轧制温度和轧制道次对Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金组织和性能的影响

连全勇 王立新 袁 峰 胡文鑫 吴广新 张捷宇

(1.上海大学材料科学与工程学院，上海 200444； 2.省部共建高品质特殊钢冶金与制备国家重点实验室，上海 200444；2. 泛亚汽车技术中心有限公司，驱动部，上海 201208；4.包头稀土研究院白云鄂博稀土资源研究与综合利用国家重点实验室，内蒙古 包头 014030)

航空航天、汽车用的材料，不仅要求质量轻，而且还应具有高导热性和高强度。镁合金是最轻的结构材料，因其比强度和刚度高、导热系数高、电磁屏蔽性能好而备受关注。纯镁的导热系数仅次于银、铜和铝，然而，镁合金由于化学活性高、耐蚀性差和成本高，限制了其发展[1]。稀土元素可显著提高镁合金的耐热性，还能细化晶粒，改善合金组织，从而提高镁合金的力学性能。此外，稀土镁合金导热性、塑性好，耐蚀性好，高温强度高，抗蠕变性能好[2]。

La、Ce轻稀土在自然界中往往共生在一起，在镁合金中的固溶度较小，少量混合加入能显著提高镁合金的力学性能和导热性能。我国镁资源储量丰富，居世界第一，稀土资源约占世界已探明储量的80%以上[3]，因此稀土镁合金具有十分广阔的发展前景。

1 试验材料与方法

将纯Mg、纯Zr、Mg- Ce、Mg- La和Mg- Zn中间合金置于坩埚中，在SF6+N2混合保护气氛中升温至670 ℃熔融制备合金。用电感耦合等离子体发射光谱仪(ICP)测定合金的化学成分，结果见表1。由于非平衡凝固以及溶质再分配，铸锭中易形成晶内偏析和区域偏析。为消除或减轻偏析，对铸锭进行了均匀化处理，工艺为450 ℃保温12 h风冷。将均匀化处理后的铸锭加工成尺寸100 mm×40 mm×10 mm的板材试样。将试样在370、410、450 ℃预热30 min后在小型轧机设备(轧辊可加热)上轧制，轧制道次为5道次，轧制总变形量为55%，轧辊温度为220 ℃，轧制速度为0.027 m/s，道次回炉保温时间为10 min。轧制后进行退火处理，工艺为300 ℃保温60 min。

表1 铸态Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr镁合金的化学成分(质量分数)

试样经过机械抛光后，用苦味酸溶液(苦味酸3 g+乙酸15 ml+无水乙醇50 ml+蒸馏水10 ml)进行腐蚀，然后采用扫描电镜观察微观组织。

采用X射线衍射仪对合金的物相进行分析。根据GB/T 228.1—2010加工拉伸试样，以0.01 mm/s速率在电子万能试验机上进行室温拉伸试验，对每个试样做3次平行试验，取平均值。

从铸态、轧制态和轧制退火态(沿轧制方向)试样上分别切取尺寸为φ12.7 mm×2 mm的试样，用于测量合金的热扩散率。采用耐驰LFA447激光导热仪在室温下测量合金的热扩散率，测量3次取平均值。通过差示扫描量热法(DSC)测量合金的比热容，试样尺寸为φ5 mm×0.6 mm，测试温度范围为室温～250 ℃。采用密度测试仪测量合金的密度。导热系数λ的计算公式为：

λ=α·ρ·Cp

式中：α是热扩散率，mm2/s；ρ是密度，g/cm3；Cp是在恒定压力下的比热容，J/(g·K)。

2 结果与讨论

2.1 显微组织

铸态Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金主要由镁基体(α- Mg)及第二相组成，第二相主要分布在晶界。为了进一步确定第二相的成分，对试样进行电镜能谱点分析，结果如图1和表2所示。

图1 铸态Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的扫描电镜图和能谱点扫位置

表2 铸态Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的EDS分析结果(质量分数)

从表2可以看出，铸态Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金主要由镁基体及共晶第二相组成；晶界呈网状分布且颜色较浅的第二相由Mg- La、Mg- Ce中间化合物组成，La与Ce的质量比约为1∶1，质量分数均为15%左右，可以推测第二相成分为LaMg12和CeMg12。

图2为铸态Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的XRD衍射图谱，可见合金中除了含有α- Mg相的衍射峰外，还含有LaMg12、CeMg12相的衍射峰，进一步验证了中间化合物为LaMg12和CeMg12相。

图2 铸态Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的XRD谱图

铸态、轧制态和轧制退火态Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的SEM照片如图3所示。试样经过轧制变形后，在应力作用下，发生了再结晶，晶粒为细小而均匀的等轴晶，轧制后还产生了孪晶。退火处理后，晶粒尺寸略微增大，孪晶数量减少。

