应用3〕。因此，通过合金化方法来提高镁合金的力学性能是近年来行业内的研究热 点之一O作者简介：朱文杰(1994-)，男，硕 士生，硏究方向为高性 能铸造镁合金。E-mail： zhuwenjie_sjtu@sjtu.edu.cn 通讯作者：李德江，男，博士。E-mail： lidejiang@sjtu.edu.cn在Mg-Al-Si合金体系中，A1可以提高镁合金铸造性能及强度，Si与Mg形成M&Si

相可改善其室温力学性能和抗蠕变性能。M&Si相是镁铝基金属材料的理想强化相，

因此，Mg-Al-Si合金在镁合金的应用中占有突出地位。然而，在较低的凝固速率下 (如重力铸造)，Mg-Al-Si合金容易形成粗大的汉字状Mg?Si相，这会使合金的力学

性能尤其是伸长率下降。因此，汉字状M&Si相的改性对于改善Mg-Al-Si合金的力学 性能至关重要叭J通过添加合金元素对Mg-Al-Si合金中Mg,Si相改性的研究受到越

来越多的关注。很多国内外学者进行了相关的研究，以期将合金中Mg：Si相的形貌由 汉字状转变为多边形状。据报道，Mg-Al-Si合金中汉字状Mg2Si相可以通过添加RE (La, Y, Nd, Gd, Ce)元素来进行改性，将原始组织中粗大的Mg?Si相进行细化， 并优化其分布，进而提高合金的力学性能卩切。中图分类号：TG292文献标识码：A文章编号:1001-4977(2019)07-0679-05基金项目：国家重点硏发计划项目 (2016YFB0301002)； 韩 国国家硏究基金会(NRF) 资助的全球前沿计划项目(2013M3A6B1078874)„ 收稿日期：2019-03-22收到初稿，2019-05-05收到修订稿。本研究以Mg-5Al-2Si合金为基体合金，通过添加Ce元素对合金进行改性，研究 不同含量(0, 0.4%, 0.8% ) Ce元素对Mg-5Al-2Si合金微观形貌和力学性能的影响规

律，探讨Ce对合金的强化机理，为提高Mg-5AI-2Si合金的力学性能、扩大应用范围 提供理论和试验依据。1试验方法选用Mg-5Al-2Si合金作为基础合金，在其中加入0.4%和0.8% (质量分数，下

同)的Ce元素，表1为经过ICP测试后Mg-Al-Si-Ce合金的实际成分。合金原材料采 用工业纯镁(99.99% )、工业纯铝( 99.99%)、中间合金Al-40Si ( 99.99% ) ?QMg- 40Ce ( 99.99% ) „熔化前，将纯镁锭表面和t甘竭炉清洗干净，并将纯镁锭放入井式FOUNDRM 镁合金炉垃竭内，采用梯度升温的方式，使电阻炉内的温度 控制在700-720 r,适当保温；待铸锭全部熔化后，

继续逐步升温至750 并将烘干后的工业纯铝、Al-40Si中间合金' Mg-40Ce中间合金加入到镁液中，保温

2h,以确保加入的中间合金全部熔化。浇注时，采用金 属型重力浇注工艺，浇注用的SKD12型模具（20 mm X

500 mm x 700 mm ）在烘箱中升温至200 °C ,用料勺将金 属液加入到模具之中，模具冷却后，铸件取出。熔炼全

程采用0.5% （体积分数）SFe+CO?混合气体保护。在合金铸锭的同一部位截取显微组织样品，试样 经研磨和抛光后用Acetic-picral试剂（5 mL乙酸,6 g苦 味酸，10 mLH20和100 mL乙醇）腐蚀，采用Olympus

GX41型光学显微镜和配备有EDS的MIEA扫描电镜观察 合金的微观组织，用Smart Lab X射线衍射仪分析合金

的物相组成。室温拉伸试验在Unitech US/2400型拉伸

实验机上进行，拉伸速率为0.792 mm/min,并用扫描电 镜观察拉伸断口形貌。2试验结果与分析2.1显微组织利用x射线衍射仪对试样的相组成进行了分析，

图1为试验合金的XRD图谱。结果表明：未添加Ce的合

金主要相组成包含a-Mg、Mg,Si和Mg”AlQ相。加入 Ce后，Ce主要以Al”Ce3和CeSi］相的形式存在，并未与

Mg形成MgCe化合物，而是与A1和Si形成了化合物。因

此，Ce的加入对Mg：Si和Mg“Alg相的组成没有影响o 此外，根据电负性差异也能来判断化合物的形成情 况。电负性差异越大，元素之间的结合力越大，形成 化合物的可能性也越大［，3-，51o Mg、Al、Si和Ce的电负

性分别为1.31、1.61、1.98和1.12。Si和Ce之间的电负性 差值（0.86 ）大于A1和Ce （ 0.49 ）、Al和Si （ 0.37 ）或Mg

和Ce（0.19 ）之间的电负性差值，这意味着Ce与Si之间 形成化合物的可能性大于与A1或Mg形成化合物o图2为不同Ce含量Mg-5Al-2Si合金的铸态显微组

