稀土Y和热处理对AlMg2Si合金机械性能

1、稀土Y和热处理对 Al-Mg2Si合金机械性能与摩擦磨损性能的影响 H.R. Jafari Nodooshan，刘文才，吴国华，A. Bahrami，和M.Emamy(Submitted September 20, 2013; in revised form December 30, 2013) （收稿于2013年9月20日；修改于2013年12月30日）摘要：本文研究了热处理和稀土元素Y对Al-15% Mg2Si铸造合金显微组织、力学性能及摩擦磨损性能的影响。显微组织结果表明：在所有的复合材料试样和钇金属间化合物(Al2Y相)中，初生Mg2Si相和Mg2Si二次相存在富集现象。稀土元素Y不影

2、响初晶Mg2Si的大小和形状，但会使伪共晶Mg2Si组织由片状变为细小的纤维状或棒状。结果表明：添加适量的Y可以减少Mg2Si固溶于基体的量，导致Al2Y相析出，改善力学性能。含稀土元素Y为0.5%的合金极限拉伸强度（UTS）可达290MPa ，伸长率为4.3%。经过在520下保温4h的固溶处理后，随着稀土元素Y含量的增加，合金的抗拉强度不断增加，当稀土元素Y的含量为1%时，抗拉强度达到最大值。经过热处理的合金在室温时最大限拉伸强度和伸长率分别为294 MPa和7.4%。在浇铸样品中，发现断口表面有粗糙的小台阶，表明是一种脆性失效的模式。含质量分数为0.5 wt.%的稀土元素Y的合金则有碎屑和

3、少量的初晶Mg2Si。经过热处理的合金断口表面有较粗且均匀的韧窝，表明是以韧性断裂模式进行的。磨损试验结果表明,当稀土元素的含量为0.3 wt.%时，所有试样的耐磨性均增加。据扫描电子显微镜观察显示，磨损表面的磨损机制以磨料磨损为主，同时伴有粘着磨损。关键字：铸造；机械性能；金属基复合材料(MMCs)；磨损1、前言为了满足现代工业对高性能轻质材料的生产要求,铝基复合材料(AMCs)作为一种先进的高性能工程材料得到了广泛的应用。这是因为AMCs具有良好的物理机械性能,如优良的铸造性能,低密度,和良好的耐磨性,以及良好的耐高温性1、2。此外,铝还适用各种强化机制 3、4。近年来，经过细晶强化的AM

4、Cs以其成本低廉和各向同性的特点引起了人们的极大关注5、6。Al-Si-Mg合金就是广泛应用中的一种特殊AMCs。它的一些特殊性质使得它广泛应用在强化材料中。这种合金可以通过执行不同热处理操作3、7、8来改善力学性能。Mg2Si在这些材料中密度是最低的,因此,它在轻质应用场合中成为以铝和镁为基的复合材料的最大潜在强化相。高温时，Mg2Si相还可以阻碍晶界滑动。此外,金属间化合物Mg2Si还有许多的优良性能,如高熔点,高硬度,和较低的热膨胀系数 11 - 14。然而,在常规铸造条件下,初晶Mg2Si佷容易形成呈粗大多角形块状或枝晶形状的脆性相,导致该复合材料的延展性较差和强度较低15、16。在铸

5、造条件下，粗大多角形块状得到晶体细化,可以提高合金的力学性能17。因此,它是Al-Mg-Si合金中细化Mg2Si相的良好改性剂。近期的研究14 18表明,稀土元素Y可被用来细化初晶Mg2Si以改变这些合金的力学性能。以往的研究14表明：当稀土元素Y的加入量为0.5%时最佳，此时合金的拉伸强度和伸长率分别为290 MPa和4.3%。此外,稀土元素Y的加入量为1.0%时,合金的布氏硬度值是98 HB。提高这种复合材料的伸长率和硬度成了一项具有挑战性的任务。也有研究报道提到，热处理(称为热改性)可以改变共晶硅的形状，从而影响合金的力学性能19。上一段表明,虽然以往的研究一直致力于研究单独添加钇和热处

