均勻化處理對(duì)Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr鎂合金組織和力學(xué)性能的影響

閆釗鳴，張治民，杜 玥，張冠世,任璐英

(中北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，太原030051)

結(jié)構(gòu)輕量化、能源節(jié)約化的要求使鎂合金成為當(dāng)前許多重要結(jié)構(gòu)件的材料選擇方向，但是由于傳統(tǒng)鎂合金的力學(xué)性能差、耐腐蝕性低以及可加工性不高，使得其工業(yè)應(yīng)用受到限制[1-4]。鎂合金中添加稀土元素，可以在晶界處形成穩(wěn)定的金屬間化合物達(dá)到阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的作用，顯著提高其在室溫與高溫下的力學(xué)性能[5-8]。Kawamura等[9]通過(guò)快速凝固粉末冶金的方法制備出Mg97Zn1Y2合金并進(jìn)行溫?cái)D，其室溫下屈服強(qiáng)度可達(dá)610MPa，這是由于Mg-Y合金中添加Zn元素可以形成長(zhǎng)周期堆垛結(jié)構(gòu)LPSO相，通過(guò)阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)達(dá)到強(qiáng)化合金力學(xué)性能的效果。但是鑄態(tài)組織中存在的枝晶偏析以及疏松縮孔的缺陷明顯降低合金的性能，甚至?xí)诤罄m(xù)加工中導(dǎo)致開裂，所以鑄態(tài)合金經(jīng)常需要進(jìn)行均勻化處理來(lái)消除這些缺陷[10-11]。張國(guó)棟等[12]研究了均勻化對(duì)Mg-7.68Gd-4.88Y-1.32Nd-0.63Al-0.05Zr合金組織及力學(xué)性能的影響，在545℃/16h的均勻化條件下合金達(dá)到最佳性能。Li等[13]研究了均勻化對(duì)Mg-7Gd-3Y-1Nd-xZn-0.5Zr(x=0.5%，1%，2%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))的影響，當(dāng)Zn含量達(dá)到1%的時(shí)候組織內(nèi)出現(xiàn)塊狀14H-LPSO相，且隨著Zn含量的升高，LPSO相變多，在520℃/32h的均勻化條件下，含Zn量為2%的合金表現(xiàn)出更高的力學(xué)性能，這說(shuō)明LPSO相的多少對(duì)合金強(qiáng)化有明顯作用。

本工作以Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr鑄態(tài)合金為研究對(duì)象，提高合金性能為目標(biāo)，選擇了不同的均勻化參數(shù)(均勻化溫度和保溫時(shí)間)，得到了合適的均勻化制度，分析了均勻化對(duì)其微觀組織演變和力學(xué)性能的影響，為合金后續(xù)的研究奠定一定基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用材料為Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%，下同)鎂合金，其化學(xué)成分如表1所示。合金的原始鑄態(tài)棒料尺寸為φ500mm×2000mm，由山西聞喜銀光鎂業(yè)有限公司提供。利用DK7732線切割機(jī)從鑄錠上切出尺寸為50mm×50mm×200mm的若干試樣進(jìn)行熱處理。根據(jù)本課題組之前的研究[14],實(shí)驗(yàn)選擇的溫度為505，515，525℃，保溫時(shí)間為4，8，16，24h，之后為了防止過(guò)飽和固溶體發(fā)生時(shí)效析出，在約70℃水中進(jìn)行淬火。金相試樣經(jīng)過(guò)320#，600#，1200#，2500#砂紙打磨后，進(jìn)行拋光處理，采用苦味酸(4.5g苦味酸+70mL乙醇+10mL冰乙酸+10mL蒸餾水)試劑進(jìn)行腐蝕。使用Axio Imager A1m金相顯微鏡進(jìn)行微觀組織觀察；用DX-2700型X射線衍射儀進(jìn)行相成分的分析；使用SU5000掃描電子顯微鏡觀察相與斷口的形貌；采用配備在掃面電子顯微鏡上的EDS能譜儀進(jìn)行相的標(biāo)定與原子比的計(jì)算，在Instron 3381萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)。

表1 鑄態(tài)鎂合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of as-cast magnesium alloys (mass fraction/%)

