鎂合金是一種最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，具有高比強(qiáng)度、高比剛度，良好的電磁屏蔽和阻尼減震以及易回收利用等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車和電子通訊等領(lǐng)域[1~4] 但是，與傳統(tǒng)的鋼鐵材料和鋁合金相比鎂合金的絕對(duì)強(qiáng)度和耐腐蝕性能較低 2001年Kawamura等[5]采用快速凝固/粉末冶金工藝制備出一種新型的高強(qiáng)Mg97Y2Zn1(原子分?jǐn)?shù))合金，熱擠壓后其室溫屈服強(qiáng)度高于600 MPa，伸長率達(dá)到5% 進(jìn)一步研究發(fā)現(xiàn)[6]，這種合金優(yōu)異的力學(xué)性能不僅與細(xì)小的α-Mg晶粒有關(guān)，還與晶粒內(nèi)析出的長周期堆垛有序(Long-period stacking ordered, LPSO)相有關(guān) 近年來的研究發(fā)現(xiàn)，含LPSO相的鎂合金具有較高的綜合力學(xué)性能[7~14]，受到極大的關(guān)注

2005年Kawamura等[13]用普通鑄造方法制備的含LPSO相Mg97Y2Cu1合金，熱擠壓后其力學(xué)性能較高 用普通鑄造方法制備的Mg100-3x Y2x Cu x (x=0.5，1，1.5和2)合金，其顯微組織均為α-Mg/18R-LPSO雙相組織結(jié)構(gòu)，其中Mg95.5Y3Cu1.5合金的綜合力學(xué)性能最佳[14] 鎂合金中的Cu、Fe、Ni等雜質(zhì)元素使其耐腐蝕性能降低，因?yàn)檫@些元素的固溶度很小，容易在α-Mg晶界處富集而形成與基體電位差較大的第二相 這種第二相與鎂基體形成電偶腐蝕，使合金的耐蝕性顯著降低 Cu含量高達(dá)1.5%(原子分?jǐn)?shù))的Mg95.5Y3Cu1.5合金耐蝕性能不高，嚴(yán)重制約其實(shí)際應(yīng)用

Mn元素是鎂合金的常用合金化元素，能將Fe等雜質(zhì)元素轉(zhuǎn)化成對(duì)腐蝕影響較小的金屬間化合物，從而使合金的耐腐蝕性提高[15] Zhang等[16]研究了Mn對(duì)Mg88Y4Zn2Li5合金耐蝕性的影響 結(jié)果表明，隨著Mn含量的提高合金的耐腐性能先提高后降低，Mn含量為1.0%(原子分?jǐn)?shù))的合金具有最高的耐腐蝕性能 Metalnikov等[17]研究了Mn對(duì)Mg-5Al(%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))合金耐腐蝕性能的影響，也發(fā)現(xiàn)添加Mn能顯著提高合金的耐蝕性 添加Mn還能細(xì)化合金的晶粒[18,19]，有利于提高其力學(xué)性能 Cho等[20]研究發(fā)現(xiàn)，添加Mn能顯著細(xì)化Mg-4Zn-0.5Ca(%,質(zhì)量分?jǐn)?shù))合金的晶粒 隨著Mn含量的提高，合金的平均晶粒尺寸逐漸減小 Mn含量為0.8%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的合金其平均晶粒尺寸僅為46 μm，比未添加Mn的合金降低了62.9% 本文向Mg95.5Y3Cu1.5合金中添加Mn，研究其對(duì)合金的凝固組織、拉伸性能及抗腐蝕性能的影響

1 實(shí)驗(yàn)方法

用功率為5 kW的SG2-5-12型井式電阻爐熔煉實(shí)驗(yàn)用Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x (x=0，0.3，0.6和0.9)合金，原料有商用純鎂錠(99.96%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))、純Cu板(99.97%)和Mg-10Mn(%)、Mg-30Y(%)中間合金，按照名義成分配料 熔煉時(shí)，完全熔化后進(jìn)行充分?jǐn)嚢?，靜置15 min后在730℃將合金熔液澆注到200℃的不銹鋼鑄型內(nèi)制備出直徑為50 mm、長度為80 mm的鑄錠 為了防止鎂合金氧化燃燒，在熔煉和澆注過程用CO2和SF6混合氣體(99%CO2+1%SF6，體積分?jǐn)?shù))保護(hù) 根據(jù)試樣的電感耦合高頻等離子光譜(ICP)計(jì)算出實(shí)驗(yàn)合金的成分，結(jié)果列于表１

