穩恒磁場對Mg-Y-Zn 合金組織和耐腐蝕性能的影響

張帥杰， 張 磊

（南昌航空大學 航空制造工程學院，南昌 330063）

引 言

因具有輕質、比強度和比剛度高、導熱導電性好、易于機械加工和容易回收利用等優點，鎂合金已經成為汽車、電子通信、航空航天等工業領域的重要結構材料。但是鎂合金仍然存在絕對強度較低和抗腐蝕性能較差等問題，這阻礙鎂合金的大規模應用。近幾十年，一種長周期堆垛有序（LPSO）結構增強鎂合金因其優異的強度、塑性，良好的耐熱性，受到了國內外研究學者的特別關注[1-5]。但是由于多相鎂合金中大量第二相的存在，造成其耐腐蝕性能較差[6-8]。

近年來，利用電磁場處理技術來改善合金凝固組織及性能得到了快速發展，并取得了許多有價值的研究成果[9-10]。穩恒磁場處理技術因具有無污染、無接觸、設備簡單和效果顯著等優點[11-13]，受到了人們的特別關注。早在1989 年，朱耀明[12]就研究發現在LY12 鋁合金凝固過程中施加穩恒磁場處理能夠顯著影響合金凝固組織中第二相的形態。本課題組將穩恒磁場作用于準晶增強Mg-Zn-Y 合金的凝固過程，發現隨著磁場強度的增加，合金中準晶相的形貌逐漸由粗大的骨骼狀轉變為不連續網狀，其分布也變得更為均勻。合金的力學性能隨著磁場強度的增加而逐漸提高[13]。雖然有關穩恒磁場對合金凝固組織及力學性能影響的研究開展的較為廣泛，但對合金耐腐蝕性能的研究工作還鮮有報道。因此，本文將穩恒磁場作用于Mg95.5Y3Zn1.5（原子分數，下同）合金的凝固過程，主要研究磁場強度對合金凝固組織和耐腐蝕性能的影響。

1 試驗方法

試驗材料為商用鎂錠（純度為99.9%）、純鋅粒（純度為99.9%）和Mg-30Y 中間合金。采用低碳鋼坩堝，在SG2-5-12 型井式坩堝電阻爐內熔煉母合金，待合金全部熔清后，用石墨棒攪拌使其均勻后靜置15 min，然后扒渣，并降溫至720 ℃。

磁場凝固試驗在自制的穩恒磁場發生裝置中進行，具體設備參數可以參考文獻[13]。將金屬液澆注到已預熱到450 ℃的不銹鋼鑄型（?48 mm ×60 mm）內，迅速施加不同磁場強度（0，0.3，0.6 和0.9 T）的穩恒磁場處理直至熔體完全凝固。為防止鎂合金的氧化燃燒，熔煉、澆注和磁場處理試驗均在混合氣體（CO2+ SF6，體積比100 : 1）的保護下進行。

利用標準金相試樣制備程序獲得金相試樣后，用3%的硝酸酒精溶液腐蝕5～10 s。采用Neophot-2型金相顯微鏡觀察合金的顯微組織形貌。使用金相顯微鏡自帶的分析軟件統計平均晶粒尺寸和第二相體積分數。利用D8 ADVANCE 型X 射線衍射儀分析合金的結晶取向。采用SU1510 型掃描電子顯微鏡對合金的凝固組織和腐蝕表面進行觀察。采用腐蝕浸泡試驗測定合金的腐蝕速率。腐蝕介質采用3.5%NaCl 溶液。腐蝕浸泡16 h 后取出，使用鉻酸溶液去除腐蝕產物。使用電子分析天平稱量浸泡前后試樣的重量，以計算重量損失。每組合金取3 個平行試樣，實驗數據取平均值。

2 試驗結果與分析

圖1 為未經穩恒磁場處理時Mg95.5Y3Zn1.5合金的SEM 照片。由圖1 可見，合金中除了晶間的灰色塊狀第二相外（圖中A 所示），還存在少量白色顆粒狀（圖中B 所示）和針片狀淺灰色第二相（圖中C 所示）。分別對三種形貌的第二相進行EDS 分析，結果如表1 所示。A 處灰色塊狀第二相中Mg、Y、Zn 元素的原子比接近12∶1∶1，這與KAWAMURA[6]和LUO 等[2]在Mg-Y-Zn 合金中觀察到的18R 型LPSO 結構相的成分非常接近，因此可以判斷該處第二相為18R 型長周期結構Mg12Y1Zn1相。B 處白色顆粒狀第二相中Mg、Y 元素的原子比接近1∶1，可以判斷其為MgY相。C 處針片狀第二相中Mg、Zn、Y 元素的原子比接近3∶3∶2，因此推斷該處第二相為W 相（Mg3Zn3Y2）。

表1 合金中第二相的能譜分析結果(原子分數 /%)

圖2 為不同磁場強度下獲得的Mg95.5Y3Zn1.5合金中初生α-Mg 相形貌。由圖可見，磁場處理前后，合金中的初生α-Mg 相均呈現典型的樹枝晶狀。未施加磁場處理時，合金中初生α-Mg 相非常粗大，經統計，此時其平均晶粒尺寸達到了1.58 mm。施加磁場處理后，初生α-Mg 相的尺寸要顯著小于未處理合金。隨著磁場強度的增加，初生α-Mg 相的晶粒尺寸呈先減小后增加的趨勢。當磁場強度為0.6 T 時，初生α-Mg 相的平均晶粒尺寸最小為736 μm，相比未處理合金降低了53.4%。

