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釔合金化在鎂合金中的應(yīng)用

文檔作者：王其龍吳國華鄭韞丁文江文檔來源：金屬基復(fù)合材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室上海交通大學(xué)輕合金精密成型國家工程研究中心		點(diǎn) 擊數(shù)：	更新時(shí)間： 2021年06月21日
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Sep．2008
Vo1．57 NO．9
鑄 造
FOUNDRY ·873 ·
釔合金化在鎂合金中的應(yīng)用
王其龍，吳國華，鄭韞，丁文江
(金屬基復(fù)合材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海交通大學(xué)輕合金精密成型國家工程研究中心，上海200030)
摘要：稀土元素因?qū)︽V合金的室溫與高溫力學(xué)性能、成型性及耐蝕性有較大的影響，近年來受到越來越廣泛的重視。
微量釔元素的加入不僅可以細(xì)化鎂合金的組織、提高室溫和高溫強(qiáng)度，而且還能改善鎂合金的抗蠕變性能、耐蝕性及
鑄造成型性能。本文中，就釔對(duì)鎂合金性能的影響作了較為詳細(xì)的論述，并且展望了含釔鎂合金的發(fā)展前景。
關(guān)鍵詞：鎂合金；釔；合金化；性能
中圖分類號(hào)：TG146．2+2 文獻(xiàn)標(biāo)識(shí)碼：A 文章編號(hào)：1001—4977(2008)09—0873—05
Application of rium Alloying in Magnesium Alloy
WANG Qi-long，WU Guo—hua，ZHENG Yun，DING Wenqiang
(National Engineering Research Center of Light Alloy Net Forming，State Key Laboratory of Meta
Matrix Composites，Shanghai Jiao Tong University，Shanghai 200030，China)
Abstract： Recent years．rare earth elements have got more and more attention because they have
important effects on the room temperature and elevated temperature mechanicaI properties。
f0rminq ability and corrosion resistance，etc．The small amount of yttrium addition not only can refine
microstructures，increase the room temperature and elevated temperature strength of magnesium
alloy，but also can im prove creep property。corrosion resistance and cast—ability．1 n this paper，the
effects of Y on the properties of magnesium alloy have been presented systematically，and the
development prospect of magnesium alloys containing Y IS described．
Key WOrds： magnesium alloy；yttrIum：alloying；property
鎂合金是目前實(shí)際應(yīng)用中最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，具