图3 铸态、轧制态和轧制退火态Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的显微组织

2.2 力学性能

图4为铸态Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的拉伸应力- 应变曲线。可见，铸态镁合金的抗拉强度为136 MPa，断后伸长率为8.8%，拉伸过程无明显屈服阶段，抗拉强度较低，很难满足使用要求。轧制态和轧制退火态试样的拉伸曲线与铸态的相似，拉伸性能的统计结果如图5所示。

图4 铸态Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的应力- 应变曲线

从图5可知，在相同温度下轧制，试样的抗拉强度随着轧制道次的增加而升高。在450 ℃轧制5道次的合金，抗拉强度达到223.3 MPa，比铸态合金提高了64.2%。由于在轧制过程中合金发生了动态再结晶，获得了细小而均匀的等轴晶，从而使抗拉强度升高。随着轧制温度的升高，试样的抗拉强度升高。这是因为随着轧制温度的升高，镁合金滑移系被激活，达到动态再结晶所需的临界驱动力，合金发生大量动态再结晶，变形性能大大提高[6]。在相同温度下轧制，试样的断后伸长率随着轧制道次的增加先降低后升高。

从图5还可以看出，对于轧制退火态试样，当轧制温度相同时，抗拉强度随着轧制道次的增加先升高后降低。抗拉强度从第1道次到第4道次不断提高，在370 ℃轧制4道次后达到201.7 MPa，比铸态合金提高了48.3%;5道次轧制后，抗拉强度略有下降。轧制温度越高，轧制相同道次的合金的抗拉强度越高。轧制退火态试样的抗拉强度低于轧制态合金。在相同轧制温度下，轧制道次越多，退火后试样的断后伸长率越高，轧制温度越高，轧制相同道次的合金断后伸长率越高。但与轧制态试样相比，轧制退火态试样的抗拉强度略低。由显微组织可知，轧制退火态合金的晶粒尺寸增大，从而导致合金的抗拉强度略有降低。

图5 铸态、轧制态及轧制退火态Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的力学性能

2.3 导热性能

根据热传导理论，合金的导热系数为电子导热和声子导热的累加[7]。相关研究表明[8- 10]：Mg基体中固溶原子含量的减少可大幅度提高合金的导热性，而固溶原子与基体间的共格界面会引起严重的晶格畸变，进而缩短传热电子的平均自由程，使导热系数下降。La在Mg中的固溶度较小，300 ℃时仅为0.07%(原子分数，下同)；Ce在Mg中的固溶度也很小，在共晶温度592 ℃时的最大固溶度仅为0.092%[11]。

铸态、轧制态和轧制退火态Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的热导率如图6所示。可见370 ℃轧制态合金的热导率均低于铸态合金(121.274 W/(m·K))，这与较低温度轧制时孪晶、位错、空位及间隙原子等缺陷增多有关。410和450 ℃轧制态合金的热导率均高于铸态合金。其原因是提高轧制温度，再结晶和晶粒长大的驱动力增大，晶粒尺寸增大，晶界面积比例下降。晶界是电子和声子的散射源，晶界比例下降使散射源减少，合金的热导率提高[12- 13]。总体来看，在410 ℃轧制不同道次的合金的热导率较高，3道次轧制的最高，达146.678 W/(m·K)，比铸态合金提高了20.9%。

从图6还可以看出，370 ℃轧制退火态合金的热导率明显高于其轧制态的，并且明显高于铸态合金。这是因为退火处理使固溶于镁基体中的原子析出，形成析出相，大大降低了固溶原子对电子的散射作用，从而使热导率上升[8]。410和450 ℃轧制退火态合金的热导率明显高于铸态合金，但相比轧制态变化不明显，这是因为高温下固溶析出有限。

图6 铸态和轧制态及轧制退火态Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金的导热性能

3 结论

(1)铸态Mg- 1RE- 0.5Zn- 0.5Zr合金主要由镁基体(α- Mg)和LaMg12、CeMg12第二相组成，La和Ce元素主要偏聚于晶界，晶粒较粗大。经过轧制变形后，合金发生了再结晶，晶粒细化，退火后晶粒略微长大。

(2)铸态镁合金的抗拉强度为136 MPa，450 ℃轧制态的高达223.3 MPa，比铸态提高了64.2%。轧制退火态合金的抗拉强度略低于轧制态合金。铸态镁合金的断后伸长率为8.8%，轧制态合金的断后伸长率略有下降，最高为7.3%。退火处理后，断后伸长率显著提高，450 ℃轧制退火态合金的断后伸长率高达8.9%。

(3)铸态镁合金的热导率为121.274 W/(m·K)，410和450 ℃轧制态合金的热导率均高于铸态合金；410 ℃轧制不同道次合金的热导率较高，3道次轧制的最高，达146.678 W/(m·K)，比铸态合金提高了20.9%。370 ℃轧制退火态合金的热导率明显高于轧制态和铸态合金，410和450 ℃轧制退火态合金的热导率明显高于铸态合金，但相比轧制态合金变化不明显。