Mg-1Gd(Nd)-0.6Zr鎂合金的顯微組織和力學性能

張文玉, 吳遠志, 葉 拓, 杜偉肖, 劉先蘭, 趙龍飛, 吳元禎, 全 陽

(1. 湖南工學院 創新創業教育中心, 湖南 衡陽 421002;2. 湖南工學院 智能制造與機械工程學院, 湖南 衡陽 421002;3. 湖南工學院 汽車零部件研究院, 湖南 衡陽 421002;4. 北京機科國創輕量化科學研究院有限公司, 北京 100083)

鎂合金以其高比強度、比剛度等優越性在航空航天、軍工、汽車及醫療等方面的應用越來越廣泛[1-5],如QE22A合金用于飛機起落架外筒和輪彀;WE43、WE54等合金用于航空發動機齒輪箱、飛機的變速系統;EZ33A、EK41、AE42等鎂合金用于汽車發動機、變速箱、氣缸蓋等部件。對于多種稀土元素及高稀土含量的鎂合金研究報道的比較多[6-12],而對于單個稀土元素及低稀土含量對鎂合金的影響報道的較少。本試驗以Mg-0.6Zr鎂合金為基礎,分別加入Gd和Nd兩種稀土元素,對比研究Gd和Nd兩種稀土元素對Mg-0.6Zr鎂合金組織和性能的影響,探討重稀土元素(Gd)和輕稀土元素(Nd)在鎂合金中的作用機制,以滿足鎂合金在不同工程實踐中的需要。

1 試驗材料與方法

試驗采用純鎂錠(99.96%Mg,質量分數,下同)和Mg-30%Zr、Mg-20%Gd、Mg-20%Nd中間合金為原材料,自行制備Mg-0.6Zr、Mg-1Gd-0.6Zr和Mg-1Nd-0.6Zr鎂合金。熔煉前先進行烘干預熱,熔煉時,先把預熱好的鎂錠放入SG-9-10型電阻坩堝爐中升溫至650 ℃,待全部熔化后再升溫到720 ℃,根據合金成分的要求,分別加入中間合金,待熔化后再升溫至740 ℃,保溫20 min后攪拌1～2次,再降溫到720 ℃,靜置20 min后進行澆鑄,鑄錠尺寸為φ60 mm×150 mm。在熔煉過程中采用CO2和SF6混合氣體進行保護。鑄錠經過均勻化退火后,在300 ℃進行擠壓塑性變形,擠壓比為16∶1,變形后直徑為φ15 mm。最后進行170 ℃×8 h時效處理。

不同狀態試樣經4%(體積分數)硝酸酒精溶液侵蝕后,采用POLYVAR- MET型光學顯微鏡(OM)進行顯微組織觀察,并用Sirion200 型掃描電鏡(SEM)進一步觀察和能譜分析。采用D/Max2500 X射線衍射儀進行物相分析,試樣尺寸為15 mm×15 mm ×5 mm,試驗條件為:CuKα輻射,電流28 mA,加速電壓36 kV,掃描范圍(2θ)為10°～80°,掃描速度10°/min,試驗溫度為室溫。按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分:室溫試驗方法》,采用CSS-44100型萬能電子拉伸試驗機進行力學性能測試,結果為3個平行試樣的平均值。

2 試驗分析與討論

2.1 鑄態鎂合金的顯微組織

圖1為鑄態Mg-0.6Zr、Mg-1Gd-0.6Zr和Mg-1Nd-0.6Zr鎂合金的顯微組織。可以看出,鑄態Mg-0.6Zr合金晶粒比較粗大,平均晶粒尺寸約為300 μm,晶界干凈清晰,如圖1(a)所示。加入稀土元素Gd和Nd后,合金的晶粒尺寸明顯變小,且晶內和晶界上分布有少量的顆粒狀物相。Mg-1Gd-0.6Zr合金晶粒尺寸約為100 μm,如圖1(b)所示,Mg-1Nd-0.6Zr鎂合金晶粒尺寸約為80 μm,如圖1(c)所示。在鎂合金中,Zr作為非均勻形核的結晶核心,增加單位體積晶核核心的數量,形核率提高,從而細化晶粒。稀土元素Gd、Nd與鎂的晶體結構一樣,都屬于密排六方結構,一部分固溶于基體中,一部分富集在晶界,使晶粒進一步得到細化[1]。

圖1 鑄態鎂合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of the as-cast magnesium alloys(a) Mg-0.6Zr; (b) Mg-1Gd-0.6Zr; (c) Mg-1Nd-0.6Zr