6、理对Al- 15% Mg2Si复合材料的影响，但没有调查报告指出他们共同作用下的效果。此外,先前的文献只报道Al-Mg2Si复合材料在拉伸强度和伸长率的变化,而没有研究其合金的磨损性能。同时，尽管已经知道热处理和Y元素的加入可以改变硅晶体的大小，但是它们能否改变其组织形貌还是未知的。 在此背景下,本文主要研究将Al - 15% Mg2Si复合材料同时进行热处理和添加钇处理时，它们对共晶Mg2Si和初晶Mg2Si的影响与力学性能(硬度、拉伸强度和伸长率)和磨损性能的变化。2、实验材料和实验方法 Al-15 wt. % Mg2Si合金主要由铸造工业用纯铝、镁和硅金属组成。该合金放在电阻炉石墨坩埚中

7、进行熔炼。过共晶Al-15% Mg2Si合金的化学成分如表1 所示。主要的复合材料则被削为小块放入小电炉碳化硅坩埚里重熔15分钟。每次铸造过程中，在750时将所需的数量的Mg-20 wt. % Y中间合金添加到Al-Mg2Si熔融液中来获得Mg2Si - al - 15%(0.1,0.3,0.5,1.0 wt. % Y)合金。加入稀土元素Y五分钟后，使用石墨棒机械搅拌约1分钟以确保它们完全混合。融化时不断添加磁粉以保证熔体表面被覆盖住。脱气则是加入含有C2Cl6的泡腾片(0.3wt. %的熔融合金)并保持其作用约5分钟。经搅拌和清洗，扒渣后,将不同成分的合金注入铸铁模具。铸铁模具是按B108

8、-03A的ASTM标准流程（详细介绍如原理图14 所示）的说明来制备的。该模具的最大一个特点就是有合适的上坡填充应用装置和送料设计，可以使流体进行低紊流流动以减少气体夹杂和铸件的孔隙。所有的合金试样经过520热处理4 h后在室温下进行水冷淬火操作。截取测试棒的定量长度作为样品，经过安装、抛光而后在1 H F（室温下）水溶液浸蚀，利用电子扫描显微镜(SEM)和光学显微镜做组织观察。试样经15%的氢氧化钠溶液浸蚀将铝从基质中除去后，采用具有图像分析系统的Leitz光学显微镜来观察试样在铸态和热处理条件时下的微观结构。利用x射线衍射(XRD)和能量色散谱(EDS)检测分析选定样本中的相，SEM则被用

9、来研究材料的显微结构特性。为获得所有合金的密度,先在空气称重再在水中称重并重复称量(考虑水温是因为密度随温度的变化而变化)。密度测量采用的是失重法。表1 过共晶Al-15 Mg2Si的化学成分(wt. %)元素SiFeCuMnMgCrNiZnTiAl质量分数(wt.%)5.50.1720.010.019.70.010.0170.1230.01余量采用具美国ASTM E10标准程序的ESEWAY试验机(布氏硬度:30公斤力和硬度计压头2.5毫米)进行硬度测试。根据ASTM B557M -02A的程序对拉伸试棒进行尺寸加工（详细介绍如示意图14所示）。室温下试样在配有应变计算式的机控万能 MTS机

10、以5×10-4s-1的初始应变速率进行拉伸实验。每个试样至少进行三个拉伸试验，以确保数据的准确性和可重复性。为了研究其断裂机制,使用CamScan-MV2300扫描电子显微镜对拉伸断裂试样进行了断口分析。采用传统的销-盘式摩擦磨耗试验机按照ASTM G99标准程序20运行进行干滑动实验，来评估Al-Mg2Si与硬度为62HRC的DIN 100Cr6钢磁盘的摩擦行为。5 mm×914 mm的销与钢盘之间是共形接触。对铝合金进行磨损实验时，额定负载10到20 N时滑动距离1500米，钢磁盘的转速240 rpm时对应的别针为速度0.5米/秒。用电子天平(GR200-AND)测量试