2 結(jié)果與分析

2.1 鑄態(tài)組織分析

圖1，2分別為Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr鎂合金的XRD圖和微觀組織圖。由圖1的XRD圖與圖2(a)鎂合金的金相顯微圖可以看出，鑄態(tài)合金主要由α-Mg基體相、Mg5(Gd,Y,Zn)相和Mg12(Gd,Y)Zn相組成，鑄態(tài)組織顯示出了典型的鑄態(tài)胞狀(枝晶)組織，心部淺色為Mg基體固溶體(先析出的枝晶臂)，周圍深色區(qū)域?yàn)楣簿Щ衔锔患瘏^(qū)(后析出的枝晶間)，并未顯示出明顯的晶界。

圖1 Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr鎂合金XRD譜圖Fig.1 XRD patterns of Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr magnesium alloy

圖2(b)，(c)為鑄態(tài)Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr鎂合金的BSE-SEM圖。可以看出，合金主要包括黑色相，不連續(xù)分布的塊狀相或島狀相以及離散分布方塊相。表2為圖2(c)中不同點(diǎn)的元素原子分?jǐn)?shù)。可知，A點(diǎn)為α-Mg基體。晶間的共晶化合物中存在襯度不同，說(shuō)明含有不同的成分，分別標(biāo)記為B點(diǎn)和C點(diǎn)。共晶化合物內(nèi)亮白色相B的化學(xué)式為Mg-11.49Gd-4.14Y-2.25Zn，化學(xué)計(jì)量數(shù)接近Mg5(Gd,Y,Zn)，確定為Mg5(Gd,Y,Zn)相。灰色相C點(diǎn)的化學(xué)式為Mg-4.13Gd-2.65Y-5.13Zn，Gd+Y與Zn摩爾比接近1∶1，化學(xué)計(jì)量數(shù)接近Mg12RE1Zn1。研究表明[15-16]：Mg-Zn-Y合金中的14H LPSO結(jié)構(gòu)的近似化學(xué)成分為Mg-7Zn-6Y，其Zn/Y原子比約為1.17∶1，在Mg96.5Gd2.5Zn1合金中，14H LPSO結(jié)構(gòu)的近似化學(xué)成分為Mg-11Zn-8Gd，其Zn/Gd原子比約為1.38∶1，推測(cè)鑄態(tài)合金已經(jīng)形成了LPSO相，并保持著Mg-Zn-Gd和Mg-Zn-Y合金中各自14H型LPSO結(jié)構(gòu)的Zn/RE原子堆垛序列。D點(diǎn)主要含有大量Y，Gd和少量Mg，Zr，以及極少量的Zn，為富稀土相。

圖2(d)為圖2(c)方塊區(qū)域的元素分布圖。可以看出，元素Gd，Y，Zn，Zr主要集中在共晶化合物富集區(qū)及其周邊區(qū)域，合金凝固時(shí)首先形成α-Mg固溶體，隨著液相溫度逐漸接近共晶溫度，位于在枝晶交叉處的稀土含量較高的液相發(fā)生共晶反應(yīng)，形成含有兩種共晶相網(wǎng)狀組織。共晶兩相合金元素含量均高于先共晶的α-Mg，但兩種合金元素的富集狀態(tài)不同。其中，Y和Zr元素的分布沒有存在明顯差異，但是Gd和Zn元素表現(xiàn)出的富集位置有所不同，Gd元素主要富集在白色共晶相上，Zn元素主要富集在灰色共晶相上，而幾乎不存在于基體內(nèi)，可以推測(cè)Zn含量較高的共晶相與α-Mg基體相存在一定的位向關(guān)系。

圖2 鑄態(tài)Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr鎂合金的微觀組織 (a)金相顯微圖；(b)～(c)BSE-SEM圖；(d)放大區(qū)域元素分布圖Fig.2 Microstructures of as-cast Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr magnesium alloy (a)metallographic micrograph；(b)-(c)BSE-SEM images；(d)magnifying area element distribution maps

表2 圖2(c)中不同點(diǎn)元素的原子分?jǐn)?shù)(%)Table 2 Element atomic fraction(%) of different points in Fig.2(c)

