高压压铸对Mg-5Al-0.4Mn-xRE（x = 1,3和5wt％）实验合金的结构和性能的影响

高压压铸对Mg-5Al-0.4Mn-xRE（x = 1,3和5wt）实验合金的结构和性能的影响摘 要对于高压压铸AME501，AME503和AME505实验合金的微观结构和力学性能研究早已被提出。 所研究的材料基于具有1,3和5质量比富铈稀土金属的AM50商业镁合金制造。 合金微结构的分析通过光学显微镜，XRD和扫描电子显微镜进行。 实验合金主要由a-Mg，Al11RE3和Al10RE2Mn7金属间相组成。此外，由于非平衡凝固条件，揭示了少量的+离散共晶和Al 2RE金属间相消失。 所得结果也显示了稀土元素对拉伸性能的显著影响。 改善的合金性能以及稀土元素质量分数的增加是由于Al11RE3相体积分数的增加和对合金显微组织中+共晶体积分数的抑制。1 简介镁合金是具有独特的性能组合的轻金属结构材料，其在诸如汽车，航空航天和电子工业的应用中是非常有吸引力的1-5。另一方面，高压压铸（HPDC）工艺相对于其它金属铸造技术具有优势，特别是当生产具有高产量和高尺寸精度的复杂形状的薄壁铸造元件时更是必不可少的。高压压铸镁组件越来越多地被使用，因为它们具有优异的铸造性和镁合金提供的优越性能（如优异的流动特性）。镁和铝合金的压铸技术基本相似，但是，存在重要的差别，如熔融合金的处理。镁的熔化需要使用硫，氩或其它的保护气氛。此外，镁和铝压铸件也具有不同的化学和物理性能，这需要改变注射参数和模具设计。镁相对于较低密度的铝更加活泼，并且对于相同的金属压力，会产生较高的流速。 因此，用镁填充给定模具比用铝填充给定模具需要更短的时间6-12。 然而，对于具有大流动距离的薄壁产品，由于低热含量，所需的模具填充时间对于镁而言将非常短。因此，冷室和热室压铸机都广泛用于镁合金高压压铸12-15。 在不同的镁合金中，来自Mg-Al体系（如AM或AZ系列）的那些使用和开发最广泛，主要是因为它们的低价格，良好的铸造性能和铝对合金性能的有利影响2-4。另一方面，Mg-Al型合金由于在显微组织中存在相而在高温下（特别是蠕变特性）机械性能存在不足，这有助于晶粒边界滑动变形。 在Mg-Al型合金中，相是具有Mg17Al12（在43.95重量比Al）和a-Mn型立方晶胞3-5的化学计量组成的金属间化合物。 相是在完全或部分离散的+共晶（其中是镁固体溶液）形式是由Mg-Al型合金的不均匀固化产生的，这取决于Al质量分数和合金固化速率 3。 改善这些合金的性质的方法之一是通过形成不同的热稳定金属间相来抑制相。 从不同的镁合金系统出现后，Mg-Al-RE合金（稀土元素）已经有了长足的发展16-33。 尽管有许多实验描述了基于单一稀土元素（Ce，La，Nd等）的不同合金的显微组织和性能，然而，使用稀土金属形式的RE元素是最经济的24,34-40。通常，RE元素通过形成Al-RE型金属间化合物（主要是Al11RE3和Al2RE）来抑制相。特别是Al11RE3相对合金性能具有有利的影响。有两种来自Mg-Al-RE系统的主要商业合金，即AE42和AE44合金14,30,31。另一方面，不同的HPDC Mg-Al-RE合金的微观结构和性能最近已被深入研究34-40。 Mg-Al-La合金的显微组织由Zhang等人描述35。而Mg-Al-Ce合金的分析在工程也被描述22,33,38。在工作中还研究了含有Ce和La添加物的合金39。还研究了Nd 24,32,34，Pr 40和Sm 16对不同Mg-Al-RE型合金的显微组织和性能的影响。Zhang等人报道了HPDC Mg-4Al-xCe / La-0.3Mn合金中Al11（Ce，La）3相的行为37。 Zheng et al 32观察到Mg-4Al-4Nd-0.5Zn-0.3Mn合金的显微组织中的Al11Nd3和Al2Nd相。 在HPDC Mg-AlLa44和Mg-AlCe44合金中Al-RE型相的不同热稳定性取决于它们的化学组成（即稀土元素的种类，例如Al11La3，Al11Ce3，Al11Pr3或Al11Nd3）。由于Mg-Al-RE系统中许多可能的合金设计，仍然需要详细的退火。在当前的工作中，预加入RE对Mg-Al合金微观结构的机械性能的影响已经被呈现。具有不同RE / Al比等于0.2,0.6和1的实验Mg-Al-RE型合金的高压压铸是基于商业AM50合金。