11、样进行磨损试验之前和之后的重量，其误差为0.1mg.试样的体积损失则用损失的质量除以阿基米德密度即可得知。摩擦系数(u)值可以通过配有销-盘磨损机的每个负载单元，试样的磨损率值可以计算所有的试样来获得。所有样本的测试参数则相同：外界温度为25，额定负载10到20 N时滑动距离1500米，钢磁盘的转速240 rpm。磨损表面的显微结构特点可通过SEM来分析。3、结果与讨论3.1 显微组织利用扫描电子电镜（SEM）和x射线能量谱（EDX）分析铸态Al - 15%Mg2Si 合金中的-Al，如图1所示。从图中可观察到,Al-15 wt. % Mg2Si合金铸态显微组织主要由初晶Mg2Si即黑色的晶粒

12、和分布在Al-Mg2Si共晶片层间的明亮-Al晶粒组成。因此我们可以确定为了降低界面能(Ref 5)初晶Mg2Si成了-Al 的形核位置。图1显示，初晶Mg2Si的形状可被看成是粗大片状(深色)和“汉字”多角形状。众所周知,粗大片状Mg2Si是由于液相线和固相线之间的温度范围过大引起的21。从图1可知，-Al相在初晶Mg2Si的周围形成,说明合金非平衡凝固时限制了Mg和Si粒子向周围Mg2Si熔体的扩散速度22。图2是Al-15 wt. % Mg2Si合金经过热处理后的扫描电镜图。显然,尽管热处理没有明显改变初晶Mg2Si的大小，但其形状从粗大块状变为细碎块状再到圆形状。这说明固溶处理只改变部

13、分的晶粒，而对那些能够影响初晶Mg2Si形状的晶粒没有改变。此外,与图1相比,热处理显著改变了铸造合金的共晶Mg2Si，使其变为点状而破坏了部分的共晶晶格。 表 2 经热处理前后改性合金的密度值稀土Y含量，wt.%密度值热处理前，kg/m3热处理后，kg/m302411.32412.10.12412.62413.80.32417.82419.10.52423.42425.812436.12439.6 此外,从图3可以推断出固溶处理可以适当的减小初晶Mg2Si的尺寸，并使其形状从枝状变为块状(图3 c)。同时还可以推断出固溶处理改变了初晶Mg2Si的体积分数。这个推论已由Li et al .(R

14、ef 23)的研究证实了。稀土Y的加入还导致了Al2Y在形成过程中密度(3930 kg / m3)高于基体（铝）和强化相（Mg2Si），使得合金的密度有显著的提高。此外，固溶处理可以稍微提高改性合金的密度值。这可归因为过渡相Mg2Si固溶于基体中。试样经热处理前后的密度值见表2。3.2 硬度和拉伸性能 图4是经过固溶热处理前后的Al-15% Mg2Si合金硬度随添加稀土Y的变化而变化。添加稀土Y后的合金硬度显著提高很大程度上是因为形成细小共晶组织和金属间化合物的缘故。研究结果还表明经过固溶处理的合金硬度高于铸态合金。这可能是由于随着稀土Y在基体中的固溶度增加,造成了固溶处理作用，即由Al2Y变

15、质剂引起的固溶强化。然而,当添加稀土Y0.5%时，经过热处理的合金硬度降低了,这与部分Mg2Si的分解有关。图5是Al-15% Mg2Si合金经热处理前后通过拉伸试验而得到的典型拉伸应力曲线。显然，添加微量的稀土Y即添加量为0.1 wt. %时，铸造合金的拉伸应变很小(2.5%)，但当添加的稀土Y量达到0.5 wt. %时，其延展性有了提高，拉伸强度和伸长率也有了改善。 这意味着,抗拉强度240MPa增加到290MPa,伸长率从2.3%提高到4.3% .通过添加稀土Y，共晶区域中的二次相Mg2Si形态有了很大的改变。显微组织研究表明，固体中的伪共晶Mg2Si块状结构更多，纤维更少。也有研究报导

16、，稀土Y同样也可以改变Mg-5 wt. % Si合金中共晶Mg2Si的铸态组织结构。但当稀土Y的添加量过多时，凝固时形成更多的金属间化合物。然而，金属间化合物Al2Y硬而脆而直接影响拉伸强度和伸长率。当稀土Y的添加量达到1 wt.% 时，合金的拉伸强度和伸长率没有得到明显的改善。这很可能是过量的稀土Y在最后凝固阶段时以金属间化合物的形式富集在共晶组织上(图3 b)。 另一方面,机械测试结果表明,合金的拉伸性能经过固溶处理后可以得到提高，伸长率也得到明显著的改善。经过添加0.1 wt.% 稀土Y和热处理的合金其拉伸强度和伸长率分别为250 MPa和7.4%，相应地，有报导指出添加了0.5 wt.

