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user: 3. 实验结果与分析 3.1. 显微组织及分析 图1为不同Zn含量的Mg-Zn-Al合金的XRD图谱。可看出，Mg-xZn-5Al合金中除了α-Mg相外，主要化合物相为τ-Mg 32 (Al， Zn) 49 和ɛ-MgZn。由于合金成分的变化和τ相中Al和Zn的原子比有多种可能性，因此τ相的构成也发生变化，导致其峰值会偏移。这四种成分的Mg-Zn-Al合金均含有τ-Mg 32 (Al，Zn) 49 相，当合金中Zn含量较高时，ɛ-MgZn相的峰值较明显。综合XRD图谱的情况可得到几种相组成，分别为：ZA55、ZA85合金α-Mg + τ-Mg 32 (Al， Zn) 49 ，ZA115、ZA145合金α-Mg + τ-Mg 32 (Al， Zn) 49 + ɛ-MgZn。 图2为Mg-xZn-5Al合金的铸态显微组织，合金的铸态组织由灰白色α-Mg和黑色第二相所组成，大部分第二相均匀分布在晶界处，少量的以颗粒状或块状分布在晶界和枝晶间，具有典型的铸态组织特征。随着合金中Zn含量的增加，合金中的化合物相逐渐增多，形态也越来越粗大；组织中第二相分布也更均匀，形成空间网状结构，几乎将晶粒完全分割。结合XRD图谱分析可得，图2(a)和图2(b)中化合物相主要是τ-Mg 32 (Al，Zn) 49 相，图2(a)显示的共晶相数量较少，晶粒内部弥散颗粒较多；图2(b)合金组织中第二相略微增多；与图2(a)和图2(b)相比，图2(c)中合金组织初生相尺寸较小，晶粒进一步细化，共晶相ɛ-MgZn数量大幅增加，且由断续状转变为连续网状分布；图2(d)ɛ-MgZn含量进一步增多，枝晶结构也变得粗糙，晶界更厚实。 基于Mg-Zn-Al三元相图 [ 8 ] ，并结合杨明波等 [ 9 ] 的研究结果分析可推断，ZA55合金在360℃附近，理论上将会发生L→α-Mg + Mg 32 (Al， Zn) 49 + Mg 17 Al 12 三元共晶反应，但是在XRD图谱中并没有发现Mg 17 Al 12 相的存在，出现这种情况的原因可能在于Mg 17 Al 12 相的体积分数较低，衍射峰强度较低，无法有效检测到；ZA85合金在343℃附近，首先会发生L 1 →α-Mg + Al 2 Mg 5 Zn 2 二元共晶反应，然后发生L 2 + Al 2 Mg 5 Zn 2 →α-Mg + Mg 32 (Al， Zn) 49 准包晶反应和L 3 →α-Mg + Mg 32 (Al， Zn) 49 共晶反应。如果Al 2 Mg 5 Zn 2 数量较少，在三元准包晶反应中被消耗完，在XRD图谱中并不能检测到Al 2 Mg 5 Zn 2 相，而只有Mg 32 (Al，Zn) 49 相。ZA115和ZA145合金在330℃附近时，直接发生L→α-Mg + Mg 32 (Al，Zn) 49 + MgZn三元共晶反应。凝固初期，除了形成Mg 32 (Al，Zn) 49 相，多余的Zn元素由于在Mg中的固溶度较低，会向液体中扩散，从而形成MgZn相，在初生α-Mg树枝晶前沿聚集，形成成分过冷，抑制了初生α-Mg颗粒的长大，结晶温度区间较大，且流动性差，溶质元素较易聚集，导致出现局部的成分偏析，形成了粗大的MgZn共晶相。由此可见，Zn、Al元素的含量以及Zn/Al质量比，对Mg-Zn-Al系镁合金第二相的数量、分布和类型都有着很大的影响。 图1. 不同Zn含量的Mg-Zn-Al合金的XRD图谱。(a) Mg-5Zn-5Al；(b) Mg-8Zn-5Al；(c) Mg-11Zn-5Al；(d) Mg-14Zn-5Al 图2. Mg-xZn-5Al合金的显微组织。(a) Mg-5Zn-5Al；(b) Mg-8Zn-5Al；(c) Mg-11Zn-5Al；(d) Mg-14Zn-5Al 为了进一步观察共晶组织的形貌特点，分别对试验合金进行了SEM分析(如图3)。试验合金铸态组织中的第二相大多呈半连续网状，少数呈颗粒状或块状。EDS 分析结果表明：Zn与Al质量比小于2的实验合金中的骨骼状、颗粒状和块状第二相基本为Mg 32 (Al， Zn) 49 相，但还有极少量其他第二相(图3(a)和图3(b))；而Zn与Al质量比大于2的实验合金中的骨骼状第二相为MgZn相、少部分骨骼状、颗粒状和块状第二相为Mg 32 (Al， Zn) 49 相(图4(c)和图4(d))。