Table 1

表1

表1實(shí)驗(yàn)用合金的成分

Table 1Chemical composition of the alloys (%, mass fraction)

Alloys	Mg	Y	Cu	Mn
Mg95.5Y3Cu1.5 Mg95.2Y3Cu1.5Mn0.3 Mg94.9Y3Cu1.5Mn0.6 Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9	Bal. Bal. Bal. Bal.	10.36 10.12 10.06 9.87	3.69 3.72 3.51 3.42	- 0.66 1.29 1.76

測試試樣的XRD譜(D8ADVANCE-A25)以確定合金的相組成 用金相顯微鏡(OM，DM2700-M)，掃描電鏡(SEM，SU1510)和配套的EDS觀察合金的顯微組織和分析微區(qū)成分 使用Image-Pro Plus 6.0軟件統(tǒng)計(jì)合金的平均晶粒尺寸和第二相的體積分?jǐn)?shù) 用透射電鏡(TEM，Talos F200X)分析相結(jié)構(gòu) 用線切割切取厚度約為1.0 mm的薄片，用砂紙磨至約80 μm后用離子減薄儀制成備TEM試樣 在CSS-44100型電子萬能拉伸機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速率為0.5 mm/min，測試4個(gè)平行試樣取其結(jié)果的平均值 用SEM觀察拉伸試樣斷口的形貌

進(jìn)行浸泡實(shí)驗(yàn)(析氫法、失重法)測試合金的腐蝕速率，每組5個(gè)平行試樣取其結(jié)果的平均值 浸泡試驗(yàn)試樣尺寸為15 mm×15 mm×10 mm，腐蝕介質(zhì)為1%NaCl溶液 用排液法收集析出的氫氣并定時(shí)記錄氫氣的體積 浸泡24 h后用鉻酸(180 g/L CrO3)清除試樣表面的腐蝕產(chǎn)物 使用精度為0.0001g的電子天平稱量試樣浸泡前后的質(zhì)量，以計(jì)算質(zhì)量損失速率 用SEM觀察合金腐蝕表面的形貌

用環(huán)氧樹脂進(jìn)行封裝試樣以進(jìn)行電化學(xué)測試，只露出表面積為10 mm×10 mm的工作面 使用CHE660B電化學(xué)工作站進(jìn)行電化學(xué)測試，腐蝕介質(zhì)為1%NaCl溶液 測量動(dòng)電位極化曲線時(shí)，開始延遲300 s，掃描速率為0.5 mV/s 使用三相電極體系：待測試樣為工作電極(WE)，鉑網(wǎng)為輔助電極(CE)，飽和甘汞電極為參比電極(RE) 用Tafel外推法計(jì)算腐蝕電流密度(Jcorr)，其腐蝕速率[21]

Pi=22.85×Jcorr

(1)

2 結(jié)果和討論2.1 鑄態(tài)Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金的凝固組織

圖1給出了鑄態(tài)Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金的XRD譜 可以看出，添加Mn前后合金都由基體α-Mg和LPSO相組成

圖1



圖1鑄態(tài)Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金的XRD譜

Fig.1XRD spectra of as-cast Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x alloys

圖2給出了鑄態(tài)Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金顯微組織的BSE像和EDS面掃描能譜 由圖2a可以看出，除了深灰色的鎂基體(C點(diǎn))外，還能觀察到合金中的2種襯度的第二相：呈連續(xù)網(wǎng)狀分布在晶界處的淺灰色第二相(A點(diǎn))和顆粒狀的亮白色第二相(B點(diǎn)) EDS分析結(jié)果列于表2 根據(jù)EDS分析，淺灰色第二相主要含有Mg、Y、Cu三種元素，根據(jù)XRD分析結(jié)果該相為LPSO相 顆粒狀亮白色第二相含有Mg、Y兩種元素，其原子比接近1∶1，可推測該相為MgY相，因其含量較低在XRD譜未出現(xiàn)衍射峰 在深灰色鎂基體中除了Mg元素外，還有少量的Y元素和Mn元素 元素面掃描分析結(jié)果表明，Mg、Y、Cu均有不同程度的偏聚，但是Mn元素均勻分布在基體中

圖2



圖2Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金顯微組織的BSE像和EDS面掃描圖

Fig.2BSE image (a) and EDS mapping (b) of as-cast Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9 alloy