有密度小，比強(qiáng)度和比剛度高，阻尼性、切削加工性好
等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、汽車行業(yè)及3C產(chǎn)品具有廣闊應(yīng)用
前景。但鎂合金室溫與高溫強(qiáng)度低、抗蠕變性能與耐腐
蝕性能差，且在熔煉、澆注及加工過程中易氧化燃燒，
從而限制鎂合金在某些方面的應(yīng)用。為此，通常采用合
金化，尤其是稀土合金化方法來改善鎂合金鑄造性能、
顯微組織、室溫及高溫l生能、抗蠕變強(qiáng)度和耐蝕性。本
文中，主要綜述釔在鎂合金中的研究、應(yīng)用現(xiàn)狀。
1 釔對(duì)鎂合金鑄造性能的影響
鎂合金成形主要通過鑄造和塑性變形來進(jìn)行，由
于鎂合金塑性加工困難，所以鑄造是目前鎂合金成形
的主要方法。鎂合金鑄造性能的好壞直接影響成形性
及成品率，而流動(dòng)性和收縮性則是表征合金鑄造性能
好壞的關(guān)鍵。研究晶粒細(xì)化對(duì)提高鎂合金鑄件的性能
至關(guān)重要。晶粒細(xì)化能減小縮松傾向，增加合金流動(dòng)
性，尤其對(duì)冷速很慢的砂型鑄造合金，細(xì)化合金晶粒、
改善合金組織中的第二相分布形態(tài)，對(duì)于生產(chǎn)出高性
能優(yōu)質(zhì)鑄件和提高鑄件成品率無疑是一關(guān)鍵【1l。稀土在
改善鎂合金各方面性能的同時(shí)也會(huì)對(duì)合金流動(dòng)性產(chǎn)生
較大影響。Y和Mg均為密排六方晶格，‘晶格常數(shù)很接
近，原子半徑也相差不大[2】。根據(jù)金屬結(jié)晶原理中晶粒
形核核心“尺寸結(jié)構(gòu)相匹配”原則，Y可成為 —Mg異
質(zhì)結(jié)晶核心，阻礙晶粒長(zhǎng)大，因此Y對(duì)鎂合金有較好
細(xì)化晶粒作用。AZ91合金是使用較為普遍的鎂合金，
張?jiān)姴取?】進(jìn)行了Y及MM對(duì)AZ91鎂合金流動(dòng)性和凝固
組織影響方面的研究。結(jié)果表明，隨Y及MM含量增
加，AZ91+Y及AZ91+MM合金流動(dòng)性先增后降。當(dāng)加
入1％左右Y及MM后，AZ91合金可獲最好流動(dòng)性，這
是由于Y及MM對(duì)合金液有良好凈化作用。Y同時(shí)使
AZ91合金 —Mg初生相明顯細(xì)化，Y及MM都使合金共
晶組織產(chǎn)生離異。含Y鎂合金這種良好鑄造性能極大
提高了鑄件質(zhì)量，從而使鑄件成品率大大提高。
2 釔對(duì)鎂合金組織及室溫性能的影響
2．1 Mg-AI系
Mg—AI系合金是鎂合金中研究得較多的一類合金，
基金項(xiàng)目：國家973資助項(xiàng)目(2007CB613701)；國家十一五科技支撐計(jì)劃資助項(xiàng)目(2006BAE04B07—2)。收稿日期：2008—05—25。
作者簡(jiǎn)介：王其龍(1984一)男，浙江舟山人，碩士，主要從事鎂合金材料研究。
通訊作者：吳國華，博士，教授，博導(dǎo)。E—mail：ghwu@sjtu．edu．cn
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FOUNDRY
Sep．2008
VOI．57 N0．9
通常在該類合金中加稀土來改善性能。而Y則是近年
來研究得較多的一種稀土，在Mg—A1系合金中加Y后，
合金顯微組織和力學(xué)性能發(fā)生明顯變化。
2．1．1 Mg—A1一Zn系
AZ系在Mg．A1系中被研究得較多，在該類合金中加
Y后，合金組織和力學(xué)性能發(fā)生較大變化。方西亞等同對(duì)
Mg一6A1—1Zn—Y合金進(jìn)行了研究，該合金中第二相主要是
Mg。7A1。：，由圖la可見，該相粗大，呈網(wǎng)狀分布在晶界。
同時(shí)，可觀察到有一種黑色A1．Mn點(diǎn)狀化合物零星分布
在晶內(nèi)。將圖1中4個(gè)樣進(jìn)行對(duì)比可知，加Y細(xì)化0／．一Mg基