观察这些共晶相的形貌可知，共晶相主要沉积于α-Mg晶界上，呈白色并具有黑色轮廓，这是典型的离异共晶组织。这是由于α-Mg是密排六方的晶体结构，导致合金元素较难溶入基体中，容易发生非平衡凝固而形成离异共晶体组织。 图4为图3(a)中区域A显微组织的EDS分析结果，Mg 32 (Al， Zn) 49 主要以颗粒状或块状分布于晶粒内部和晶界上(Spectrum 1)。尽管XRD分析没有在ZA55合金中检测到φ-Al 2 Mg 5 Zn 2 相的存在，但EDS结果却发现在该合金中某些区域存在少量φ-Al 2 Mg 5 Zn 2 相(Spectrum 2)。除此外还有极少量的Mg 51 Zn 20 相(Spectrum 3)，高锌低铝镁合金的共晶组织中是否存在ɛ-MgZn相取决于铸锭的冷却速率。对于 图3. Mg-xZn-5Al合金的电子显微组织照片。(a) Mg-5Zn-5Al；(b) Mg-8Zn-5Al；(c) Mg-11Zn-5Al；(d) Mg-14Zn-5Al 图4. Mg-5Zn-5Al合金的扫描电镜照片区域A及能谱分析结果 冷却速率较高的金属型铸造和压铸而言，合金中的共晶化合物往往以Mg 51 Zn 20 相存在；冷却速率较低时，共晶反应生成的Mg 51 Zn 20 相在330℃下发生分解生成α-Mg和ɛ-MgZn。 3.2. 合金的力学性能及分析 图5所示为Zn含量变化与试验合金室温力学性能变化曲线。由图可见，随着Zn含量的增加，试验合金的抗拉强度先增加然后减少，而屈服强度一直逐渐增加。当Zn含量为11%时，室温抗拉强度达到最大值，为186 MPa；Zn含量为14%时，合金屈服强度达到最大值128 MPa；延伸率的变化关系与抗拉强度基本一致，亦是随着Zn含量的增多，呈先增加后减少的趋势。当Zn含量为8%时，延伸率达到最大，为8.4%。综合力学性能最好的是Mg-11Zn-5Al合金，室温抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为186 MPa、120 MPa和6.1%。 Mg-Zn-Al合金的抗拉强度受两个因素的制约，即合金组织和形变强化。 根据Hall-Petch公式 [ 10 ] ，屈服强度与晶粒直径的1/2次方成反比，即晶粒越细，材料强度越高。 σ s = σ 0 + K d − 1 / 2 (1) 其中，σ s 为材料的屈服极限，d为晶粒度，σ 0 和K均为与材料有关的常数。其中 K ∝ M 2 τ c (M为Taylor因子，τ c 为剪切应力)K与M的平方成正比，一般Taylor因子取决于滑移系的数目，镁属于密排六方，滑移系少，Taylor因子较大 [ 11 ] (Mg的K = 280 MPa∙m −1/2 )。因此，镁合金晶粒的大小对强度的影响更大，细化镁合金的晶粒能显著提高其力学性能。从图2可知，随着Zn含量的增加，合金中的晶粒逐渐细化， 图5. 不同Zn含量的Mg-Zn-Al合金的力学性能 晶粒细化强化起着主导作用，较小的晶粒及大量的晶界对位错的运动有很大的阻碍作用，且位错塞积造成的应力集中也较小，提高了合金的塑形。Zn的含量继续增加，晶粒尺寸明显增大，且共晶相并不连续，弥散分布于晶界及晶粒内部。此时，细晶强化已不再起主导作用，晶界处的Mg 32 (Al， Zn) 49 相和MgZn相尺寸较小、分布均匀时，可以起到晶界强化的作用，阻碍晶界的滑移。而分布在晶内的颗粒相可以起到第二相粒子的强化作用，钉扎位错，阻碍位错的滑移和攀移。从而提高合金的抗拉强度。 除了合金显微组织对其室温力学性能的影响外，形变强化也能造成显著的影响。镁合金的形变强化可由下式表示 [ 12 ] ： σ = K ( ε p ) n (2) 式中：σ为强度；e p 为塑性应变；K为强化系数；n为常数。一般来说，镁合金形变强化性能越好其塑性也就越好，又由于 (3) 式中，A k 为冲击功，单位为J；C为镁合金中合金元素(Zn + Al)总量，单位为wt. %。即说A k 与合金中的合金元素总量的指数成反比。也就是说，Mg-Zn-Al合金的塑性随(Zn + Al)总量的增加而降低，因此合金的形变强化能力与合金元素的含量成反比。所以，随着Zn含量的增加，合金的抗拉伸强度增加的同时，合金的塑性却下降。