Table 2

表2

表2圖2中各微區(qū)EDS分析結(jié)果

Table 2EDS analysis of points marked in Fig.2 (%, mass fraction)

Position	Mg	Y	Cu	Mn
A B C	89.31 45.15 97.65	5.86 54.85 2.01	4.64 - -	0.19 - 0.34

圖3a給出了鑄態(tài)Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金中LPSO相的TEM明場像 可以看出，LPSO相呈現(xiàn)典型的層片狀結(jié)構(gòu)特征 圖3b給出了相應(yīng)的HRTEM像和選區(qū)電子衍射(SAED)花樣 可以看出，光束平行于B=[112ˉ0]晶帶軸時(shí)LPSO相的衍射斑點(diǎn)與純鎂類似，但是可見5個(gè)額外的暗斑分布于(0000)Mg亮斑和(0002)Mg亮斑之間且將此段距離分成6等份 根據(jù)晶體衍射消光條件，LPSO相的(0018)衍射斑點(diǎn)和純鎂的(0002)衍射斑點(diǎn)重合，據(jù)此判斷該LPSO相的結(jié)構(gòu)為18R型[7,9~12]

圖3



圖3鑄態(tài)Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金中LPSO相的TEM明場像、HRTEM相和選區(qū)電子衍射花樣

Fig.3TEM BF image (a), HRTEM image and SAED pattern on zone axes B=[112ˉ0] (b) of LPSO phase in as-cast Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9 alloy

圖4給出了鑄態(tài)Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金顯微組織的OM像 對(duì)合金平均晶粒尺寸的統(tǒng)計(jì)結(jié)果，列于表3 由圖4a可見，未添加Mn的Mg95.5Y3Cu1.5合金中初生α-Mg相呈樹枝晶狀，平均晶粒尺寸為156 μm 隨著Mn含量的提高，初生α-Mg相的晶粒逐漸細(xì)化 Mn含量提高到0.9%的合金，其初生α-Mg相由樹枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S枝晶狀，平均晶粒尺寸減小到72 μm，比未添加Mn的合金降低了53.8% 這表明，加入Mn能夠顯著細(xì)化合金的晶粒 在Mg-Al系和Mg-Zn-Al系鎂合金中添加的Mn，與合金中的Al優(yōu)先生成Al6Mn、Al4Mn、Al11Mn等多種Al-Mn金屬間化合物 這些金屬間化合物顆粒作為新晶核的孕育形核基底[17]，使合金晶粒細(xì)化 Mg95.5Y3Cu1.5合金并不含有Al，且Mn僅作為固溶元素分布于鎂基體和LPSO相中(見圖2b)，表明上述細(xì)化機(jī)理并不適用于本文的合金 CHO等[18]和王春建等[20]分別對(duì)比研究了添加Mn前后Mg-4Zn-0.5Ca(%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))和Mg-3Al(%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))合金的凝固曲線，發(fā)現(xiàn)Mn的加入能提高合金的過冷度 由于在液態(tài)金屬的結(jié)晶過程中臨界晶核半徑和形核功均與過冷度成反比，過冷度越大臨界晶核半徑和形核功越小，結(jié)果是晶核易于形成，形核率的提高細(xì)化了合金晶粒

圖4



圖4鑄態(tài)Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金顯微組織的OM像

Fig.4OM images of as-cast Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x alloys with x=0 (a), x=0.3 (b), x=0.6 (c) and x=0.9 (d)

Table 3

表3

表3實(shí)驗(yàn)合金晶粒尺寸和LPSO相體積分?jǐn)?shù)的統(tǒng)計(jì)結(jié)果

Table 3Average grain size and volume fraction of LPSO phase of the alloys

Alloy	Average grain size /μm	Volume fraction of LPSO phase /%
Mg95.5Y3Cu1.5 Mg95.2Y3Cu1.5Mn0.3 Mg94.9Y3Cu1.5Mn0.6 Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9	156±8 129±5 91±5 72±4	31.1±0.8 30.9±0.6 30.5±0.5 30.8±0.7

圖5給出了鑄態(tài)Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金顯微組織的BSE像 表3列出了合金中LPSO相體積分?jǐn)?shù)的統(tǒng)計(jì)結(jié)果 可以看出，隨著Mn含量的提高LPSO相的形貌和體積分?jǐn)?shù)并未發(fā)生明顯的變化，均呈連續(xù)網(wǎng)狀分布在晶界