體以及Mg 7Al 。相，并出現(xiàn)一種稀土相Al：Y。其中，Y含
量只有0．5％時(shí)，合金細(xì)化效果不明顯。Y含量達(dá)0．9~／oH~，
組織得以明顯細(xì)化，晶粒尺寸也變得細(xì)小，稀土相呈顆
粒狀。當(dāng)YJJI]入量達(dá)1．4％H,-j-，晶界變得粗大，稀土相尺
寸增大，呈團(tuán)塊狀結(jié)構(gòu)。在凝固過程中，Al2Y相首先形
(a)0％Y
成，它易富集在僅．Mg]N前沿，形成成分過冷層，因而抑
制晶粒長(zhǎng)大。吳國華等 寸AZ91D~合金組織及力學(xué)
性能影響方面進(jìn)行較深入研究。結(jié)果表明，在AZ91D中
加人Y會(huì)強(qiáng)烈細(xì)化合金組織，并在合金中生成方塊狀
A16Mn6Y相及桿狀的Al2Y相。同時(shí)合金中的B相
(Mg 7Al 2)量減少，并由原來網(wǎng)狀分布變成斷網(wǎng)分布，
但Y含量超過1．5％時(shí)，合金重新出現(xiàn)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。AZ91D
中加入少量Y會(huì)提高合金力學(xué)性能，當(dāng)Y含量達(dá)1．5％時(shí)，
合金抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值1 84．83 MPa，同時(shí)合金硬度也
達(dá)到最大值71．1。與純AZ91D相比，加Y后，175℃和
200℃下時(shí)效峰值硬度都有所提高，且隨時(shí)效溫度升高，
時(shí)效峰值的出現(xiàn)會(huì)提前。同時(shí)因加Y，使合金時(shí)效峰值
出現(xiàn)時(shí)間比純AZ91D有所延緩。固溶和時(shí)效處理都使合
金得到比鑄態(tài)更好的強(qiáng)度，且合金在固溶處理后有最好
塑性，但隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，合金塑性逐漸減弱。
圖l Mg+6AI．Zn—xY合金鑄態(tài)組織
Fig．1 Microstructure ofas—cast Mg一6A1一Zn-xY alloy
2．1．2 Mg—AI—Si系
在Mg一9A1合金中引入si后，改善了Mg．9A1合金高
溫性能，但由于形成了Mg2Si，降低常溫性能。研究發(fā)
現(xiàn)網(wǎng)，在Mg一9AI—Si合金中加入Y能有效改善合金鑄態(tài)組
織，使Mg Si相由粗大的漢字狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小、彌散、均
勻分布的顆粒狀。在室溫和150℃ 條件下，
Mg．9A1．1Si．xY合金的 、O"o 及6都隨Y含量增加而提
高，呈連續(xù)上升狀態(tài)，Y對(duì)合金性能的改善作用并不
因溫度升高而消失。由于JJI]Y，產(chǎn)生的棒條狀A(yù)l 。Y，相
在晶界的存在使晶界得到強(qiáng)化，Mg Si和Al。，Y，的共同
作用阻止高溫蠕變過程中晶界滑移，從而提高合金室
溫和高溫強(qiáng)度及抗高溫蠕變性。當(dāng)Y加入量超過0．6％
后，Mg．9A1一Si合金高溫性能超過AE42。
2．1-3 Mg．A1一Mn系合金
Y和ce混合添加對(duì)AMS0合金微觀組織和力學(xué)性能
產(chǎn)生較大影響同。在AM50．0．3％Y一0．3％Ce合金中由于Y
和ce的加入，組織中形成Al2Y和Al 。Ce 相。在固溶處理
過程中，熱穩(wěn)定}HA12Y和Al 。ce 先沉淀析出，其析出抑
制了高溫下晶粒的生長(zhǎng)和晶界的滑動(dòng)，從而使合金的晶
粒尺寸得到細(xì)化。Y和Ce的添加細(xì)化AM50合金組織，
隨加量增加，Y和ce在基體中固溶度達(dá)到飽和，當(dāng)Y和
Ce以1：1、1：2、1：3、I：4LE例加入時(shí)，A1．1ce3相的量逐漸
