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釔合金化在鎂合金中的應用

文檔作者：王其龍吳國華鄭韞丁文江文檔來源：金屬基復合材料國家重點實驗室上海交通大學輕合金精密成型國家工程研究中心		點擊數：	更新時間： 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用
王其龍，吳國華，鄭韞，丁文江
(金屬基復合材料國家重點實驗室，上海交通大學輕合金精密成型國家工程研究中心，上海200030)
摘要：稀土元素因對鎂合金的室溫與高溫力學性能、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化鎂合金的組織、提高室溫和高溫強度，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，就釔對鎂合金性能的影響作了較為詳細的論述，并且展望了含釔鎂合金的發(fā)展前景。
關鍵詞：鎂合金；釔；合金化；性能
中圖分類號：TG146．2+2 文獻標識碼：A 文章編號：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
鎂合金是目前實際應用中最輕的金屬結構材料，具
有密度小，比強度和比剛度高，阻尼性、切削加工性好
等優(yōu)點，在航空航天、汽車行業(yè)及3C產品具有廣闊應用
前景。但鎂合金室溫與高溫強度低、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、抗蠕變強度和耐蝕性。本
文中，主要綜述釔在鎂合金中的研究、應用現狀。
1 釔對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，而流動性和收縮性則是表征合金鑄造性能
好壞的關鍵。研究晶粒細化對提高鎂合金鑄件的性能
至關重要。晶粒細化能減小縮松傾向，增加合金流動
性，尤其對冷速很慢的砂型鑄造合金，細化合金晶粒、
改善合金組織中的第二相分布形態(tài)，對于生產出高性
能優(yōu)質鑄件和提高鑄件成品率無疑是一關鍵【1l。稀土在
改善鎂合金各方面性能的同時也會對合金流動性產生
較大影響。Y和Mg均為密排六方晶格，‘晶格常數很接
近，原子半徑也相差不大[2】。根據金屬結晶原理中晶粒
形核核心“尺寸結構相匹配”原則，Y可成為 —Mg異
質結晶核心，阻礙晶粒長大，因此Y對鎂合金有較好
細化晶粒作用。AZ91合金是使用較為普遍的鎂合金，
張詩昌等【3】進行了Y及MM對AZ91鎂合金流動性和凝固
組織影響方面的研究。結果表明，隨Y及MM含量增
加，AZ91+Y及AZ91+MM合金流動性先增后降。當加
入1％左右Y及MM后，AZ91合金可獲最好流動性，這
是由于Y及MM對合金液有良好凈化作用。Y同時使
AZ91合金 —Mg初生相明顯細化，Y及MM都使合金共
晶組織產生離異。含Y鎂合金這種良好鑄造性能極大
提高了鑄件質量，從而使鑄件成品率大大提高。
2 釔對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，
基金項目：國家973資助項目(2007CB613701)；國家十一五科技支撐計劃資助項目(2006BAE04B07—2)。收稿日期：2008—05—25。
作者簡介：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。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，合金組織和力學性能發(fā)生較大變化。方西亞等同對
Mg一6A1—1Zn—Y合金進行了研究，該合金中第二相主要是
Mg。7A1。：，由圖la可見，該相粗大，呈網狀分布在晶界。
同時，可觀察到有一種黑色A1．Mn點狀化合物零星分布
在晶內。將圖1中4個樣進行對比可知，加Y細化0／．一Mg基
體以及Mg 7Al 。相，并出現一種稀土相Al：Y。其中，Y含
量只有0．5％時，合金細化效果不明顯。Y含量達0．9~／oH~，
組織得以明顯細化，晶粒尺寸也變得細小，稀土相呈顆
粒狀。當YJJI]入量達1．4％H,-j-，晶界變得粗大，稀土相尺
寸增大，呈團塊狀結構。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
制晶粒長大。吳國華等 寸AZ91D~合金組織及力學
性能影響方面進行較深入研究。結果表明，在AZ91D中
加人Y會強烈細化合金組織，并在合金中生成方塊狀
A16Mn6Y相及桿狀的Al2Y相。同時合金中的B相
(Mg 7Al 2)量減少，并由原來網狀分布變成斷網分布，
但Y含量超過1．5％時，合金重新出現網狀結構。AZ91D
中加入少量Y會提高合金力學性能，當Y含量達1．5％時，
合金抗拉強度達到最大值1 84．83 MPa，同時合金硬度也
達到最大值71．1。與純AZ91D相比，加Y后，175℃和
200℃下時效峰值硬度都有所提高，且隨時效溫度升高，
時效峰值的出現會提前。同時因加Y，使合金時效峰值
出現時間比純AZ91D有所延緩。固溶和時效處理都使合
金得到比鑄態(tài)更好的強度，且合金在固溶處理后有最好
塑性，但隨時效時間延長，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)
現網，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變?yōu)榧毿　浬?、?