2 实验过程在本研究中使用化学组成为拥有5重量比Al，0.4重量比Mn的商业铸态AM50镁合金作为初始材料。 选择以富铈稀土金属混合物形式的稀土元素作为添加。根据验证，所使用的混合稀土的组成为：54.8重量比的Ce，23.8重量比的La，16重量比的Nd，5.4重量比的Pr，0.16重量比的Fe和0.19重量比的Mg。 通过将RE元素加入熔融AM50合金中的铸造方法制备质量比分别为1,3和5的稀土元素的三种实验性合金AME501，AME503和AME505（即，分别具有RE / Al比等于0.2,0.6和1）。 这种合金铸造使用380-型常规型冷室高压压铸机， 使用用于铸造实验样品的模具。图1展示了所获得的试样尺寸的实验铸件（a）的宏观图（b）。合金的铸造温度在933-963K的范围内，模具温度是恒定的，而其他铸造参数（例如在特定阶段的柱塞速度，强度压力等）是通过实验选择的。 此外，使用SO2在干燥空气中的混合物作为保护气体。对于每种合金，进行至少20次观测。通过湿分析验证制造的合金的化学组成。用于微结构研究的样品通过标准金相程序制备，包括湿预抛光和用不与水接触的不同金刚石浆料抛光。为了揭示微结构，将样品在1HNO3的C2H5OH溶液中蚀刻约60s。用Olympus GX51光学显微镜观察微观结构。通过X射线衍射（XRD）使用Brucker D8 Advance衍射仪分析所研究的合金的相组成。并且CuKX射线辐射也被使用。根据ICDD PDF-4标准41确定了特定相的反射。还使用Phenom PRoX扫描电子显微镜。实验合金的机械性能试验是依据ASTM标准在Zwick / Roell Z100机器上在室温下以0.02mm / s的应变速率进行。所进行的试验包括在单轴拉伸试验中极限抗拉强度（UTS），屈服强度（TYS）（在图1中呈现的样品）的实验测定。3 结果与讨论 通过冷室高压压铸（图1）得到的实验性合金没有可见的铸造缺陷（例如模腔的不完全填充，冷流或冷切，热裂纹，变形或断裂等）以及满意的表面质量。图2-4分别显示了高压压铸AME501，AME503和AME505合金的微观结构图像。合金的微观结构是典型的晶粒尺寸分布的HPDC镁合金结构。所有合金的特征是合金元素有非常强的偏析现象，这也是典型的HPDC镁合金。非平衡凝固条件造成合金元素在合金显微组织中的不均匀分布。在固化期间，从液体中产生贫化合金元素（与平衡系统相比）的-Mg固溶体的大晶体，并将合金元素推入剩余的液体体积中。因此，初级-Mg晶体被金属间相混合物包围。从图2和图4所示的微观结构的比较可以看出，a-Mg大晶体的体积分数的差异是清楚可见的。随着合金中RE重量分数的增加，a-Mg大晶体的尺寸显著减小。由于非均匀凝固条件，合金元素中剩余液体体积的富集导致金属间相的产生。在Mg-Al-RE型合金中，铝和稀土元素在形成Al-RE型金属间相的第一时间被消耗，特别是Al 11 RE3和Al2RE相。这些相也在商业合金AE42和AE44 30,21和不同的实验型Mg-Al-RE合金16-33的微观结构中观察到。另一方面，存在于初始AM50合金中的锰也导致形成Al10Ce2Mn7三元金属间相。该相也在所研究的类似合金的显微组织中观察到16-31。由于在合金的化学组成中锰的低重量百分比，在有限的体积分数下产生Al10Ce2Mn7相。在具有低RE / Al比的合金中，保留在液体中的铝导致在固化的最后阶段形成+共晶。在所有铸造的商业Mg-Al合金中也观察到+共晶（完全或部分离解，取决于Al质量分数和合金凝固速率）。所有实验合金的X射线衍射显微照片如图1所示。它证实了合金主要由a-Mg，Al11RE3相和Al10RE2Mn7金属间相组成。 Al11RE3相是基于Al11Ce3相（Immm空间群，a = 0.4389nm，b = 1.0072nm，c=1.3011 nm ）的，而Al10RE2Mn7金属间化合物基于Al10Ce2Mn7相（a=b=0.9040，c = 1.3170 nm）。 对于AME501实验合金获得的X射线图也揭示了来自相的反射的存在。 应当注意，在镁含量为5重量比的合金中，来自的反射非常弱。 在AME503和AME505合金的显微组织中，该相低于XRD检测极限。另一方面，AME503和AME505实验合金的X射线分析也显示存在Al 2 RE金属间化合物（基于Al2 Ce相; Fd-3m空间群，a = b = c = 0.8015nm 41）。 