17、 %稀土Y的铸造合金其拉伸强度和伸长率则分别为290 MPa和4.3%14。也有以前的研究报导指出Al-15 wt. % Mg2Si铸造合金的最大值伸长率为2.5%21-23。添加稀土Y和热处理能够改善合金延展性的主要原因是使二次相Mg2Si从片状变为棒状以提高初晶Mg2Si的球化率，从而减少了应力集中,提高了合金的延展性。这些结果证实了利用固溶处理可以提高MMC的延展性。据已得到的微观组织分析和以前的研究24-25,这些结果能够说明这只是一个简单的强化机制。按照这种机制来说，添加稀土Y和热处理可由两种方式来达到强化效果：在铝中固溶大量的稀土Y而导致的固溶强化和析出细小弥散的金属间化合物Al2

18、Y而导致的沉淀强化。因此有可能是因为稀土Y在铝基体和间隙相中高溶解度产生了Y的连锁反应以提高基体和化合相之间的键合力。这个Y的基地模式可以提高间隙相和铝基体之间的各向同性以改善相界上的原子匹配度。因此，各向同性对紊流来说成了一种有效势垒，从而导致了合金的抗拉强度提高,延展性降低。以往的研究14发现向Al-Mg2Si合金中添加0.5 wt. % Y时其抗拉性能达到最佳。然而现在却发现只要添加0.1wt. % 的稀土Y即可达到这种效果。结果表明只是一种极大地改进方法，我们可以通过降低稀土Y所需的数量来影响合金的力学性能。3.3 断口形貌 材料的断裂特性是研究材料塑性变形的首要考虑因素。图6(a)-

19、(c)是分别经过添加稀土Y和热处理的Al-Mg2Si合金拉伸试样在扫描电镜观察下的断口显微组织图像。铸造合金在室温下断裂(图6)时,断裂表面覆盖有粗台阶,表明这是以其本质脆性而快速断裂的脆性断裂。断口表面与解理断裂的断口类似,有一些表现为棱角分明的河流花样,与在低温浇铸的铝合金测到的总伸长率相符合。另一方面，断口表面图6(b)显示，添加了0.5 wt. % Y的合金断口表面有一些裂缝和初晶Mg2Si碎屑。这些细小 Mg2Si 晶粒会阻碍Al-Mg2Si-0.5Y 合金裂缝的扩展，从而提高合金的伸长率。然而，稀土Y的添加量过多时，共晶界处的间隙相(Al2Y)会促进裂纹的扩展，从而使合金的伸长率变

20、小。从图6(c)可看出，在热处理状态下，断裂表面存在较粗且均匀的韧窝。众所周知，蜂窝状的韧窝是韧性断裂模式的一种表观特征。3.4 磨损性能硬质颗粒已被证实可以极大地程度的改变铝合金和复合材料的耐磨性能26-27。为了研究热处理和添加Y对合金耐磨性能的影响，对含不同稀土Y量和热处理前后的合金进行了比较。 图7(a)、(b)和8(a)、(b)是试样有无经过循环热处理并在10和20 N载荷下的失重值。据此结果可知, 在两种负载下添加了稀土Y的复合材料的失重值小于Al-15 wt. % Mg2Si合金的失重值。造成这种结果的主要原因是，复合材料的耐磨性能与其硬度有关，而硬度取决于添加稀土Y后复合材料的