2.2 均勻化處理對(duì)Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr鎂合金微觀組織的影響

圖3為Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr鎂合金不同均勻化溫度下保溫4h的BSE-SEM圖。可以發(fā)現(xiàn)，在505℃均勻化處理后(圖3(b))，第二相分布相比于鑄態(tài)更加不均勻，共晶化合物內(nèi)網(wǎng)狀分布的白色共晶相部分溶解轉(zhuǎn)化為灰色共晶相，殘留部分集中在晶粒三角交叉帶，同時(shí)在共晶化合物周圍析出更多小的亮白色方塊相。溫度提高到515℃后(圖3(c))，可以看到殘留的白色共晶相進(jìn)一步溶解轉(zhuǎn)化為灰色相，灰色相表現(xiàn)出較為難溶的性質(zhì)，同時(shí)在共晶化合物周圍的小的離散分布的方塊相有所減少。溫度繼續(xù)提高到525℃(圖3(d))，可以觀察到復(fù)熔三角晶界的出現(xiàn)。復(fù)熔共晶球、晶界局部復(fù)熔加寬和復(fù)熔三角晶界是判斷出現(xiàn)過(guò)燒的3個(gè)現(xiàn)象[17]，由于復(fù)熔三角晶界的出現(xiàn)，可以判定合金出現(xiàn)過(guò)燒現(xiàn)象。綜上所述，在515℃均勻化溫度條件下，有利于共晶相的回溶，晶界處分布的共晶相體積分?jǐn)?shù)最少，是較為合適的均勻化溫度。

由圖1均勻化515℃/4h后的XRD圖可以看出，經(jīng)過(guò)均勻化處理后組織主要由α-Mg與Mg12(Gd,Y)Zn相組成。表3為圖3(b) 505℃保溫4h的SEM圖中各點(diǎn)元素的原子分?jǐn)?shù)。可以看出，E點(diǎn)為α-Mg基體相；共晶灰色相F點(diǎn)的化學(xué)式為Mg-3.77Gd-2.37Y-4.43Zn，與鑄態(tài)組織中LPSO相組成與原子比相似，說(shuō)明F為L(zhǎng)PSO相。稀土鎂合金中的LPSO相獲得途徑有兩種：①鑄態(tài)中本身存在的LPSO相;②通過(guò)熱處理或者變形得到。該合金主要是通過(guò)第一類方法獲得LPSO相。共晶白色相G點(diǎn)的化學(xué)式為Mg-11.64Gd-3.45Y-2.44Zn-0.33Zr，為Mg5(Gd,Y,Zn)相，由圖3可以看出Mg5(Gd,Y,Zn)相在均勻化過(guò)程中不斷溶解轉(zhuǎn)化為L(zhǎng)PSO相，含量逐漸降低。亮白方塊相中元素含量與鑄態(tài)合金中的富稀土相相類似，富稀土相較硬，容易萌生裂紋，對(duì)合金的力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響，但由于含量較少，所以在圖1的XRD圖中難以檢測(cè)到衍射峰。

表3 圖3(b)中不同點(diǎn)元素的原子分?jǐn)?shù)(%)Table 3 Element atomic fraction(%) of different points in Fig.3(b)

圖4為Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金在515℃不同保溫時(shí)間的微觀組織圖。圖4(e)，(f)均勻化后的金相圖與圖2(a)的對(duì)比可以看出，均勻化后合金組織枝晶消失，出現(xiàn)了明顯的晶界，塊狀的共晶化合物部分溶于基體，剩余的離散分布于晶界處。

當(dāng)時(shí)間較短(4h)時(shí)，鑄態(tài)組織中的灰色網(wǎng)狀化合物被不連續(xù)分布的LPSO相取代，但是此時(shí)的LPSO相較為粗大，尺寸在100～160μm左右。在LPSO相內(nèi)部可以看到零散分布的未溶解Mg5(Gd,Y,Zn)相，此時(shí)的方塊富稀土相析出較多，LPSO相的體積分?jǐn)?shù)為26.1%。隨著時(shí)間的增長(zhǎng)(8，16h)，Mg5(Gd,Y,Zn)相溶解轉(zhuǎn)變?yōu)殡y溶的LPSO相，富稀土相大部分溶入基體，16h下的LPSO相尺寸相比8h下明顯細(xì)化，達(dá)到了80μm左右，呈現(xiàn)出細(xì)條帶狀分布在晶界，此時(shí)LPSO相的體積分?jǐn)?shù)下降至13.4%。當(dāng)時(shí)間延長(zhǎng)到24h后，組織相比16h未發(fā)生明顯變化，但是基體晶粒長(zhǎng)大明顯，如圖4(e)，(f)，說(shuō)明隨著保溫時(shí)間的增加，在晶界處起釘扎作用的LPSO相發(fā)生溶解，晶粒的平均尺寸逐漸增大。