增多，使細(xì)化效果更明顯。由于Y和Ce細(xì)晶強(qiáng)化，Y的
固溶強(qiáng)化及Al2Y和Al 。ce。相沉淀強(qiáng)化共同作用使AM50
合金在室溫和高溫下力學(xué)性能顯著提高。當(dāng)ce和Y添加
量分別小于0．6％和0．3％1t~，力學(xué)性能隨稀土加人量增加
而提高。在AM60B鎂合金中同H~~JUSr、Y和Nd后，合金
屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均改善，屈服強(qiáng)度達(dá)82．92 a，
I~AM60B鎂合金提高32％，斷裂強(qiáng)度為2l1．20 l~lPa，比
AM60B鎂合金提高24％，且試樣具有較好塑性閻。
2．2 Mg—Zn系
國內(nèi)外對(duì)Mg．A1系鎂合金研究較多，而對(duì)Mg．Zn系
鎂合金研究很少，原因是Al含量增加后合金鑄造性能
好，而Zn含量增加則導(dǎo)致合金鑄造時(shí)會(huì)產(chǎn)生熱裂傾向
和顯微疏松，因此必須考慮采用第三組元來改善
Mg．Zn合金脆性和熱收縮性[9]。在Mg—Zn合金中alY，
可改善合金鑄造性能和力學(xué)性能。
有學(xué)者用鑄造法獲得Mg—Zn．Y系準(zhǔn)晶，并在干摩
擦條件下對(duì)該準(zhǔn)晶進(jìn)行摩擦和抗疲勞行為研究，結(jié)果
發(fā)現(xiàn)㈣，該晶系的摩擦系數(shù)隨載荷增加而減少，高載荷
使Mg．Zn—Y系準(zhǔn)晶疲勞表面產(chǎn)生高塑性變形。隨Y量增
加，該晶系摩擦系數(shù)和疲勞損失量先減后增；當(dāng)Y量達(dá)
2％時(shí)，在不同載荷下Mg Zn．Y系準(zhǔn)晶表現(xiàn)出最低摩擦
系數(shù)和最好抗疲勞l生。在70 N載荷下，Mg．25Zn．1．5Y疲
勞殘骸中存在非晶相。Diqing Wan等?]也對(duì)平衡態(tài)及
非平衡態(tài)下Mg—Zn—Y準(zhǔn)晶微觀組織進(jìn)行研究，根據(jù)原
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鑄造 王其龍等：釔合金化在鎂合金中的應(yīng)用 ·875·
子尺寸效應(yīng)對(duì)GFA產(chǎn)生影響的觀點(diǎn)，向Mg—Zn系合金
中增大Y量后，不僅擴(kuò)大了原子半徑方向上的分配范
圍，同時(shí)也形成均勻原子尺寸分離，這都增加原子包
裹效應(yīng)，從而增加三元合金非晶形成能力。此外，加
Y促使Zn原子原位移動(dòng)，從而得到較難形成的MgZn
相。然而當(dāng)Y添加量超過某一臨界值時(shí)，Y自身也參加
主要晶化過程(主要形成I相)。D．K．Xu等【l2J對(duì)不同含Y
量的擠壓態(tài)Mg—Zn—Y—Zr合金力學(xué)性能進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)
當(dāng)Zn量為一定值(5．65％)時(shí)，含Y量1．1 7％～1．72％的合
金具有最高強(qiáng)度。當(dāng)Y量在0～1．72％變化時(shí)，合金主要
由 ．Mg基體和I相組成，且隨I相增加，合金強(qiáng)度提高。
當(dāng)Y量在1．72％～3．69％變化時(shí)，能觀察到w相。比較力
學(xué)性能可知，w相會(huì)降低合金強(qiáng)度；據(jù)斷裂試驗(yàn)知，隨
Y量增加，可觀察到更多Mg—Zn．Y相分布在斷裂面。
在Mg．Zn—Zr系合金中／JuY后可得N3種三元合金，
分別為w 相(Mg3Zn3Y2)，I相(Mg3Zn6Y) 和z相
(Mg 2ZnY)，且隨合金中Y增加，w相和I相含量也相應(yīng)
增加。當(dāng)加Y量為2．3％時(shí)，Mg97．4Zn2．2YO．3ZrO．11，
Mg96．9Zn2．22Y0．6ZrO．19和Mg96．7Zn2．2YO．9ZrO．15三種
