超轻Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn镁锂合金力学性能与组织演变

曹富荣，夏 飞

(东北大学材料科学与工程学院，辽宁 沈阳110819)

1 前 言

Mg-Li合金是迄今为止无毒金属材料中最轻的合金。由于其极低的密度、高的比刚度和比强度、良好的电磁屏蔽性能和减振性能，在航天、军事、3C电子和汽车领域可望获得应用, 因而引起了研究者的关注[1]。近年来，为解决Mg-Li合金强度低、耐腐蚀性差等问题，研究者们在其合金化[2-5]、塑性成形[6-10]、热处理[11]、耐腐蚀性[12]和生物医学[13]等方面开展了大量的研究。根据Mg-Li相图可知[14], Li含量在5.7%～10.3%范围内，组织由α-Mg+β-Li双相组成。由于双相Mg-Li合金具有良好的综合性能，所以本文选取Li含量(质量分数)为9%。为了保证Mg-Li合金具有一定的强度，合金中加入Al和Zn，目的是形成析出相的第二相强化以及Al与Zn固溶强化。本文选取Al与Zn含量分别为2%，设计了LAZ922 Mg-Li合金。轧制成形由于具有速度快、轧件尺寸可大可小、适合大批量生产的特点，成为塑性成形的重要方法。文献调研发现，除了热变形行为研究报道外[15]，目前没有采用轧制方法(热轧+冷轧)研究LAZ922 Mg-Li合金组织和室温力学性能的报道。另外，采用取向分布(oriental distribution function，ODF)函数研究LAZ922 Mg-Li合金的织构尚无报道，因此有必要开展此项研究。

本文研究目的有2个：① 采用熔铸、均匀化、热轧、冷轧、退火工艺获得新型Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金板材；② 采用光学显微镜、X射线衍射仪、透射电子显微镜、扫描电子显微镜和显微硬度计与拉伸试验机研究了合金的显微组织和力学性能。

2 实 验

采用电阻炉熔炼和铜模水冷浇注获得新型Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金铸锭。采用DFHG-6-5型电热鼓风干燥箱在573 K保温24 h进行均匀化处理。均匀化处理后的铸锭进行铣面。采用型号为Φ450 mm实验轧机在573 K热轧以及冷轧，压下率超过90%，将板坯轧至1.8 mm。

轧制后的板材要进行573 K、1 h的退火处理。退火后的板材经冲压机冲制后，获得标准尺寸拉伸试样(10 mm × 6 mm × 1.8 mm)，试样拉伸方向与轧制方向平行。采用CMT5105微机控制电子万能试验机做室温拉伸实验。选用HV-1000型显微维氏硬度计，分别对合金的铸态、均匀化态、热轧态、冷轧态、退火态进行显微硬度测试。由于合金中α-Mg相和β-Li相的硬度不同，故需要分别测试。测试条件为载荷25 N、加载20 s，每个状态的试样经多次测试，取平均值作为合金中两相的最终硬度值。

试样经机械研磨、抛光至镜面，采用Olympus DSX500光学显微镜(OM)观察组织，铸态和均匀化的组织用4%硝酸+酒精腐蚀液进行腐蚀；轧制、退火态以及拉伸后的组织则用10%HCl+酒精溶液腐蚀。采用X’Pert Pro多晶X射线衍射仪(XRD)用于物相分析和织构测定，并用X’Pert High Score Plus软件进行物相鉴别，采用Lab Tex3.0定量织构分析软件计算晶粒ODF。立方晶系的β-Li相选择取向空间φ2=45°截面图，六方晶系的α-Mg相选择取向空间φ2=30°截面图。采用Tecnai G220透射电子显微镜(TEM)研究第二相形貌。采用SSX-550型扫描电子显微镜(SEM)观察拉伸后的断口形貌。