圖5



圖5鑄態(tài)Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金顯微組織的BSE像

Fig.5BSE images of as-cast Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x alloys with x=0 (a), x=0.3 (b), x=0.6 (c) and x=0.9 (d)

2.2 合金室溫拉伸性能

圖6給出了鑄態(tài)Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金的室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線 四種合金的屈服強(qiáng)度、極限拉伸強(qiáng)度和伸長率，列于表4 可以看出，未添加Mn的合金其屈服強(qiáng)度、極限拉伸強(qiáng)度和伸長率分別為169 MPa、239 MPa和3.9% 隨著Mn含量的提高合金的屈服強(qiáng)度、極限拉伸強(qiáng)度和伸長率都逐漸提高 Mn含量提高到0.9%的合金其屈服強(qiáng)度、極限拉伸強(qiáng)度和伸長率分別達(dá)到204 MPa、281 MPa和5.5%，比未添加Mn的合金提高了20.7%、17.6%和41.0% 添加Mn的合金拉伸性能的提高，可歸因于合金晶粒的細(xì)化 根據(jù)Hall-Petch公式，合金材料的強(qiáng)度將隨著晶粒的細(xì)化而提高 同時(shí)，細(xì)晶粒合金不僅強(qiáng)度高，塑性也好 其原因是，合金的晶粒越細(xì)，在變形量相同的條件下變形分散在更多的晶粒內(nèi)部而更趨均勻，這減小了晶內(nèi)和晶間的應(yīng)力集中從而降低了開裂傾向 因此，合金在斷裂前能承受更大的塑性變形 再者，在Mg95.5Y3Cu1.5合金中添加Mn并沒有形成新的第二相，其固溶在鎂基體中也有較好的固溶強(qiáng)化作用

圖6



圖6鑄態(tài)Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金的室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線

Fig.6Tensile tress-strain curves of as-cast Mg95.5-x Y3-Cu1.5Mn x alloys

Table 4

表4

表4合金室的溫拉伸性能

Table 4Tensile properties of the alloys tested at room temperature

Alloy	YS /MPa	UTS /MPa	Elongation /%
Mg95.5Y3Cu1.5 Mg95.2Y3Cu1.5Mn0.3 Mg94.9Y3Cu1.5Mn0.6 Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9	169±6 181±5 185±4 204±5	239±7 255±6 268±6 281±5	3.9±0.2 4.3±0.2 4.9±0.3 5.5±0.2

圖7給出了鑄態(tài)Mg95.5Y3Cu1.5和Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金的室溫拉伸斷口形貌 由圖7a可見，在未添加Mn的合金拉伸斷口可觀察到大量的解理面、解理臺(tái)階以及少量的撕裂棱，表現(xiàn)為解理斷裂特征 由圖7b可見，添加0.9%Mn的合金其拉伸斷口解理面的面積減小、解理面和解理臺(tái)階數(shù)量增多，撕裂棱的數(shù)量也顯著增加，表現(xiàn)為準(zhǔn)解理斷裂特征 合金拉伸斷口的斷裂特征和拉伸實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)一致，添加0.9%Mn的合金由解理斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)闇?zhǔn)解理斷裂，其塑性優(yōu)于未添加Mn的合金

圖7



圖7合金的室溫拉伸斷口形貌

Fig.7Fracture surface of Mg95.5Y3Cu1.5 (a) and Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9 (b) alloys

2.3 耐腐蝕性能

圖8給出了鑄態(tài)Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金在1%NaCl溶液中浸泡24 h的析氫曲線 可以看出，浸泡24 h后，未添加Mn的合金析氫速率最大，為2.46 mL/cm2/h 隨著Mn含量的提高合金的析氫速率逐漸降低 Mn含量為0.9%的合金其析氫速率最低，為1.32 mL/cm2/h，比未添加Mn的合金降低了46.3% 鎂合金在水溶液中的腐蝕反應(yīng)與純鎂相類似，以電偶腐蝕為主，發(fā)生析氫反應(yīng)，總反應(yīng)式為Mg+2H2O→Mg(OH)2+H2 這表明，溶解1 mol的Mg相應(yīng)產(chǎn)生1 mol的H2，因此析氫速率直接反映鎂合金的耐蝕性 在相同條件下析氫速率越小，表明鎂合金耐蝕性越好 由此可見，隨著Mn含量的提高合金的耐蝕性隨之提高

