作者：李斌
在过共晶Mg-5 Si合金中大部分Si与Mg反应生成具有高硬度、高熔点、低密度和低的热膨胀系数的Mg2Si金属间化合物。因此，过共晶Mg-5 Si合金作为结构材料具有很大潜力。但是，在普通重力铸造条件下，由于冷却速度较慢，析出的Mg2 Si相常以粗大的汉字状甚至发达的树枝状分布于凝固的Mg基体中。这不仅影响合金的铸造性能，而且严重地割裂了基体，使材料的性能下降。因此，通过控制和改善初生Mg2Si相形貌、尺寸和分布，对提高过共晶Mg-5Si合金性能非常重要。针对初生Mg2 Si相变质，大量研究者采用La、N d及混合稀土RE等来使其变质。杨明波等研究了Ce、Y和Gd对Mg-3Sn-2Sr镁合金铸态组织和力学性能的影响。但有关稀土Gd对过共晶Mg-5S1中初生Mg2Si相变质细化的影响未见报道。本课题研究了Gd对Mg-5 Si合金中初生Mg2Si相变质的影响规律。
1 试验过程与设备
试验原料为99. 98%（质量分数，下同）的高纯镁锭、99. 95%的工业纯硅、Mg-30Gd中间合金。其中Gd加入量依次设定为0. 4%、0.8%、1.0%和2.O%、3. 0%。在中频感应炉中采用石墨坩埚制备母合金Mg-5Si。将制备好的Mg-5Si合金采用SF6含量为5%的C02混合气体保护，在790℃进行重熔，保温25 min，然后将Mg-30Gd中间合金加入到Mg-5Si合金熔体中，保温10 min，用石墨棒充分搅拌，浇注温度设置为780oC，将熔体浇注到预热至300 0C的石墨型中，制备试样。将浇注的铸锭，进行标号处理，统一在距圆柱锭底部上1.5 cm、侧面1／3处采用线切割技术按照GB/T228-2010加工力学拉伸试棒，见图1。采用E200D微机控制电子万能试验机测试试样的抗拉强度和伸长率等，拉伸速度为2 mm／min。在铸锭另一侧的1／3处取1.5cm×1.5 cm×2 cm的长方体，用以观察组织和成分分析。将抛光好的试样放入装有变色硅的密闭玻璃皿中存放待检测。
经研磨、抛光后，选用浓HC1（浓度为36%～37%）和浓HN03（浓度为65%～68%）的混合溶液（体积比为2:1）对抛光后的试样进行10～15 s的腐蚀，其腐蚀液的液面不超过试样高度的1／4；利用Neophot-2光学金相显微镜和QUANTA 200型环境扫描电镜等观察合金的显微组织。
2 试验结果与分析
2.1 合金的显微组织观察与变质机理分析
图2为加入0. 4%、0.8%、1.0%、2.0%与3.0%的Mg-30Gd中间合金对Mg-5Si合金进行变质的显微组织，其中A、B、C所指的分别为初生Mg2Si相、共晶Mg2Si相、a-Mg基体。当Mg-30Gd中间合金加入量为0. 4%、0.8%、1.0%时，初生Mg2Si相由偏析、团聚的粗大树枝状转变为分布较均匀的近球状，平均尺寸由100～150μm转变为30～40 μu，变质效果比较明显。当加入2. 0%的Mg-30Gd后，其变质效果达到最佳，分布均匀，平均尺寸低于25 μm。当加入量为3.0%时．Mg-5 Si合金中初生Mg2Sii相出现了过变质现象。
图3为不同Mg-30Gd中间合金添加量对Mg-5 Si合金变质的XRD分析。XRD分析结果表明，随着不同含量的Mg-30Gd中间合金加入，Mg-5Si合金中相的组成发生变化，产生了微量的新金属间化合物GdxSiy( GdSi、Gd5 Si4)。
图4为Mg-30Gd加入量为2．O%变质Mg-5Si合金中初生Mg2Si相的高倍的背散射形貌与对应的EDS能谱分析。可以看出，在变质后的合金凝固组织中观察到一些白色的针状和短棒状相分布在基体α-Mg中，经EDS能谱分析得出存在GdxSiy金属间化合物，1、3，点分别为Mg2Si和a-Mg。Mg、Si和Gd的电负性分别为1. 20、1.80和1.21，Si与Gd的电负性差值(0.59)大于Mg与Gd的电负性差值(o．01)，根据元素间化合物形成的难易程度取决于它们的电负性差值，则在合金凝固过程中Gd更倾向于与Si反应形成金属间化合物。
Gd作为表面活性元素，吸附于Mg2Si相的表面上。由于Gd的原子半径大于Mg和Si的原子半径．并且在凝固过程中Gd更倾向于与Si反应形成金属间化合物GdxSiy，从而毒化了初生Mg2 Si相的生长方式，抑制了初生Mg2 Si相异向生长。根据金属晶体的生长理论，过共晶Mg-Si合金在结晶过程中初生Mg2Si相的临界晶核半径：