圖4(g)為Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金515℃保溫8h的元素分布圖。可以看出，均勻化過(guò)程中共晶相溶解，Gd元素在基體內(nèi)分布相比鑄態(tài)變得更加均勻；Y元素分布變化有限，主要分布在塊狀相上，基體內(nèi)較少；Zn元素分布相比鑄態(tài)變得均勻，亮白方塊富稀土相上卻少見Zn的分布；Zr元素分布與鑄態(tài)相比，均勻性變化不大，均勻化后元素更多富集在亮白塊狀稀土相。結(jié)果表明,均勻化后的合金元素分布得到一定改善，塊狀相主要富集了Gd，Y，Zn，Zr元素；Gd,Y,Zr元素富集在富稀土相上，而缺少Zn元素。

圖4 不同保溫時(shí)間下Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr鎂合金515℃的微觀組織 (a)～(d)4，8，16，24h的SEM圖；(e)～(f)16h和24h的金相圖；(g)8h的元素分布圖Fig.4 Microstructures of Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr magnesium alloy at 515℃ with different heat preservation time (a)-(d)SEM images with 4,8,16h and 24h;(e)-(f)metallographic microstructures with 16h and 24h；(g)element distribution maps with 8h

2.3 均勻化處理對(duì)Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr鎂合金力學(xué)性能的影響

圖5為鑄態(tài)Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr鎂合金在515℃不同保溫時(shí)間處理后的室溫力學(xué)性能圖。經(jīng)過(guò)均勻化處理后的合金力學(xué)性能有了明顯改善，抗拉強(qiáng)度由鑄態(tài)的172.9MPa，提高到16h的212.3MPa，提高了22%；屈服強(qiáng)度由154.5MPa，提高到16h的172.1MPa，提高約12%；伸長(zhǎng)率由1.8%提高到3.1%。同時(shí)可以看出，延長(zhǎng)均勻化時(shí)間到24h對(duì)力學(xué)性能的改善并不明顯，這是由于均勻化處理后，高溫使得部分第二相發(fā)生溶解轉(zhuǎn)化而尺寸變小，位于晶界處的共晶相溶解形成過(guò)飽和固溶體，溶于基體內(nèi)的Gd，Y原子半徑較大,易產(chǎn)生晶格畸變，對(duì)位錯(cuò)滑移起到釘扎作用和固溶強(qiáng)化的效果，此外，晶界處難溶的LPSO相也會(huì)對(duì)位錯(cuò)的滑移起到阻礙作用，使得合金強(qiáng)度提高。與此同時(shí)，均勻化態(tài)合金中晶界處的共晶化合物溶解，轉(zhuǎn)化為L(zhǎng)PSO相， LPSO相特有的扭折變形機(jī)制可以與基面滑移共同作用來(lái)緩解位錯(cuò)塞積所造成的應(yīng)力集中，但是由于LPSO相的難溶與穩(wěn)定，其同樣可以表現(xiàn)出強(qiáng)化合金的效果，所以宏觀表現(xiàn)為伸長(zhǎng)率提高有限，僅由1.8%提高到3.1%。

圖5 鑄態(tài)Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr鎂合金在515℃不同 保溫時(shí)間處理后的室溫力學(xué)性能Fig.5 Room temperature mechanical properties of as-cast Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr magnesium alloy at 515℃ with different heat preservation time