圖8



圖8鑄態(tài)Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金的析氫曲線

Fig.8Hydrogen evolution volumes as a function of immersion time for as-cast Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x alloys

圖9給出了鑄態(tài)Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金在1%NaCl溶液中浸泡24 h后的質(zhì)量損失速率 可以看出，未添加Mn的合金質(zhì)量損失速率較高，為4.1 mg/cm2/h 隨著Mn含量的提高合金的質(zhì)量損失速率逐漸降低 Mn含量為0.9%的合金其質(zhì)量損失速率降低到1.8 mg/cm2/h，比未添加Mn的合金降低了56.1%，表明合金的耐腐蝕性能顯著提高

圖9



圖9鑄態(tài)Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金的質(zhì)量損失速率

Fig.9Mass loss rate for as-cast Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x alloys after 24 h of immersion in 1% NaCl solution

圖10給出了Mg95.5Y3Cu1.5和Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金在1%NaCl溶液中浸泡8 h后的腐蝕表面形貌 由圖10a可見，浸泡8 h后Mg95.5Y3Cu1.5合金的表面被厚重的灰白色腐蝕產(chǎn)物覆蓋并有大量的裂縫 這表明，腐蝕產(chǎn)物在基體上的附著力較小，對(duì)基體沒有較好的保護(hù)作用 由圖10b可見，Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金腐蝕表面的形貌與Mg95.5Y3Cu1.5合金相似，但是腐蝕產(chǎn)物的裂縫少得多，能在一定程度上阻礙腐蝕介質(zhì)與合金的接觸 對(duì)兩種合金表面的腐蝕產(chǎn)物進(jìn)行了EDS分析，結(jié)果列于表5 可以看出，Mg95.5Y3Cu1.5合金表面的腐蝕產(chǎn)物主要由O和Mg元素組成 這表明，主要的腐蝕產(chǎn)物是Mg(OH)2[16]，而Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金表面的腐蝕產(chǎn)物除了有O和Mg元素還有微量的Mn元素 Metalnikov等[17]發(fā)現(xiàn)，加入鎂合金中的Mn能進(jìn)入合金的腐蝕產(chǎn)物膜中，降低腐蝕產(chǎn)物膜的水合作用而使其穩(wěn)定性提高 圖10c、d給出了兩種合金表面除去腐蝕產(chǎn)物后的形貌 可以看出，Mg95.5Y3Cu1.5合金表面的鎂基體幾乎完全溶解且出現(xiàn)了較深的腐蝕坑，LPSO相明顯地凸出表面，表明其耐腐蝕性能較差 Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金的表面也出現(xiàn)了較大的腐蝕坑，LPSO相凸出表面，但是比Mg95.5Y3Cu1.5合金的腐蝕坑淺，表明其耐腐蝕性能較高

圖10



圖10合金的腐蝕表面形貌

Fig.10Surface morphologies of Mg95.5Y3Cu1.5 (a, c ) and Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9 (b, d) alloys before (a, b) and after (c, d) removal of the corrosion products after 8 h of immersion in 1% NaCl solution

Table 5

表5

表5圖10中各微區(qū)EDS分析結(jié)果

Table 5EDS analysis of points marked in Fig.10 (%, atom fraction)

Position	Mg	O	Na	Y	Mn
A B	28.57 39.34	70.73 59.83	0.34 0.27	0.36 0.32	- 0.24

圖11給出了鑄態(tài)Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金浸泡在1%NaCl溶液中測得的動(dòng)電位極化曲線 擬合極化曲線得到腐蝕電位(φcorr)、腐蝕電流密度(Jcorr)以及腐蝕速率(Pi)，其數(shù)據(jù)列于表6 動(dòng)電位極化曲線由陰極極化曲線(左側(cè))和陽極極化曲線(右側(cè))組成，陰極極化曲線表征合金的析氫反應(yīng) 在腐蝕電位相同的情況下Mg95.5Y3Cu1.5合金的陰極極化電流密度最高，隨著Mn含量的提高合金的陰極極化電流密度逐漸降低 這表明，合金的腐蝕速率逐漸降低，與析氫實(shí)驗(yàn)的結(jié)果一致 對(duì)極化曲線的擬合結(jié)果表明，未添加Mn的合金其腐蝕電流密度最大，為678.7 μA/cm2，且其腐蝕電位具有最低(-1.58 V)，表明合金的耐腐蝕性能較差 隨著Mn含量的提高合金的腐蝕電流密度降低，腐蝕電位也向正向移動(dòng) Mn含量提高到0.9%的合金其腐蝕電流密度最小，為247.3 μA/cm2，同時(shí)其腐蝕電位最高(-1.49 V) 腐蝕速率與腐蝕電流密度呈正相關(guān) 隨著Mn含量的提高合金的腐蝕速率隨之降低，添加0.9%Mn的合金其腐蝕速率為5.7 mm/a，比未添加Mn的合金降低了63.6%，表明其耐腐蝕性能最佳