合金具有最佳拉伸性能[131。D．K．Xu等【l4]對(duì)Y含量變化對(duì)
鑄造Mg．Zn．Y—Zr合金微觀組織和力學(xué)性能影響也進(jìn)行
了研究，發(fā)現(xiàn)含Y量為1．08％合金有最高抗拉強(qiáng)度，但
拉伸性能最差；當(dāng)Y量達(dá)1．97％或3．08％時(shí)，合金抗拉
強(qiáng)度明顯降低，但伸長(zhǎng)率稍提高。x射線分析表明，
當(dāng)Y量為1．08％時(shí)，合金主要由I相和0c—Mg基體組成；
而含Y量為1．97％或3．08％時(shí)，除有I相和o【一Mg基體生成
外，還有w相生成，且w相衍射峰隨Y量增加而加強(qiáng)。
I相緊貼鎂基體，有效推遲基面滑移而使合金顯著強(qiáng)
化，而w相易在拉伸過程中斷裂，從而降低合金力學(xué)
性能。Qiang Li也發(fā)現(xiàn)[ 51在Mg—Zn．Zr#金中加不同量Nd
和Y后，使枝晶細(xì)化，增加枝晶相數(shù)量和熱穩(wěn)定性；
不連續(xù)的晶相利于合金最終強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率提高。
H．H．Zou等【 q在Mg一5Zn一2A1合金中加Y時(shí)，發(fā)現(xiàn)生
成Al 。Y，相和Al2Y相，當(dāng)加Y超1％時(shí)，合金鑄態(tài)下抗拉
性能顯著提高。其中Mg．5Zn一2A1—2Y合金有較好綜合性
能，主要分散相為Al。。Y，，研究還表明，含2．44％Y合
金能產(chǎn)生較好晶粒細(xì)化效果。
2．3 Mg-RE系
稀土在鎂中有較大固溶度，且隨溫度下降，固溶度
急劇減小，故可得到較大過飽和度，從而在隨后時(shí)效過
程中析出彌散強(qiáng)化相。RE析出相通常有高熱穩(wěn)定性，
同時(shí)RE在鎂基體中擴(kuò)散速率較低，使Mg—RE合金有較
高高溫強(qiáng)度和優(yōu)良抗蠕變性。利用Y在Mg中高固溶度
(Y質(zhì)量分?jǐn)?shù)最高為12．5％)和Mg—Y合金時(shí)效硬化能
力，發(fā)展一系列Mg．Y．Nd．Zr合金。英國人對(duì)Mg．Y．Nd
合金進(jìn)行了深入研究，率先獲得工業(yè)應(yīng)用含Y鎂合金，
其在T6狀態(tài)下典型室溫力學(xué)性能：O"b為275 l~1Pa、or 為
200]V[Pa、6為4％，與QE22A合金的相當(dāng) 。J．F．FAN
等對(duì)Mg—Y—Ce合金高溫表面氧化行為進(jìn)行了研究，結(jié)
果表明 ，加Y和Ce使高溫下鎂合金氧化和燃燒明顯推
遲。x射線衍射和掃描電鏡分析表明，表面氧化膜有
雙層結(jié)構(gòu)，外層為ce 拋Y。糯O 印 和Y O，復(fù)合結(jié)構(gòu)， 內(nèi)
層主要有金屬M(fèi)g和MgO組成。Martin Sahlberg等【嘲對(duì)
Mg—Y—Zn三元化合物吸氫能力進(jìn)行研究，在400℃和
氫壓為1 MPa以上條件下，Mg3Y2Zn，吸氫后分解成
MgH2，YH3和MgZn2，反應(yīng)式為：Mg3Y2Zn3(S)+H2(g)一
MgH (S)+YH3+MgZn (s)。通過結(jié)構(gòu)精修法得細(xì)化晶體
結(jié)構(gòu)，發(fā)現(xiàn)Y占據(jù)4a位置，Mg占據(jù)4b位置，而8c位置
有Mg和Zn共同占有，從而確定Mg3Y2Zn 有A1MnCu2型
結(jié)構(gòu)。氫化過程中，在母相表面形成多面體MgZn：晶
粒；在解析時(shí)，則形成Mg3YZn6相；在400℃下沒觀察
到有吸氫和解析現(xiàn)象。x．M．Wang等【l9】的研究結(jié)果表
明，含Y量分別為4．3 1％和25％的Mg．Y合金氧化過程服
從拋物線規(guī)律，而Y含量分別為0．82％和1．09％的Mg—Y
合金服從拋物線和直線動(dòng)力學(xué)，這表明氧化溫度和Y