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對合金性能的改善作用并不
因溫度升高而消失。由于JJI]Y，產生的棒條狀Al 。Y，相
在晶界的存在使晶界得到強化，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
溫和高溫強度及抗高溫蠕變性。當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AMS0合金微觀組織和力學性能
產生較大影響同。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和晶界的滑動，從而使合金的晶
粒尺寸得到細化。Y和Ce的添加細化AM50合金組織，
隨加量增加，Y和ce在基體中固溶度達到飽和，當Y和
Ce以1：1、1：2、1：3、I：4LE例加入時，A1．1ce3相的量逐漸
增多，使細化效果更明顯。由于Y和Ce細晶強化，Y的
固溶強化及Al2Y和Al 。ce。相沉淀強化共同作用使AM50
合金在室溫和高溫下力學性能顯著提高。當ce和Y添加
量分別小于0．6％和0．3％1t~，力學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
屈服強度和抗拉強度均改善，屈服強度達82．92 a，
I~AM60B鎂合金提高32％，斷裂強度為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
國內外對Mg．A1系鎂合金研究較多，而對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含量增加則導致合金鑄造時會產生熱裂傾向
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性能。
有學者用鑄造法獲得Mg—Zn．Y系準晶，并在干摩
擦條件下對該準晶進行摩擦和抗疲勞行為研究，結果
發(fā)現㈣，該晶系的摩擦系數隨載荷增加而減少，高載荷
使Mg．Zn—Y系準晶疲勞表面產生高塑性變形。隨Y量增
加，該晶系摩擦系數和疲勞損失量先減后增；當Y量達
2％時，在不同載荷下Mg Zn．Y系準晶表現出最低摩擦
系數和最好抗疲勞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?]也對平衡態(tài)及
非平衡態(tài)下Mg—Zn—Y準晶微觀組織進行研究，根據原
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鑄造 王其龍等：釔合金化在鎂合金中的應用 ·875·
子尺寸效應對GFA產生影響的觀點，向Mg—Zn系合金
中增大Y量后，不僅擴大了原子半徑方向上的分配范
圍，同時也形成均勻原子尺寸分離，這都增加原子包
裹效應，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，從而得到較難形成的MgZn
相。然而當Y添加量超過某一臨界值時，Y自身也參加
主要晶化過程(主要形成I相)。D．K．Xu等【l2J對不同含Y
量的擠壓態(tài)Mg—Zn—Y—Zr合金力學性能進行研究，發(fā)現
當Zn量為一定值(5．65％)時，含Y量1．1 7％～1．72％的合
金具有最高強度。當Y量在0～1．72％變化時，合金主要
由 ．Mg基體和I相組成，且隨I相增加，合金強度提高。
當Y量在1．72％～3．69％變化時，能觀察到w相。比較力
學性能可知，w相會降低合金強度；據斷裂試驗知，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
增加。當加Y量為2．3％時，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Y含量變化對
鑄造Mg．Zn．Y—Zr合金微觀組織和力學性能影響也進行
了研究，發(fā)現含Y量為1．08％合金有最高抗拉強度，但
拉伸性能最差；當Y量達1．97％或3．08％時，合金抗拉
強度明顯降低，但伸長率稍提高。x射線分析表明，
當Y量為1．08％時，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，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。
I相緊貼鎂基體，有效推遲基面滑移而使合金顯著強
化，而w相易在拉伸過程中斷裂，從而降低合金力學
性能。Qiang Li也發(fā)現[ 51在Mg—Zn．Zr#金中加不同量Nd
和Y后，使枝晶細化，增加枝晶相數量和熱穩(wěn)定性；
不連續(xù)的晶相利于合金最終強度及伸長率提高。
H．H．Zou等【 q在Mg一5Zn一2A1合金中加Y時，發(fā)現生
成Al 。Y，相和Al2Y相，當加Y超1％時，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
金能產生較好晶粒細化效果。