圖11



圖11鑄態(tài)Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金在1%NaCl溶液中的動(dòng)電位極化曲線

Fig.11Potentiodynamic polarization curves of as-cast Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x alloys in 1%NaCl solution

Table 6

表6

表6圖11中極化曲線的擬合結(jié)果

Table 6Fitting results of polarization curves in Fig.11

Alloy	Corrosion potential, φcorr /V vs. SCE	Corrosion current density, Jcorr /μA·cm-2	Pi /mm·a-1
Mg95.5Y3Cu1.5 Mg95.2Y3Cu1.5Mn0.3 Mg94.9Y3Cu1.5Mn0.6 Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9	-1.58 -1.55 -1.54 -1.49	678.7 376.9 336.7 247.5	15.3 8.6 7.6 5.7

Mg95.5Y3Cu1.5合金中有大量的LPSO相，其體積分?jǐn)?shù)和分布形態(tài)對(duì)合金耐蝕性有極大的影響 一方面，LPSO相的腐蝕電位比鎂基體正很多，做為陰極相與鎂基體形成微電偶而使基體腐蝕加速 因此，LPSO相的體積分?jǐn)?shù)增大則微電偶的數(shù)量隨之增加，使合金的耐蝕性下降；另一方面，沿晶界連續(xù)分布的LPSO相還能阻擋腐蝕[16,17]，使合金的耐腐蝕性能提高 但是，對(duì)圖5中顯微組織的分析結(jié)果表明，添加Mn前后合金中LPSO相的形貌和體積分?jǐn)?shù)沒有明顯的變化 加入鎂合金中的Mn，在鎂液中易與Fe生成高熔點(diǎn)Mn-Fe金屬間化合物 這種金屬間化合物從鎂液中沉淀出去[16,17]，降低了雜質(zhì)Fe對(duì)耐蝕性的危害 同時(shí)，Mn的標(biāo)準(zhǔn)電極電位為-1.19 V，比鎂(-2.37 V)高1.18 V 因此，Mn固溶到鎂基體中能提高它的電極電位，使其不易腐蝕 再者，添加Mn的合金晶粒顯著細(xì)化，使晶界的數(shù)量增多從而提高抗腐蝕壁壘的數(shù)量，有利于提高鎂合金的耐腐蝕性能 最后，腐蝕產(chǎn)物膜中的Mn也能提高腐蝕產(chǎn)物膜的穩(wěn)定性[17] 因此，添加Mn使Mg95.5Y3Cu1.5合金的耐腐蝕性能提高

3 結(jié)論

(1) 添加Mn能細(xì)化Mg95.5Y3Cu1.5合金的晶粒 隨著Mn含量的提高合金中初生α-Mg相的晶粒尺寸減小，Mn含量為0.9%的合金其初生α-Mg相的平均晶粒尺寸僅為72 μm，比未添加Mn的合金降低了53.8%

(2) 添加Mn能提高M(jìn)g95.5Y3Cu1.5合金的拉伸性能 隨著Mn含量的提高拉伸性能隨之提高，Mn含量為0.9%的合金其屈服強(qiáng)度、極限拉伸強(qiáng)度和伸長率分別達(dá)到204 MPa、281 MPa和5.5%

(3) Mg95.5Y3Cu1.5合金在腐蝕溶液中其析氫速率、質(zhì)量損失速率和腐蝕電流密度都降低，腐蝕電位向正向移動(dòng)，表明其耐腐蝕性能提高

參考文獻(xiàn)

View Option 原文順序文獻(xiàn)年度倒序文中引用次數(shù)倒序被引期刊影響因子

[1]

Zhen R, Sun Y S, Shen X W, et al.

Microstructure and mechanical properties of Mg-6Gd-4Y-xZn alloy reinforced by LPSO phase

[J].Chin. J. Mater. Res., 2018, 32(6): 439

[本文引用: 1]

甄 睿, 孫揚(yáng)善, 沈?qū)W為 等.