在AME501合金的显微组织中，Al2RE相低于XRD检测限。 因为Al2 RE金属间化合物的产生需要比形成Al11RE3相更高的RE / Al比，所以尤其是具有大量稀土元素的合金的显微组织中存在着显著体积分数的Al2RE相。通过SEM技术也观察到所研究的高压铸造合金的微观结构的细节。图6-8显示出了AME501，AME503和AME505合金的微结构的SEM图像。 AME501合金的微观结构（图2和图6）的特征在于具有典型的针状形态的小体积分数的Al11RE3相，这通过该结构组分的弱反射在X射线衍射图中可见来证实。）。由于该合金的RE / Al比值等于0.2，稀土元素被消耗以形成Al11RE3相，但是液体中剩余的铝部分导致形成+共晶。合金的化学组成中RE / Al比的增加引起结构组分的相互比例的变化。 Al 11 RE 3相的体积分数随着合金中RE / Al比的增加而增加，这通过比较图1和图2中所示的微观结构来得到的。还应当注意，通过图6中呈现的X射线衍射图的比较，图5显示出了随着合金中RE / Al比的增加， Al 11 RE 3相的反射强度增加。另一方面，XRD分析显示在AME503和AME505合金的显微组织中存在Al 2 RE相。该相产生的反射的强度也随着合金中RE / Al比的增加而增加。因为铝在产生Al-RE型相的第一时间中消耗，所以+共晶的体积分数随着稀土元素体积分数的增加而急剧下降。所提出的结果在类似于在金属模具中重力铸造的相同合金中得到，并在前面的工作42中做了详细描述。图9和10给出了在所有制造合金的单轴拉伸试验中获得的极限抗拉强度（UTS）和屈服强度（YS）。 如所揭示的，随着所研究合金中稀土元素的质量分数的增加，两种拉伸性能都明显增加。 对于所研究的材料，在室温下，AME501合金的极限拉伸强度和拉伸强度分别为224和132MPa，而对于AME505合金，最高的UTS为248MPa，YS为145。 机械性能的增加与Al11RE3相的量有关。 具有板状形态的Al11RE3相阻挡位错移动并且阻碍裂纹的形成和初期生长。 此外，Al11RE3相位于-Mg固溶体边界。上，对位错移动产生了有效的障碍。另一方面，随着稀土元素的质量分数在合金的化学组成中的增加和Al11RE3相的形成导致a-Mg相尺寸的减小，这也可以影响合金的机械性能。根据众所众知的Hall-Petch关系，a-Mg固溶体的较小晶体占据了体积中边界的较大部分，从而改善抗拉强度。相同的合金在金属模具中铸造并在先前的研究中描述的相同合金中也揭示了相组成（和Al11RE3相的量）对机械性能的独特影响43。然而，应当注意，重力铸造合金的值基本上较低。通过比较，对于重力铸造AME505合金，UTS为153MPa，YS仅为80MPa。在HPDC工艺期间结构的强烈细化对合金机械性能具有明确的影响。在本研究中获得的结果如图9和10所示。通过对各种HPDC Mg-Al-RE型合金报道的不同文献数据进行比较。实验所研究的AME501，AME503和AME505合金获得的值与对于多种类比合金报道的值相当。由于各种类型的HPDC机器的影响例如铸造孔隙率水平的铸造参数，对于HPDC商业镁合金，UTS或YS值中的50MPa数量级的差异也是典型的。应当注意，冷室和热室压铸工艺在铸造压力方面有很大不同。冷室压铸机的静态压铸压力通常在30-70MPa（4400-10000psi）的范围内。在热室工艺中，静态金属压力通常低于冷室机器，通常在20-30MPa（2900-4400psi）6-15的范围内。此外，不同的铸造机尺寸决定了不同的铸造工艺参数，例如，在特定阶段的柱塞速度等。这些变量影响不同的合金凝固状态，这导致结构组成尺寸和孔隙度水平不同。特别是HPDC元件的孔隙率（气体和收缩率）可能导致其敏感的机械性能的显著变化。 Lee et al。 14研究了AE44合金，并得出结论，分数路径优先通过高度局部的气体团簇和收缩孔的区域。由于可变的孔隙率水平，对于使用相同的过程参数的HPDC AE44合金铸件，它们获得在238和256MPa之间的UTS值。所获得的结果和文献数据的比较展现了Mg-Al-RE型合金显微组织中的RE / Al比和它们的拉伸性能之间的显著关系。 虽然，可以预期HPDC工艺参数的变化可