21、基体硬度并随Eq 1式中的关系变化而变化。进行了添加0.3 wt. Y %的稀土Y热处理的复合材料其耐磨性能达到最大，但当稀土Y的添加量增加至到1 wt. %时，其耐磨性能在一定程度上降低了。这可由前面所讲过的试样硬质的不同和热处理对微观组织的影响来解释。 （Eq 1）式中,Q代表磨损率(mm3 /km),W代表每距离磨损材料的体积,K为一个常数称为磨损系数,H是试样的维氏硬度值(kgf/mm2)28。 据图9可知，显然，复合材料的磨损率先是随着稀土Y体积分数的增加而减少，后由于纤维增强体的增多，其逐渐减少的趋势有所改善。人们普遍认为,硬质颗粒(含有稀土Y的金属互化物)混入铝合金中导致合金的耐

22、磨性能有了很大程度的提高24-25。稀土Y极大地提高了铝合金的滑动磨损性能;然而,在精炼时存在最佳水平(本研究中是0.3 wt. %),含稀土Y的金属间化合物作为硬质颗粒充当承重要素，可以减少磨料磨损以保护复合材料表面。因此，随着稀土Y的含量增加，复合材料的耐磨性也增强。但似乎它会一直增强直到可以改善复合材料的机械性能如硬度、伸长率或拉伸强度。耐磨性提高的趋势可能会受到Y基地模式的影响，这可能会使间隙相与铝固溶体基体之间的共格性增强而成为相界的最佳结合方式。因此，尽管共格界面可以有效地阻碍紊流流动来提高强度，但它的耐磨性和韧性却降低了。这个结果与通常情况下高硬度的材料具有更好的磨损和耐磨性29

23、、30相符合。正如预期的那样,所有在20 N负荷下的样品其失重值和磨损率要大于10 N负荷下的数值。之所以如此,是因为在高负载下分离表面比较粗糙,所以接触表面微凸体的数量增加,从而加速了复合材料的表面磨损31。根据失重值数据可知,添加1 wt. % Y且不经过热处理的试样在所有测试样品中其耐磨性最好。在热处理应用情况下,含0.3 wt. Y %的样品耐磨性最好,既不添加稀土Y也不经过热处理的试样其耐磨性最差。造成这种现象的主要原因已在前面阐述过，如Al2Y的形成。图10和图11是试样在在两种负载下滑动不同距离时的滑动系数(u)变化。没有经过热处理的铸造复合材料在10 N的应力负载下的平均摩擦系

24、数为0.52，远大于添加了1% 稀土Y并经过热处理的试样(0.42)。这主要是由复合材料的高硬度引起的，即上一节已讨论过的讨论Al2Y金属间化合物的形成及其作用。富Y相和间隙相及初晶Mg2Si颗粒担任负载要素，以减少销和钢磁盘表面之间的接触面积,从而降低摩擦系数,防止表面被划出划痕和裂纹25-26。同时,比较图10和图11可知应力负载从10N增加到20 N的变化对u值的变化趋势没有较大的影响,但铸造试样在20 N负载下，其摩擦系数较高。 Bermudez et al. 29曾报导铝合金基复合材料也具有类似的现象。起初，所有试样的摩擦系数随滑动距离的增加而增加，当滑动距离约为50米后就趋于稳定。

25、u的增加的增加明显与接触面积的增大有关,直到试样与销的外径完全接触。 扫描电镜结果显示，复合材料和铝合金基体之间的滑动表面存在复杂的磨损机制。两个不同的磨损机制可共存,即剥层磨损和粘着磨损。每种机制产生的表面效果取决于负载在磨损表面上的应力载荷。磨损表面的形貌有助于辨别磨损机制的类型。扫描电镜可以用来分析进行了磨损实验的表面。图12展示了负载10 N 应力载荷的试样磨损表面。它明确显示了磨损机制的一些细节。铸造复合材料的磨损表面有较大的分层但没有观察到凹槽,相反地,它却可以观察到其他磨损机制的表面显微组织。Y含量和富Y相是通过复合材料表面上逐渐改变的压痕和平行表面滑动矢量的粗凹槽而增加了。 热处理后的试样细槽明显变小,研磨区变小,尤其是添加了0.3 wt. % Y的复合材料。磨损表面的观察表明,含不同Y量的复合材料在两种不同应力载荷下其磨损机制主要为剥层磨损，同时伴有一些其他的磨砂机制。就复合材料而言，由于硬质相(Mg2Si和Al2Y)和高硬度的存在,粘着磨损部分很少几