3 结果与分析

3.1 力学性能

3.1.1 显微硬度分析

图1所示为Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金在不同状态下的显微硬度。对比得知各状态下α-Mg相的硬度都大于β-Li相，两相冷轧态硬度值最大，分别达到872.2和754.6 MPa，因为轧制变形过程中会产生加工硬化，冷轧变形程度最大，所以硬度最高。热处理之后的硬度(均匀化和退火态)都比热处理之前的硬度(铸态和冷轧态)小，这是由于热处理使组织分布均匀，消除了铸造和轧制过程中产生的残余应力和加工硬化，使合金软化。退火后的硬度比热轧态的高，这是因为退火后的合金在空气中放置一段时间发生了自然时效，析出大量硬度较高的第二相，产生时效硬化，导致硬度升高。由3.2.4节可以清楚地观察到颗粒状析出相的存在。另外一个原因，退火前的冷轧带状晶粒变形能储备很高且合金冷轧强化，即便冷轧后退火，合金发生静态再结晶软化，退火形成的带状晶粒再结晶织构会使合金的硬度保持在一定水平。

3.1.2 室温力学性能

图1 Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金不同状态下α-Mg相和β-Li相的显微硬度(1-铸态, 2-均匀化, 3-热轧, 4-冷轧, 5-退火)Fig.1 Microhardnesses of α-Mg phase and β-Li phase in Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn alloy under different conditions(1-as-cast, 2-homogenization, 3-hot rolling, 4-cold rolling, and 5-annealing)

图2 室温应变速率10-3 s-1条件下的工程应力-工程应变曲线Fig.2 Engineering stress-engineering strain curve of tensile deformation at room temperature with an initial strain rate of 10-3 s-1

图2为试样室温拉伸后的工程应力-工程应变曲线。由图可知，合金流变应力随着变形程度的增加而增加，说明在变形过程中发生了加工硬化，变形程度增加导致加工硬化越严重，从而提高应力。当应变到达峰值后，试样在应力稍有降低后发生断裂。室温延伸率为24%，抗拉强度为209 MPa。

3.2 显微组织

3.2.1 光学显微组织分析

图3为Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金拉伸变形前各状态下的组织。由于腐蚀条件的差异，β-Li相会呈现出不同的颜色，但α-Mg一直保持着白色。图3a为Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金铸态组织，可以观察到合金由双相组成，板条状白色相为α-Mg相，黑色相为β-Li相，α-Mg相与β-Li相比例约为60∶40。α相两端呈尖角状。可以看出铸态组织比较粗大，大部分晶粒为板条状，长轴尺寸最大可达180 μm，平均58 μm；短轴尺寸从几微米到十几微米不等，平均10 μm左右。铸态组织不均匀并且存在枝晶偏析，将会对后续的轧制造成不利影响，有必要进行均匀化处理，防止轧制开裂，以提高成材率。

图3b为Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金573 K均匀化24 h后的显微组织。和铸态组织相比，合金均匀化后的组织变化明显，α相相对铸态变得粗大，板条状晶粒短轴明显变宽，平均尺寸接近20 μm，长轴最大尺寸约150 μm，平均59 μm，α相和β相比例约为58∶42。组织相对铸态更加均匀，晶粒边界开始变得圆滑，两端钝化变成圆头状，枝晶偏析明显减少。此外在β相中可以观察到有弥散的颗粒状析出相存在。

图3c为Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金热轧组织。由图可知，轧制态是呈带状分布的典型组织，白色的α相晶粒破碎并被明显拉长，晶粒细化。被拉长的晶粒最细只有2 μm左右，但仍有部分几十微米的粗大晶粒。

图3 Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金显微组织：(a)铸态，(b)均匀化，(c) 热轧，(d)退火Fig.3 Microstructures of Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn alloy: (a) as-cast, (b) homogenized, (c) hot rolled, (d) annealed

图3d为Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金退火组织，白色的为α相晶粒，淡黄色为β相晶粒。经退火处理后，仍能看到明显的带状组织分布，但是被轧制拉长的部分晶粒开始等轴化，说明发生了不完全再结晶。等轴化晶粒平均尺寸在43 μm左右，仍处于带状组织的晶粒长轴尺寸平均为140 μm，最高可接近200 μm，短轴平均为28 μm，其中伴随有10～20 μm的细小等轴晶，同时也有极少量几微米的晶粒。此外，观察到退火后在β相中也有与均匀化处理时类似的颗粒状析出相存在。总体来看，退火后的组织比较粗大。用Image-Pro Plus图像分析软件对退火后的金相图片进行分析得出α相与β相的比例为22∶78。