圖2 磁場強度對Mg95.5Y3Zn1.5 合金中初生α-Mg 相的影響

在金屬熔體凝固過程中施加穩恒磁場處理，穩恒磁場能夠削弱溶質在固/液界面前沿的擴散能力[14]。當初生α-Mg 枝晶長大時，隨著凝固過程的進行，固/液界面不斷推進，界面前沿中固相排出的溶質含量降低，這使得該處的成分過冷區顯著減小，甚至消失。再者，由于固/液界面前沿中固相排出的溶質含量降低，使得更多的溶質元素固溶在晶粒內部，而殘留在液相中的溶質含量顯著減少，這有利于后續形核的晶粒有機會進一步長大，進而有效抑制先形核晶粒的長大，同時也導致晶間第二相的含量降低。同時，穩恒磁場還會對金屬熔體產生磁流體動力學效應，其能夠抑制自然對流，減弱金屬熔體內結構和能量起伏，降低形核率，導致合金晶粒粗化[13]。在0.3～0.9 T 范圍內，磁場對溶質擴散的抑制作用均處于主導地位，因此經磁場處理合金的晶粒尺寸均要顯著小于未處理合金。當磁場強度達到0.6 T 時，在穩恒磁場各種效應的綜合作用下，合金的晶粒尺寸最為細小。而超過0.6 T 后，隨著磁場強度的增加，磁流體動力學效應逐漸增強，因此合金晶粒又開始有所粗化。

圖3 為不同磁場強度下獲得的Mg95.5Y3Zn1.5合金中第二相形貌。從圖3 可見，磁場處理前后，合金中的晶間第二相均呈連續網狀分布。未施加磁場處理時，合金中的第二相局部可以觀察到明顯的團聚現象；施加磁場處理后，第二相的分布變得更加均勻。同時還可以看出，隨著磁場強度的增加，合金中第二相的含量也逐漸降低。經統計，當磁場強度達到0.9 T 時，第二相的體積分數減小到28.5%，相比未處理合金（38.7%）降低了26.4%。

圖3 磁場強度對Mg95.5Y3Zn1.5 合金中第二相的影響

表2 為不同磁場強度下獲得的Mg95.5Y3Zn1.5合金在3.5%NaCl 溶液中浸泡16 h 后的腐蝕質量損失速率。由表2 可見，腐蝕浸泡16 h 后，未處理合金的腐蝕質量損失速率較大，為48.7 mg?cm?2?d?1。隨著磁場強度的增加，合金的腐蝕質量損失速率逐漸降低。當磁場強度為0.9 T 時，合金的腐蝕質量損失速率降低到23.3 mg?cm?2?d?1，相比未處理合金降低了52.2%。對比四種試樣的腐蝕質量損失速率還可以發現，經0.9 T 穩恒磁場處理后合金的耐腐蝕性能要顯著好于其他3 種合金。

表2 Mg95.5Y3Zn1.5 合金在3.5%NaCl 溶液中浸泡16 h 后的腐蝕質量損失速率

圖4 為不同磁場強度下獲得的Mg95.5Y3Zn1.5合金在3.5%NaCl 溶液中浸泡8 h 后去除腐蝕產物后的腐蝕表面形貌。由圖4 可見，腐蝕浸泡8 h后，未處理合金腐蝕非常嚴重，腐蝕表面已經形成了許多大而深的腐蝕坑，這是因為長時間腐蝕后，塊狀的α-Mg 基體腐蝕脫落導致的。隨著磁場強度的增加，合金腐蝕表面腐蝕坑的深度逐漸變淺，且其面積也逐漸變小，表明Mg95.5Y3Zn1.5合金的耐腐蝕性能逐漸提高。對比四種合金的腐蝕表面形貌還可以發現，經0.9 T 穩恒磁場處理后合金的腐蝕坑深度要顯著淺于其他3 種合金，表明其具有更好的耐腐蝕性能。T 穩恒磁場處理后合金形成了較強的{0002}基面織構也是其耐腐蝕性能要顯著好于其他3 種合金的主要原因。

圖4 Mg95.5Y3Zn1.5 合金腐蝕浸泡8 h 后去除腐蝕產物的表面形貌

圖5 不同磁場強度下Mg95.5Y3Zn1.5 合金的XRD 圖譜

3 結 論

1）穩恒磁場處理能夠顯著細化Mg95.5Y3Zn1.5合金的凝固組織。隨著磁場強度的增加，初生α-Mg相的晶粒尺寸呈先減小后增加的趨勢。18R-LPSO相的分布變得更為均勻，其體積分數也顯著降低。

2）穩恒磁場處理能夠顯著提高合金的耐腐蝕性能。隨著磁場強度的增加，合金在3.5%NaCl 溶液中的腐蝕質量損失速率逐漸降低，表明合金的耐腐蝕性能逐漸增加。

3）經0.9 T 穩恒磁場處理后合金的耐腐蝕性明顯提高，主要歸因為LPSO 相體積分數的降低和形成了較強的{0002}基面織構。