含量都會(huì)對(duì)合金氧化行為產(chǎn)生影響， 當(dāng)Y含量超過
4．3％后，在表面形成一層連續(xù)溶解Y：0，復(fù)合膜，這層
保護(hù)膜推遲氧向內(nèi)擴(kuò)散，從而減少高溫下氧化速度。
對(duì)Mg．4Ho-xY一0．6Zr(x=0，3，5，7)合金的研究結(jié)果
表明 ，隨Y量增加，淬火態(tài)下和時(shí)效條件下合金硬度
也相應(yīng)提高，認(rèn)為合金有相當(dāng)好的時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)，且
當(dāng)含Y量為7％時(shí)，合金在250℃下有最顯著時(shí)效強(qiáng)化
效應(yīng)。合金抗拉強(qiáng)度隨Y量增加呈單調(diào)遞增，其中，
Mg．4Ho．7Y一0．6Zr合金在峰值點(diǎn)處有最高抗拉強(qiáng)度和
屈服強(qiáng)度，室溫下分別為240 1VIPa和165 MPa；250℃
下分別為204 MPa和131 MPa。強(qiáng)度提高可能與B 相
或Mg (Ho) 沉淀相及高密度位錯(cuò)有關(guān)。有學(xué)者對(duì)
Mg．7Gd-xY (x=0，1，3和5)合金微觀組織、時(shí)效硬
化行為、力學(xué)性能進(jìn)行研究。結(jié)果表明『2l_，在研究的
溫度范圍內(nèi)向Mg．7Gd--元合金中加Y，能減小晶粒尺
寸，提高時(shí)效硬化強(qiáng)度和力學(xué)性能，其中Mg．7Gd一5Y
合金在峰值點(diǎn)時(shí)有最大抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度，在室溫
下分別為258 MPa和167 IV[Pa；而250℃下的值分別為
212 MPa和140]VlPa，大概為Mg一7GdZ．元合金的1．8
倍。當(dāng)Y量超3％時(shí)，在時(shí)效合金峰值點(diǎn)處觀察到大
量Mg (Gd，Y)相，峰值點(diǎn)處抗拉強(qiáng)度的顯著提高主要
是由于存在細(xì)小分散B—Mg (Gd，Y)沉淀相。Jun Wang
等 在Y對(duì)Mg—Gd．Y．Zr合金時(shí)效硬化和力學(xué)性能方面
影響進(jìn)行研究，在Mg一10Gd-xY一0．4Zr(x=l。3．5％)
合金中，隨Y量增加，合金時(shí)效硬化效應(yīng)增強(qiáng)，且拉
伸性能也提高，當(dāng)Y量達(dá)5％時(shí)，合金在時(shí)效峰值處有
最大抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度，室溫下分別為302 1ViVa、
289 MPa；250℃時(shí)分別為340 MPa和267 IVIVa。有較強(qiáng)
峰值時(shí)效硬化的原因，主要是由于以三角形方式排列
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· 876· FOUNDRY
Sep．2008
VO1．57 NO．9
的棱狀13 相析出。在晶界處也觀察到立方狀13,I。強(qiáng)度
值顯著增加與13 相均勻致密的分配及立方狀13,I在鎂基
體中析出有關(guān)。隨Y量增加，伸長(zhǎng)率降低，在250℃時(shí)
Mg一10Gd一5Y一0．4Zr合金伸長(zhǎng)率低于3％ ，而Y量分別為
1％和3％的合金在室溫下伸長(zhǎng)率高于5％。
總之，含Y鎂合金良好的室溫力學(xué)性能，能滿足
某些室溫性能要求較高零件的使用，為這種合金的商
業(yè)化應(yīng)用開辟了道路。
3 釔對(duì)鎂合金高溫強(qiáng)度和蠕變性的影響
對(duì)Mg一3．46％Y一3．22％Nd一0．47％Zr合金加工工藝的
研究表明 ，在擠壓過程中坯料內(nèi)部組織發(fā)生完全動(dòng)
態(tài)再結(jié)晶，鑄態(tài)時(shí)大塊析出相被破碎成小顆粒，沿再