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，從而在隨后時效過
程中析出彌散強化相。RE析出相通常有高熱穩(wěn)定性，
同時RE在鎂基體中擴散速率較低，使Mg—RE合金有較
高高溫強度和優(yōu)良抗蠕變性。利用Y在Mg中高固溶度
(Y質量分數最高為12．5％)和Mg—Y合金時效硬化能
力，發(fā)展一系列Mg．Y．Nd．Zr合金。英國人對Mg．Y．Nd
合金進行了深入研究，率先獲得工業(yè)應用含Y鎂合金，
其在T6狀態(tài)下典型室溫力學性能：O"b為275 l~1Pa、or 為
200]V[Pa、6為4％，與QE22A合金的相當 。J．F．FAN
等對Mg—Y—Ce合金高溫表面氧化行為進行了研究，結
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
雙層結構，外層為ce 拋Y。糯O 印 和Y O，復合結構， 內
層主要有金屬Mg和MgO組成。Martin Sahlberg等【嘲對
Mg—Y—Zn三元化合物吸氫能力進行研究，在400℃和
氫壓為1 MPa以上條件下，Mg3Y2Zn，吸氫后分解成
MgH2，YH3和MgZn2，反應式為：Mg3Y2Zn3(S)+H2(g)一
MgH (S)+YH3+MgZn (s)。通過結構精修法得細化晶體
結構，發(fā)現Y占據4a位置，Mg占據4b位置，而8c位置
有Mg和Zn共同占有，從而確定Mg3Y2Zn 有A1MnCu2型
結構。氫化過程中，在母相表面形成多面體MgZn：晶
粒；在解析時，則形成Mg3YZn6相；在400℃下沒觀察
到有吸氫和解析現象。x．M．Wang等【l9】的研究結果表
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力學，這表明氧化溫度和Y
含量都會對合金氧化行為產生影響， 當Y含量超過
4．3％后，在表面形成一層連續(xù)溶解Y：0，復合膜，這層
保護膜推遲氧向內擴散，從而減少高溫下氧化速度。
對Mg．4Ho-xY一0．6Zr(x=0，3，5，7)合金的研究結果
表明 ，隨Y量增加，淬火態(tài)下和時效條件下合金硬度
也相應提高，認為合金有相當好的時效強化效應，且
當含Y量為7％時，合金在250℃下有最顯著時效強化
效應。合金抗拉強度隨Y量增加呈單調遞增，其中，
Mg．4Ho．7Y一0．6Zr合金在峰值點處有最高抗拉強度和
屈服強度，室溫下分別為240 1VIPa和165 MPa；250℃
下分別為204 MPa和131 MPa。強度提高可能與B 相
或Mg (Ho) 沉淀相及高密度位錯有關。有學者對
Mg．7Gd-xY (x=0，1，3和5)合金微觀組織、時效硬
化行為、力學性能進行研究。結果表明『2l_，在研究的
溫度范圍內向Mg．7Gd--元合金中加Y，能減小晶粒尺
寸，提高時效硬化強度和力學性能，其中Mg．7Gd一5Y
合金在峰值點時有最大抗拉強度和屈服強度，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Y量超3％時，在時效合金峰值點處觀察到大
量Mg (Gd，Y)相，峰值點處抗拉強度的顯著提高主要
是由于存在細小分散B—Mg (Gd，Y)沉淀相。Jun Wang
等 在Y對Mg—Gd．Y．Zr合金時效硬化和力學性能方面
影響進行研究，在Mg一10Gd-xY一0．4Zr(x=l。3．5％)
合金中，隨Y量增加，合金時效硬化效應增強，且拉
伸性能也提高，當Y量達5％時，合金在時效峰值處有
最大抗拉強度和屈服強度，室溫下分別為302 1ViVa、
289 MPa；250℃時分別為340 MPa和267 IVIVa。有較強
峰值時效硬化的原因，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。隨Y量增加，伸長率降低，在250℃時
Mg一10Gd一5Y一0．4Zr合金伸長率低于3％ ，而Y量分別為
1％和3％的合金在室溫下伸長率高于5％。
總之，含Y鎂合金良好的室溫力學性能，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)化應用開辟了道路。
3 釔對鎂合金高溫強度和蠕變性的影響
對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部組織發(fā)生完全動
態(tài)再結晶，鑄態(tài)時大塊析出相被破碎成小顆粒，沿再
結晶晶界彌散分布，抑制再結晶過程中晶粒過分長大。
經T6熱處理后，室溫和250℃下屈服和抗拉強度均達
最高值，但室溫伸長率僅4．5％，拉伸試樣斷口由大量
脆斷平臺組成，表現為斷裂。鑄態(tài)合金內部沿晶界不
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。這些小顆粒對基體彌
散強化作用是合金力學性能提高的主要原因之一。T6
熱處理人工時效過程中，部分固溶于基體的Y和Nd以細
小新相析出。時效析出相是導致合金在室溫和250℃下
屈服和抗拉強度提高的主要原因。