LPSO相增強(qiáng)Mg-6Gd-4Y-xZn合金的組織與力學(xué)性能

[J]. 材料研究學(xué)報(bào), 2018, 32(6): 439

[本文引用: 1]

[2]

Zhen R, Wu Z, Xu H Y, et al.

Microstructure and mechanical properties of Mg-13Gd-1Zn alloy

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2020, 34(3): 225

甄 睿, 吳 震, 許恒源 等.

Mg-13Gd-1Zn合金的組織與力學(xué)性能

[J]. 材料研究學(xué)報(bào), 2020, 34(3): 225

[3]

Cao G H, Zheng Z X, Liu Y X, et al.

Effect of microstructure evolution on superplastic properties of fine-grained Mg-Y-Nd alloy

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2019, 33(6): 452

曹耿華, 鄭振華, 劉一雄 等.

微觀組織演變對(duì)細(xì)晶Mg-Y-Nd合金超塑性性能的影響

[J]. 材料研究學(xué)報(bào), 2019, 33(6): 452

DOI

在初始應(yīng)變速率為2×10^-2~4×10^-4 s^-1，溫度為683~758 K的條件下，對(duì)用水下攪拌摩擦加工制備的細(xì)晶Mg-Y-Nd合金進(jìn)行高溫拉伸實(shí)驗(yàn)，研究了微觀組織演變對(duì)其超塑性性能的影響 結(jié)果表明：因?yàn)榫哂屑?xì)小均勻的微觀組織和良好的熱穩(wěn)定性，Mg-Y-Nd合金在733 K和3×10^-3 s^-1初始應(yīng)變速率下表現(xiàn)出最大的伸長率(967%)，在758 K和2×10^-2 s^-1條件下表現(xiàn)出最優(yōu)的高應(yīng)變速率超塑性(900%) 在高溫下暴露時(shí)間過長導(dǎo)致α-Mg晶粒和第二相顆粒顯著長大，使試樣的伸長率明顯降低；因?yàn)榈诙囝w粒與鎂基體之間有良好的變形協(xié)調(diào)性，在相界處不會(huì)產(chǎn)生明顯的應(yīng)力集中，裂紋主要在晶界生成

[4]

Liu J W, Zou C C, Wang H, et al.

Hydrogen absorption and desorption kinetics and microstructure transformation of long-period Mg94Cu4Y2 hydrogen storage alloy

[J].Chin. J. Mater. Res., 2019, 2016, 30(4):248

[本文引用: 1]

劉江文, 鄒長城, 王 輝 等.

長周期結(jié)構(gòu)Mg94Cu4Y2儲(chǔ)氫合金的吸放氫動(dòng)力學(xué)和組織轉(zhuǎn)變

[J]. 材料研究學(xué)報(bào), 2016, 29(8):248

[本文引用: 1]

[5]

Kawamura Y, Hayashi K, Inoue A, et al.

Rapidly solidified powder metallurgy Mg97ZnlY2 alloys with excellent tensile yield strength above 600 MPa

[J]. Mater. Trans. JIM, 2001, 42: 1172

DOIURL [本文引用: 1]

[6]

Abe E, Kawamura Y, Hayashi K, et al.

Long-period ordered structure in a high-strength nanocrystalline Mg-1at% Zn-2at% Y alloy studied by atomic-resolution Z-contrast STEM

[J], Acta Mater., 2002, 50: 3845

DOIURL [本文引用: 1]

[7]

Wang J, Zhang J S, Zong X M, et al.

Effects of Ca on the formation of LPSO phase and mechanical properties of Mg-Zn-Y-Mn alloy

[J]. Mater Sci.Eng. A, 2015, 648: 37

[本文引用: 2]

[8]

Chuang W S, Huang J C, Lin P H, et al.