結(jié)晶晶界彌散分布，抑制再結(jié)晶過程中晶粒過分長(zhǎng)大。
經(jīng)T6熱處理后，室溫和250℃下屈服和抗拉強(qiáng)度均達(dá)
最高值，但室溫伸長(zhǎng)率僅4．5％，拉伸試樣斷口由大量
脆斷平臺(tái)組成，表現(xiàn)為斷裂。鑄態(tài)合金內(nèi)部沿晶界不
連續(xù)分布的析出相主要由Mg~4Y 和Mg 2Nd組成，在變
形加工過程中被破碎成小顆粒。這些小顆粒對(duì)基體彌
散強(qiáng)化作用是合金力學(xué)性能提高的主要原因之一。T6
熱處理人工時(shí)效過程中，部分固溶于基體的Y和Nd以細(xì)
小新相析出。時(shí)效析出相是導(dǎo)致合金在室溫和250℃下
屈服和抗拉強(qiáng)度提高的主要原因。
在ZA52系合金中／3nY時(shí)，Y優(yōu)先與A1形成Al'Y和
Al。 Y，二元相。高溫下Al2Y較A1 ，Y 穩(wěn)定，當(dāng)溫度超過
150℃時(shí)，Al 。Y 按Al2Y+Al—Al。 Y3的逆方向發(fā)生分解，
其中的分解產(chǎn)物為A12Y。經(jīng)175℃ ，50 MPa蠕變120 h
后，ZA52合金鑄態(tài)顯微組織中晶界已發(fā)生明顯位移
(圖2a)，同時(shí)離異共晶相Mg Zn∞變?yōu)锳1Mg Zn。而由
于Y存在，ZA52Y2合金鑄態(tài)蠕變組織相對(duì)穩(wěn)定，離異
共晶相成分保持不變，晶界樹枝狀相在蠕變過程中轉(zhuǎn)
變?yōu)榘魻?，但仍可有效阻礙晶界遷移(見圖2b)，從而
使合金有較好高溫抗蠕變性能l 2 4I。
在Mg一0．8Zr．0_35Zn基合金中alY后發(fā)現(xiàn)圜，隨Y量
增加，250℃下抗拉強(qiáng)度增大，伸長(zhǎng)率及斷面收縮率降
低；高溫拉伸斷口SEM圖像顯示脆性斷裂趨勢(shì)增大，斷
裂由延性向解理方式發(fā)展。細(xì)小網(wǎng)狀組織Mg24Y 熱穩(wěn)定
性好，分布于合金中起彌散強(qiáng)化作用。含Y鎂合金這種
-
一
鱉
(a)ZA52 (b)ZA52Y2
圖2 ZA52和ZA52Y2合金蠕變組織(175℃ ，50 MPa，120 h)
Fig．2CreepmicrostructureofZA52 andZA52Y2 (175℃ ，50MPa，120h)
優(yōu)異高溫性能，能滿足某些高溫條件下使用要求，因此
人們可從這種合金系人手去開發(fā)新的高強(qiáng)耐熱鎂合金。
4 釔對(duì)鎂合金耐腐蝕性的影響
AZ91合金雖有良好室溫力學(xué)性能和優(yōu)異鑄造性，
但耐蝕性較差，易發(fā)生接觸腐蝕，并有應(yīng)力開裂現(xiàn)象。
在AZ91合金中加Y后，形成塊狀A(yù)l2Y化合物，加Y可明
顯減緩鎂合金在NaC1溶液中腐蝕，這是因?yàn)閅改變鎂合
金內(nèi)部結(jié)構(gòu)，有效抑制鎂溶解和陰極析氫過程，從而改
善鎂合金耐蝕性，含量為1．52％Y合金耐腐蝕性最好[26-271。
對(duì)壓鑄AZ91鎂合金耐蝕性研究表明【281，在相同濃度及相
同溫度NaC1腐蝕介質(zhì)，壓鑄AZ91+I％Y合金腐蝕速率明
顯低于AZ91合金。XPS分析結(jié)果表明，AZ91+I％Y合金
腐蝕試樣中存在Y氧化物，可起到鈍化保護(hù)膜作用，
從而提高鎂合金耐腐蝕性。在ZM5合金中加Y研究表
明 ，加Y后，合金耐蝕性提高。在Mg．A1合金中，Al
和Y電負(fù)性分別為1．5和1．2，相差0．3，而Y與Mg電負(fù)性
都是1．2差值為0，因此A1．Y~LMg．Y更易結(jié)合；另一方
面，A1 2Y或A13Y相不像Mg。7Al 那樣為立方結(jié)構(gòu)，與
HCP鎂基質(zhì)不同，它們之間有很好共格關(guān)系，故合金
抗腐蝕性會(huì)提高。同時(shí)，稀土合金在溶解過程中有去
氧除氫作用。由此顯現(xiàn)出Y對(duì)鎂合金耐蝕性的貢獻(xiàn)，
為今后合理選擇含Y耐蝕鎂合金提供依據(jù)。