高溫力學(xué)性能作為重要結(jié)構(gòu)件的力學(xué)性能指標(biāo)之一，常常在構(gòu)件服役階段發(fā)揮著重要的作用[18]。圖6為鑄態(tài)Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr鎂合金均勻化處理后室溫與高溫力學(xué)性能對(duì)比圖。可以看出，隨著溫度的升高，合金的抗拉強(qiáng)度表現(xiàn)出先增大后減小的趨勢(shì)，在200℃時(shí)抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大，為237.2MPa，相比室溫提高了10%；屈服強(qiáng)度表現(xiàn)為由室溫到高溫逐漸降低的過(guò)程，在200℃時(shí)屈服強(qiáng)度出現(xiàn)了明顯的降低；伸長(zhǎng)率則隨著溫度的升高逐漸增大，200℃時(shí)伸長(zhǎng)率為9.7%。出現(xiàn)這些現(xiàn)象是由于溫度升高，鎂合金的非基面交滑移成為主要變形機(jī)制，顯微裂紋難以形核和擴(kuò)展，伸長(zhǎng)率提高，難溶的LPSO相在高溫下仍然可以阻礙位錯(cuò)的移動(dòng)，使合金表現(xiàn)出較高的抗拉強(qiáng)度，但是當(dāng)溫度達(dá)到300℃時(shí)，產(chǎn)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化，熱變形為擴(kuò)散過(guò)程所控制，因此合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度下降，塑性不斷提高。

圖6 鑄態(tài)Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr鎂合金均勻化處理 后的室溫與高溫力學(xué)性能Fig.6 Room temperature and high temperature mechanical properties of as-cast Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr magnesium alloy after homogenization treatment

圖7為Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr鎂合金室溫不同狀態(tài)下的拉伸斷口形貌。可以看出，圖7(a)鑄態(tài)斷口存在大量的撕裂棱，在撕裂棱的周圍形成了較多扁平的解理臺(tái)階，為解理斷裂特征，表明合金塑性較差，這是由于鎂合金是密排六方形結(jié)構(gòu)，室溫變形只通過(guò)基面滑移進(jìn)行，當(dāng)應(yīng)變發(fā)生較大時(shí)，變形難以進(jìn)行，隨著裂紋的萌生與延伸發(fā)生斷裂。經(jīng)過(guò)均勻化處理后(圖7(b))仍然存在較多撕裂棱與解理臺(tái)階，與此同時(shí)可以看到少量淺而小的韌窩，表現(xiàn)為準(zhǔn)解理斷裂特征，這是由于均勻化處理之后，在晶界附近仍然存在一定體積分?jǐn)?shù)的LPSO相，由于LPSO相的穩(wěn)定性好，且難溶于基體，使得裂紋源在此發(fā)生，合金宏觀表現(xiàn)為塑性提高不太明顯。

圖7 Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr鎂合金室溫拉伸斷口形貌 (a)鑄態(tài)；(b)均勻化態(tài)Fig.7 Tensile fracture morphologies of Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr magnesium alloy at room temperature (a)as-cast;(b)homogenized

3 結(jié)論

(1)Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr鎂合金515℃均勻化處理后，共晶化合物中的Mg5(Gd,Y,Zn)完全溶解轉(zhuǎn)化為塊狀LPSO相，同時(shí)在505℃時(shí)析出的富稀土相溶解。溫度為525℃時(shí)，出現(xiàn)三角復(fù)熔晶界，即出現(xiàn)過(guò)燒。保溫16h時(shí)，共晶化合物轉(zhuǎn)化LPSO相最顯著，LPSO相所占體積分?jǐn)?shù)降低到13.4%。保溫16h以上，相轉(zhuǎn)變能力減弱，第二相對(duì)晶界的釘扎作用減弱，晶粒長(zhǎng)大明顯。綜合考慮，合適的均勻化制度為515℃/16h。

(2)在515℃/16h均勻化條件下，合金室溫抗拉強(qiáng)度為212.3MPa，相比鑄態(tài)172.9MPa提高了22%，同時(shí)伸長(zhǎng)率由1.8%提高到3.1%；在200℃高溫條件下，抗拉強(qiáng)度強(qiáng)度達(dá)到237.2MPa，相比室溫提高了10%，伸長(zhǎng)率由3.1%提高到9.7%，LPSO相作為高溫穩(wěn)定相，對(duì)位錯(cuò)的滑移起到阻礙作用。

(3)合金室溫拉伸斷口存在較多的撕裂棱與解理臺(tái)階，為解理斷裂的特征，宏觀表現(xiàn)出較強(qiáng)的脆性；均勻化處理后，出現(xiàn)少量淺且小的韌窩，但是仍然存在較多的解理臺(tái)階與撕裂棱，為準(zhǔn)解理斷裂的特征，LPSO相具有高穩(wěn)定性，難溶于基體的特征使其成為裂紋源的萌生處，合金宏觀表現(xiàn)為塑性提高有限。