Deformation mechanisms and mechanical properties of (0001) Mg-Zn-Y 18R-LPSO single crystals

[J]. J. Alloy. Compd., 2019, 772: 288

DOI " />

The unusual increase in the strength by extrusion is a unique feature of recently developed Mg alloys containing the LPSO phase. In this study, we first elucidated the detailed mechanisms that induce this drastic strengthening. The dependencies of the deformation behavior of a Mg88Zn4Y7 extruded alloy, which contains similar to 86-vol% LPSO phase, on the temperature, loading orientation, and extrusion ratio were examined. It was found that the yield stress of the alloy is drastically increased by extrusion, but the magnitude of the increase in the yield stress is significantly different depending on the loading orientation. That is, the strengthening of the LPSO phase by extrusion shows a strong anisotropy. By the detailed analyses, this was clarified to be derived from the variation in the deformation mechanisms depending on the loading orientation and extrusion ratio. Basal slip was found to govern the deformation behavior when the loading axis was inclined at a 45 to the extrusion direction, while the predominant deformation mechanism varies from basal slip to the formation of deformation kink bands as the extrusion ratio increased when the loading axis was parallel to the extrusion direction. Moreover, it was clarified in this study that the introduction of a deformation-kink-band boundary during extrusion effectively acts as a strong obstacle to basal slip. That is, "the kink band strengthening" was first quantitatively elucidated, which contributes to the drastic increase in the yield stress of the extruded LPSO-phase alloys in the wide temperature range below 400 degrees C. (C) 2018 Acta Materialia Inc. Published by Elsevier Ltd.

[10]

Du X H, Duan G S, Hong M, et al.

Effect of V on the microstructure and mechanical properties of Mg-10Er-2Cu alloy with a long period stacking ordered structure

[J]. Mater. Lett., 2014, 122(5): 312

DOIURL

[11]

Liu H, Xue F, Bai J, et al.

Effect of substitution of 1 at% Ni for Zn on the microstructure and mechanical properties of Mg94Y4Zn2 alloy

[J]. Mater Sci.Eng. A, 2013, 585: 387

[12]

Yang K, Zhang J S, Zong X M, et al.

Effect of microalloying with boron on the microstructure and mechanical properties of Mg-Zn-Y-Mn alloy

[J]. Mater Sci.Eng. A, 2016, 669: 340

[本文引用: 1]

[13]

Kawamura Y, Kasahara T, Izumi S, et al.

Elevated temperature Mg97Y2Cu1 alloy with long period ordered structure

[J]. Scr. Mater., 2006, 55(5): 453

DOIURL [本文引用: 1]

[14]

Zhang L, Huang H, Zhang S, et al.

Microstructure, mechanical properties and tribological behavior of two-phase Mg-Y-Cu alloys with long period stacking ordered phases

[J]. Met. Mater. Int., 2021, 27: 1605

DOI [本文引用: 2]

[15]

Zeng R C, Dietzel W, Witte F, et al.

Progress and challenge for magnesium alloys as biomaterials

[J]. Adv. Eng. Mater., 2008, 10: 3

DOIURL [本文引用: 1]

[16]

Zhang J X, Zhang J S, Han F Y, et al.

Modification of Mn on corrosion and mechanical behavior of biodegradable Mg88Y4Zn2Li5 alloy with long-period stacking ordered structure

[J]. J. Mater. Sci. Technol., 2020, 42: 130

DOIURL [本文引用: 4]

[17]

Metalnikov P, Ben-Hamu G, Templeman Y, et al.

The relation between Mn additions, microstructure and corrosion behavior of new wrought Mg-5Al alloys

[J]. Mater. Charact., 2018, 145: 101

DOIURL [本文引用: 6]

[18]

Cho D H, Nam J H, Lee B W, et al.

Effect of Mn addition on grain refinement of biodegradable Mg-4Zn-0.5Ca alloy

[J]. J. Alloy. Compd., 2016, 676: 461

DOIURL [本文引用: 2]

[19]

Stanford N, Atwell D.

The effect of Mn-rich precipitates on the strength of AZ31 extrudates

[J]. Metall. Mater. Trans. A, 2013, 44(10): 4830

DOIURL [本文引用: 1]

[20]

Wang C J, Jin Q L, Zhou R, et al.

Effect of Mn on grain size of high-purity Mg-3Al alloys

[J].Chin. J Nonferrous Met., 2010, 20(8): 1496

[本文引用: 2]

王春建, 金青林, 周榮 等.

Mn元素對(duì)高純Mg-3Al合金晶粒尺寸的影響

[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2010, 20(8): 1496

[本文引用: 2]

[21]

Shi Z W, Atrens A.

An innovative specimen configuration for the study of Mg corrosion

[J]. Corros. Sci., 2011, 53: 226

DOIURL [本文引用: 1]

Microstructure and mechanical properties of Mg-6Gd-4Y-xZn alloy reinforced by LPSO phase

1

2018