5 釔對(duì)鎂合金的阻燃作用
半個(gè)世紀(jì)以來，關(guān)于阻燃鎂合金理論研究仍十分薄
弱，大多停留在對(duì)含鈣、含鈹、含鋅和某些稀土阻燃鎂
合金的研究，對(duì)于含Y阻燃鎂合金的研究甚少。攀建鋒
等p研通過在鎂中加Y和Ce獲得具有良好阻燃效果的
Mg．Y—Ce合金，該合金在1 173 K高溫下暴露于大氣中
0．5 h而不燃燒。掃描電鏡和x射線衍射分析表明，合金
表面生成有雙層結(jié)構(gòu)的復(fù)雜氧化膜：其中外層主要由
Y20 和MgO組成，內(nèi)層則由大量金屬鎂和極少量Y：0 ，
MgO組成。外層Y：O +MgO氧化膜均勻而又致密，有保
護(hù)作用。高溫氧化動(dòng)力學(xué)研究顯示，該合金在673 K和
773 K時(shí)氧化符合拋物線．直線規(guī)律，而在873 K下則遵
循四方規(guī)律。該研究小組為尋求Mg—Y．Ca阻燃鎂合金的
強(qiáng)化方法，研究Y和Ca對(duì)Mg．4％Zn合金微觀組織和力學(xué)
性能的影響，結(jié)果表明【3l_，隨Ca在Mg．4％Zn—Ca合金中
含量增加，該合金抗拉強(qiáng)度呈先快速增加后緩慢降低的
趨勢(shì)；隨Y量增加，凝固組織逐漸?；?，晶粒尺寸變
小，相應(yīng)地，其抗拉強(qiáng)度呈上升趨勢(shì)。在綜合考慮阻燃
能力和力學(xué)性能基礎(chǔ)上，按照致密氧化膜形成條件，選
定Mg．4％Zn一3．5％Y一0．8％Ca作為新型阻燃鎂合金的初步
成分。他們還對(duì)Mg一3．5Y．0．8Ca阻燃鎂合金的高溫氧化
特性進(jìn)行研究，結(jié)果表明同時(shí)添加Y、ca能達(dá)到較好阻
燃效果 。這說明Y可作為阻燃元素，在熔煉過程中發(fā)
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鑄造 王其龍等：釔合金化在鎂合金中的應(yīng)用 ·877·
揮積極作用，從而為新型阻燃鎂合金開發(fā)提供思路。
6 結(jié)束語
釔是鎂合金中一種重要稀土合金元素，釔不僅可
細(xì)化鎂合金組織、改善鎂合金鑄造性能、提高室溫高
溫力學(xué)性能與蠕變性能，還能提高合金耐蝕性。當(dāng)前，
十分重視Y在高強(qiáng)耐熱鎂合金中的應(yīng)用研究。研究表
明，Y在鎂基體中的固溶度隨溫度升高增大，因此可
從固溶強(qiáng)化與時(shí)效析出強(qiáng)化人手，來提高合金室溫與
高溫力學(xué)性能。上海交通大學(xué)在國家973計(jì)劃與國家十
一五科技支撐計(jì)劃的資助下， 開展了高強(qiáng)耐熱
Mg—Gd．Y鎂合金研究，熱處理優(yōu)化后的合金最高抗拉
強(qiáng)度可達(dá)370 Ik,~Pa，但有關(guān)Y的強(qiáng)韌化機(jī)理有待深入研
究。此外，有關(guān)Y對(duì)該合金耐蝕行為的影響有待進(jìn)一
步探討。由于Y價(jià)格較貴，且過多的Y量會(huì)降低合金塑
韌性，這不但惡化合金性能且使生產(chǎn)成本大大提高，
因此開發(fā)低含Y量的高強(qiáng)耐熱鎂合金有望成為今后研
究的方向。另外，當(dāng)前有關(guān)含Y高強(qiáng)耐熱Mg—Gd．Y合金
研究大多是在冷卻速度較快的金屬型條件下進(jìn)行的，
有關(guān)冷速較慢的砂型鑄造條件下的研究較少。作者前
期研究發(fā)現(xiàn)，該合金對(duì)冷卻速度較敏感，冷卻速度對(duì)
合金組織與性能影響較大，故今后應(yīng)大力開展砂型慢
冷條件下合金組織、性能與熱處理工藝的研究，以便
采用砂型鑄造方法來成形大型復(fù)雜零部件。
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(編輯：田世江，tsj@foundryworld．com)

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