在ZA52系合金中／3nY時，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，當溫度超過
150℃時，Al 。Y 按Al2Y+Al—Al。 Y3的逆方向發(fā)生分解，
其中的分解產物為A12Y。經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
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)現圜，隨Y量
增加，250℃下抗拉強度增大，伸長率及斷面收縮率降
低；高溫拉伸斷口SEM圖像顯示脆性斷裂趨勢增大，斷
裂由延性向解理方式發(fā)展。細小網狀組織Mg24Y 熱穩(wěn)定
性好，分布于合金中起彌散強化作用。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)新的高強耐熱鎂合金。
4 釔對鎂合金耐腐蝕性的影響
AZ91合金雖有良好室溫力學性能和優(yōu)異鑄造性，
但耐蝕性較差，易發(fā)生接觸腐蝕，并有應力開裂現象。
在AZ91合金中加Y后，形成塊狀Al2Y化合物，加Y可明
顯減緩鎂合金在NaC1溶液中腐蝕，這是因為Y改變鎂合
金內部結構，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，壓鑄AZ91+I％Y合金腐蝕速率明
顯低于AZ91合金。XPS分析結果表明，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電負性分別為1．5和1．2，相差0．3，而Y與Mg電負性
都是1．2差值為0，因此A1．Y~LMg．Y更易結合；另一方
面，A1 2Y或A13Y相不像Mg。7Al 那樣為立方結構，與
HCP鎂基質不同，它們之間有很好共格關系，故合金
抗腐蝕性會提高。同時，稀土合金在溶解過程中有去
氧除氫作用。由此顯現出Y對鎂合金耐蝕性的貢獻，
為今后合理選擇含Y耐蝕鎂合金提供依據。
5 釔對鎂合金的阻燃作用
半個世紀以來，關于阻燃鎂合金理論研究仍十分薄
弱，大多停留在對含鈣、含鈹、含鋅和某些稀土阻燃鎂
合金的研究，對于含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
表面生成有雙層結構的復雜氧化膜：其中外層主要由
Y20 和MgO組成，內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
護作用。高溫氧化動力學研究顯示，該合金在673 K和
773 K時氧化符合拋物線．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
強化方法，研究Y和Ca對Mg．4％Zn合金微觀組織和力學
性能的影響，結果表明【3l_，隨Ca在Mg．4％Zn—Ca合金中
含量增加，該合金抗拉強度呈先快速增加后緩慢降低的
趨勢；隨Y量增加，凝固組織逐漸?；?，晶粒尺寸變
小，相應地，其抗拉強度呈上升趨勢。在綜合考慮阻燃
能力和力學性能基礎上，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Mg一3．5Y．0．8Ca阻燃鎂合金的高溫氧化
特性進行研究，結果表明同時添加Y、ca能達到較好阻
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 結束語
釔是鎂合金中一種重要稀土合金元素，釔不僅可
細化鎂合金組織、改善鎂合金鑄造性能、提高室溫高
溫力學性能與蠕變性能，還能提高合金耐蝕性。當前，
十分重視Y在高強耐熱鎂合金中的應用研究。研究表
明，Y在鎂基體中的固溶度隨溫度升高增大，因此可
從固溶強化與時效析出強化人手，來提高合金室溫與
高溫力學性能。上海交通大學在國家973計劃與國家十
一五科技支撐計劃的資助下， 開展了高強耐熱
Mg—Gd．Y鎂合金研究，熱處理優(yōu)化后的合金最高抗拉
強度可達370 Ik,~Pa，但有關Y的強韌化機理有待深入研
究。此外，有關Y對該合金耐蝕行為的影響有待進一
步探討。由于Y價格較貴，且過多的Y量會降低合金塑
韌性，這不但惡化合金性能且使生產成本大大提高，
因此開發(fā)低含Y量的高強耐熱鎂合金有望成為今后研
究的方向。另外，當前有關含Y高強耐熱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行的，
有關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，該合金對冷卻速度較敏感，冷卻速度對
合金組織與性能影響較大，故今后應大力開展砂型慢
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雜零部件。
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(編輯：田世江，tsj@foundryworld．com)

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