织。从图中可以看出，Mg2Si相在合金中以汉字状和多 边形状两种形式存在，稀土Ce的加入改变了Mg2Si相 的尺寸、形貌与分布，并细化了晶粒。如图2a所示，

在未添加Ce元素的情况下，合金中汉字状Mg2Si相长度 约为110 “m。当Ce含量为0.4%时（图2b），汉字状

Mg2Si相的平均长度大幅度减小，而多边形Mg,Si相的 平均尺寸和分布略有增加，Mg2Si相在形貌上由汉字状

转变为多边形状。虽然汉字状Mg?Si相仍然较明显，约

为66 Fim,但与未改性合金（图2a ）相比在一定程度上 已得到细化，表明添加0.4%的Ce可以细化Mg-5Al-2Si 合金中的汉字状M&Si相。如图2c所示，稀土Ce含量进

—步增加到0.8%,合金中Mg?Si相的尺寸和数量急剧下

降，汉字状Mg?Si相的长度约为35 “m,晶粒组织细化

Vol.68 No.7 2019程度提高。稀土元素Ce是表面活性元素，其在镁合金 中的固溶度很低（0.52%）,集聚在晶界区域，而Mg

和Si形成的Mg2Si相也分布在晶界。由于RE原子（如 Ce、Y和Nd等）的尺寸大于Mg和Si原子，它们会影响

MgzSi相的界面能并阻碍其生长。此外，Al”Ce」和CeSi? 相的形成使得Mg2Si相倾向于扩散，从而无法形成粗大

的汉字状类型。随着Ce含量的增加，这种趋势也更加 明显,显著影响和抑制汉字状Mg：Si相的生长。图3所示为Mg-5Al-2Si-0.4Ce合金中Mg2Si相的SEM

图像、线扫描和面扫描结果。可以发现在多边形Mg2Si

相内部存在高亮的小颗粒相，该相可能作为多边形相 的形核核心。线扫描和面扫描结果（计算发现Ce与Si

原子比为1 ：2）表明，多边形M&S相的内部高亮区域

富集Ce元素，小颗粒相为CeSL相。根据Mg-Si, Ce-Si 和Al-Ce二元相图［16-18］, CeSi?相的熔点（1 240 T ）高 于初生Mg：Si相（1 085 t ）、共晶Mg：Si相（637.6 °C ）

和Alices相（ 640 t ）的熔点。在凝固过程中，合金中

先析出CeSi：相，其次析出初生Mg?Si相，而优先生成的

细小CeSi：相可以作为异质形核核心促进多边形Mg2Si

相的形成，最后Al\"Cej相和共晶Mg?Si相共同从液相中 析出，弥散分布的Al“Cej相抑制了汉字状M&Si相的

生长。Bramfitt理论表明，如果两相平面之间的错配度 小于15%,则其中一相可能作为另一相的异质形核核 心心。根据Bramfitt二维错配度点阵模型，计算CeSi?

和MgzSi相之间的晶格错配度，发现（001 ） CeSi2// （100）M&Si平面之间的错配度仅为7.97%,远小于临 界值15%„所以，CeSi］相有可能作为多边形M&S相的表1试验合金的化学成分Table 1 Chemical composition of experimental alloys h»b /%合金AlSiCeMgMg-5Al-2Si4.901.870余量Mg-5Al-2Si-0.4Ce4.861.890.35余量Mg-5Al-2Si-0.8Ce4.851.840.77余量•♦ MgIV^Si▲■ MgAlH17CeAl3 12 Mg-5Al-2Si-xCeB |▼ CeSi2 •♦♦♦♦f .▲ OCe20 30 40

50 60 70 8020/(°)图 1 Mg-5Al-2Si-xCe (x=0, 0.4, 0.8 )合金的XRD图谱

Fig. 1 X-ray diffraction patterns of Mg-5Al-2Si-.vCe

(x=0, 0.4, 0.8 ) alloys204 9年第7期/第68卷镁合金foundry有效异质形核基底，细/」'的CeSi?相提高了多边形Mg?Si 性能,但仍需进一步研究以揭示此类现象的机理。相的形核速率。因此，多边形M&Si相的平均尺寸和数 量略有增加(图2b ) , Mg[Si相在形貌上由汉字状转变 为多边形状。2.2力学性能对不同Ce含量的试验合金进行室温力学性能测

当Ce含量进一步增加到0.8%时，汉字状Mg?Si相的 长度逐渐减小，多边形M&Si相在尺寸和数量上急剧下

试，其结果如图4所示。可以看出，未添加稀土Ce

时，Mg-5Al-2Si合金的抗拉强度为184 MPa,伸长率为 &78%；当Ce含量为0.4%时，试验合金的抗拉强度为

降。Mg?S相的变化规律与Ce的添加量有关，Ce含量从 0.4%增加到0.8%, CeSi：相在显微组织中的分布增加，

205 MPa,伸长率为16.65%；但当Ce含量增加至0.8%

而AluC®相因CeSL相形成过程中Ce元素的消耗而相应 减少。在凝固过程中，随着温度的降低，熔体中高浓度 的Ce原子倾向于与Si反应，形成大量的CeSi?相从液相中