3.2.2 织构分析

图4 不同状态时α-Mg相中的织构ODF图：(a)热轧，(b)冷轧，(c)退火Fig.4 ODF sectional maps of α-Mg phase: (a)hot rolling,(b)cold rolling, (c)annealing

表1 α-Mg相中的织构

图5 不同状态时β-Li相织构ODF图：(a)热轧，(b)冷轧，(c)退火Fig.5 ODF sectional maps of β-Li phase: (a) hot rolling, (b) cold rolling, (c) annealing

Stateφ1φφ2Crystal direction indexCrystal plane indexuvwhklTexture intensity70°90°45°1-141105.68Hot rolling85°30°45°-2011124.6490°90°45°0011105.64Cold rolling0°30°45°1-102253.4985°70°45°-1102232.730°30°45°1-102256.7Annealing0°5°45°1-1011155.8490°0°45°-1-100015.28

对比图4和图5、表1和表2，可以看出，α-Mg相的织构最大强度(10.49)明显大于β-Li相的织构最大强度(6.7)，这与图1中α-Mg相硬度大于β-Li相的硬度一致。

3.2.3 室温变形析出相分析

如图6所示，在室温应变速率1×10-3s-1条件下拉伸后，合金中出现了不规则形状的析出相，根据图6c中的EDS能谱分析可得该析出相为Al2Mn相。Mn可能是在铸锭或熔炼中带入的元素，析出相增加了合金的强度。图6b中箭头所示黑色物质，可能是产生的杂质相，杂质的存在影响了组织的洁净度，会降低塑性。

图6 室温变形析出物的TEM照片及能谱分析：(a) 析出相，(b)杂质，(c)图6a中析出相的能谱分析Fig.6 TEM images and EDS analysis of precipitates appeared after tensile test at room temperature: (a) precipitated phase，(b) impurity, (c) EDS analysis of precipitated phase in Fig.6a

3.2.4 退火态析出相分析

由图3d可知，退火态组织中的β-Li相中弥散分布有黑色颗粒状析出相；图7a中的TEM照片显示相界处分布的微观形貌呈短棒状，分布具有一定的取向性。图7b显示三角晶界处仍然存在该析出相，经XRD图谱分析得知该析出相为AlLi相(图7c)。AlLi相的存在降低了基体中的Li含量，在晶界处析出阻碍了晶界滑动，增加了合金的强度。

图7 退火态组织中的析出相的TEM照片及XRD图谱：(a)相界附近的析出相, (b)三角晶界处的析出相, (c)XRD图谱Fig.7 TEM images and EDS analysis of the precipitated phase in annealing structure: (a) located near the phase boundary of α-Mg and β-Li, (b) located at the triangle grain boundary, (c)XRD pattern

3.2.5 断口分析

图8为常温拉伸后的断口形貌，可以看出大部分为沿晶断裂，也有少部分是穿晶断裂形成的撕裂棱，韧窝深度很浅。该断口形貌对应24%的延伸率，合金断裂方式主要为韧性断裂。

图8 室温应变速率10-3 s-1条件下拉伸试样的断口形貌Fig.8 Fracture surface of tensile specimen deformed at room temperature with an initial strain rate of 10-3 s-1

4 结 论

(1)冷轧退火后Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金室温下的延伸率为24%，抗拉强度209 MPa。维氏显微硬度测试发现冷轧状态的硬度较高。

(2)光学显微组织研究确定合金为α-Mg相和β-Li相组成的双相组织，热轧态组织为带状晶粒组织。573 K退火1 h后，合金并未发生完全再结晶，晶粒粗化。

(3)采用ODF分析了合金中的两相在热轧、冷轧和退火过程中形成的织构，发现β-Li相比α-Mg相产生了更多的织构分量，但是织构强度相对较低。TEM观察到室温变形后组织中Al2Mn相以及退火组织中AlLi相的存在。XRD分析退火合金进一步证实了AlLi相的存在。SEM断口分析表明合金的室温断裂形式为韧性断裂。