R*=2σPL/Gm
(1)式中，σPL为Mg2 Si颗粒与液态合金的界面张力；Gm为Mg2 Si固相与液相单位体积的自由能差。而临界形核功
△G*=A*σPL=r*2σPL
(2)式中，A*为临界晶核的表面积。
从式(1)和式(2)可以看出，由于Gd在Mg2Si相生长界面的富集有利于σPL的降低。随着σPL降低，初生Mg2Si相临界晶核半径减小，所需的临界形核功越低，进而有利于更多初生Mg2Si晶核的生成。因此，当Mg-30Gd的加入量为0.4%、0.8%、1.0%时，初生Mg2Si相由偏析、团聚的粗大树枝状转变为分布较均匀的近球状，平均尺寸由100～150 μm转变为30～40μm，变质效果比较明显。当加入2．O%的Mg-30Gd时，更多的Gd原子富集吸附于初生Mg2 Si表面，有效阻止了粗大初生Mg2Si的形成，充分改变了初生Mg2Si的尺寸和分布。在这种情况下，Gd原子的加入使得临界晶核半径进一步减小，促使Gd原子排出推入到固液界面前沿，另一些则被吸附到正在生长的初生Mg2Si生长前沿。这些Gd原子包覆了正生长的初生Mg2Si相，改变其表面能，阻碍了外部Mg原子和Si原子向初生Mg2Si相扩散，从而有效地阻碍了初生Mg2 Si相生长。但是，当Mg-30Gd添加量进一步增加到3.0%时，大量Gd原子吸附到初生Mg2Si生长前沿，对于GdxSiy的形成提供了充足的Gd原子，所以一些Gd原子更倾向于与扩散过来的Si反应形成GdxSiy相。因此，Gd此时不能有效地阻止Mg和Si原子向生长的Mg2Si扩散，从而促进了粗大初生Mg2Si的形成，导致Gd变质的失效。另一方面，Gd的加入，在一定程度上改变合金相的结构组成，产生了微量金属间化合物GdxSiy( GdSi、Gd5Si4)，该类化合物与初生Mg2Si相晶格相似、晶格常数相当，但熔点高于Mg2Si而优先析出，满足异质形核的必要条件，因此，金属间化合物GdxSiy为初生Mg2Si相的生长提供了异质形核核心。
2.2 合金的力学性能
图5为不同加入量Mg-30Gd中间合金变质对Mg-5Si合金的抗拉强度与伸长率的影响。由图5可以看出，在重力铸造条件下，Mg-30Gd中间合金的变质对Mg-5 Si合金的抗拉强度与伸长率提升比较明显。当Mg-30Gd加入量为2.0%时，合金试样的抗拉强度与伸长率分别为105 MPa和3.1%。
图6为加入2.0%的Mg-30Gd时，Mg-5 Si合金试样断口形貌，其中A为初生Mg2 Si相。由图6可知，从宏观塑性变形和断裂特征的角度，在共晶Mg2 Si相与α-Mg基体的界面上的断裂属于同一种疲劳断裂，存在Mg2 Si相疲劳条带。裂纹源主要来自两方面：①初生Mg2 Si相自身的沿晶断裂；②初生Mg2 Si相与α-Mg基体的界面处疲劳断裂。
3 结 论
(1) Gd能有效变质初生Mg2 Si相。当Mg-30Gd中间合金加入量为2.0%时，初生Mg2 Si相平均尺寸小于25 μm，大部分形貌为近球状，且分布均匀。但当加入量为3. 0%时，初生Mg2 Si相出现过变质现象。
(2) Mg-5Si合金经不同含量Mg-30Gd中间合金变质后，其抗拉强度与伸长率变化较为明显。当Mg-30Gd中间合金加入量为2.0%时，抗拉强度与伸长率分别达到105 MPa和3.1%。
4摘要采用Mg-30Gd中间合金对过共晶Mg-5 Si合金进行变质处理，考察了Gd对合金组织与力学性能的影响，并讨论了其变质机理。结果表明，Gd对过共晶Mg-5 Si合金中初生Mg2Si相具有良好的变质作用。当加入2.0%的Mg-30Gd时，变质效果最佳，初生Mg2 Si相的平均尺寸减小到25μm以下，其形态大部分为近球状，并且分布均匀，合金的抗拉强度和伸长率也达到了最大值，分别为105 MPa和3.1%。但是，当Mg-30Gd增加到3．O%时，初生Mg2Si相又转变为粗大的树枝晶形态。变质机理与稀土元素富集于初生Mg：Si相生长表面抑制优先生长晶向的生长，以及金属间化合物GdxSiy为初生Mg2 Si相生长提供了异质形核核心有关。