时，抗拉强度和伸长率均下降明显，甚至低于未添加 稀土的基础合金。在Mg-5Al-2Si合金中适量添加Ce元

素后拉伸性能提高的主要原因在于汉字状Mg2S相形貌 和尺寸的优化以及细晶强化作用。同时，Mg：Si相在

析出，但CeSi2相长大后已不能作为多边形相的形核核

心，导致其在尺寸和数量上减少。由于在形成CeSi：相的 —定程度上由汉字状转变为多边形状。但Ce的过量添 加促进了CeSi]相的形成和长大，严重抑制了Mg?Si和 Al“Cej相的生长，极大地改变了试验合金的显微组织

过程中Ce元素被大量消耗，Al„Ce3相的形成量也相应 地降低了。因此，汉字状Mg?Si相生长和多边形Mg,Si

相形核的可能性都显著降低，这有效地改变了合金中 Mg,Si相的尺寸、形貌与分布，从而影响了合金的力学

形貌，从而影响了合金的强度和伸长率。综合分析后

可知,Mg-5Al-2Si-0.4Ce合金具有最佳的力学性能。图2合金的铸态显微组织Fig. 2 Microstructures of as-cast alloys.1 hiiI 11(b )线扫结果(c )面扫结果图3 Mg-5Al-2Si-0.4Ce合金中多边形Mg’Si相的SEM图像和线扫、面扫结果Fig. 3 SEM image, line scanning and surface scanning results of polygonal Mg2Si phase in Mg-5Al-2Si-0.4Ce alloyFOUNDRY ¥美合金Vol.68 No.7 2019

图5所示为试验合金室温拉伸断口SEM形貌。可以 发现在拉伸断裂表面中存在许多断裂面和一些微小的 撕裂脊，这表明所有的拉伸断裂表面都具有解理和准

解理断裂的特征[9' 131 19]o Mg-5Al-2Si合金的断裂表面中

出现了非常大的解理断面，约230 jim (图5a)。这主 要归因于基体合金中粗大的汉字状Mg2Si相，由于应力

%、褂乂-&■■

集中，微裂纹产生并快速扩展形成较大的断裂面。但 添加Ce元素后，试验合金断裂表面中的解理断面却小 得多，约为50 |±m (图5b )和20 |xm (图5c )。根据显

微组织结果，汉字状Mg.Si相的平均长度大幅度减小， BMg,Si相的形貌由粗大的汉字状转变为多边形状，从

Ce含量/%图4 Mg-5Al-2Si-xCe (x=0, 0.4, 0.8 )合金的室温力学性能而改善了晶界处的应力分布状态。在拉伸的过程中，

裂纹产生的可能性下降，拉伸断裂面中的解理断面尺 寸也相应减小，表现出准解理断裂的特征。Fig. 4 Tensile properties of Mg-5Al-2Si-xCe ( %=0, 0.4, 0.8 )

alloy at room temperature(a ) Mg-5Al-2Si(b ) Mg-5Al-2Si-0.4Ce

图5合金室温拉伸断口 SEM形貌( c ) Mg-5Al-2Si-0.8CeFig. 5 SEM fractographs of alloys at room temperature3结论(1) 随着Ce含量增加，汉字状Mg：Si相的平均长度大幅度减小，共晶Mg：S相的形貌由粗大的汉字状转变为多 边形状。(2) Ce的添加细化了汉字状Mg2Si相，拉伸断裂面表现出准解理断裂的特征，合金的室温力学性能提高。最 有效的Ce添加量为0.4%。(3 ) Mg?Si相的改性主要归因于Ce影响Mg?S相的界面能并阻碍其生长和Al„Ce3及CeSi?相的形成。参考文献：[1] MORDIKE BL, EBERT T. Magnesium: properties-applications-potential [J]. Materials Science and Engineering A, 2001, 302： 37-45.[2] 王武孝，罗京兆，刘雪雍，等•稀土Ce添加对易拉罐回收铝合金显微组织及力学性能的影响[J].铸造，2018, 67 ( 12)： 1105-1109.[3] 陈超，李德江，张振富，等.Fe、Mn、Ce对压铸Al-MgWAl-Mg-Si合金组织和性能的影响[J].铸造，2017, 66 ( 4 ) : 337-342.[4] 邢清源，孟令刚，杨守杰，等•新型稀土镁合金的研究进展[J].铸造，2018, 67 ( 4 ) ： 317-326.[5] PAN Y C, LIU X F, YANG H. Microstructural formation in a hypereutectic Mg-Si alloy [J]. Materials Characterization, 2005, 55: 241-

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