圖2為Mg-Gd和Mg-Nd二元合金相圖[13]。可以看出, Mg-Gd二元合金中存在4種二元化合物:Mg5Gd、Mg3Gd、Mg2Gd和MgGd。Mg-Nd二元合金中存在有Mg41Nd5、Mg3Nd、Mg2Nd和MgNd等多種第二相。根據試驗合金成分范圍可知,Mg5Gd相為Mg-1Gd-0.6Zr合金中的主要析出強化相,Mg41Nd5相為Mg-1Nd-0.6Zr合金中的主要析出強化相。

圖2 Mg-Gd(a)和Mg-Nd(b)二元鎂合金的相圖[13]Fig.2 Phase diagrams of the Mg-Gd(a) and Mg-Nd(b) binary magnesium alloys[13]

圖3為Mg-1Gd-0.6Zr和Mg-1Nd-0.6Zr合金的SEM圖和EDS分析結果。可以看出,合金晶界和晶內出現了含Gd、Nd的第二相化合物。Mg-1Gd-0.6Zr合金中,除了α-Mg固溶體外,還有少量的Mg5Gd相呈細小的顆粒狀(尺寸約1 μm)分布在晶界上,如圖3(a)所示。而Mg-1Nd-0.6Zr合金中,Mg-Nd化合物相呈現不規則的多邊形(尺寸約1 μm×5 μm)分布在晶界,如圖3(b)所示。由圖2可知,溶質稀土元素Gd和Nd的平衡分配系數K<1,合金凝固時,Gd和Nd元素在固/液界面前沿發生偏析而富集在固/液界面前沿。晶界上偏聚的Gd和Nd元素抑制和阻斷枝晶的生長。

圖3 鑄態鎂合金的SEM圖及EDS分析結果Fig.3 SEM images and EDS analysis results of the as-cast magnesium alloys(a) Mg-1Gd-0.6Zr; (b) Mg-1Nd-0.6Zr

通過X射線衍射(XRD)圖譜(見圖4)可知,Mg-1Nd-0.6Zr合金中除了Mg41Nd5相衍射峰外,還出現了Mg12Nd相衍射峰。結合Mg-Nd-Zr三元合金相圖(見圖5)分析,Mg-1Nd-0.6Zr合金中只存在Mg41Nd5第二相。Wang等[14]研究指出,Mg-Nd合金中金屬化合物Mg12Nd的穩定性最差,因此,相圖上沒有Mg12Nd相,但實際上還是可能在合金中存在的。Mg-1Gd-0.6Zr合金的XRD圖中沒有Mg5Gd的衍射峰,可能是由于Gd含量低,Mg5Gd相很少的緣故。

圖4 鑄態鎂合金的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of the as-cast magnesium alloys

圖5 Mg-Nd-Zr三元鎂合金相圖[12]Fig.5 Phase diagram of the Mg-Nd-Zr ternary magnesium alloy[12]

2.2 擠壓和時效鎂合金顯微組織

鎂合金在熱擠壓變形過程中,晶粒被擠壓、破碎,晶粒內的位錯密度不斷增加,當位錯密度增大到一定值時,產生應力集中,驅動動態再結晶的發生。因此,擠壓塑性變形使得合金晶粒進一步細化的同時,還形成了一部分晶粒更加細小的動態再結晶晶粒[15]。Mg-1Gd-0.6Zr和Mg-1Nd-0.6Zr鎂合金經300 ℃擠壓后的顯微組織如圖6(a, c)所示。可以看出,Mg-1Gd-0.6Zr合金中有一部分尺寸較大的粗晶粒(橢圓標記區域),尺寸為10～20 μm,還有一部分尺寸較小的再結晶細晶粒(方框標記),尺寸約為1 μm。Mg-1Nd-0.6Zr合金中粗晶粒尺寸約為10 μm。

圖6 擠壓態(a, c)和時效態(b, d)鎂合金的顯微組織Fig.6 Microstructure of the as-extruded(a, c) and as-aged(b, d) magnesium alloys (a,b) Mg-1Gd-0.6Zr; (c,d) Mg-1Nd-0.6Zr

Mg-1Gd-0.6Zr和Mg-1Nd-0.6Zr鎂合金經170 ℃×8 h時效處理后的顯微組織如圖6(b, d)所示。根據文獻報道,Mg-Gd合金的時效析出序列[16-17]為:G.P.區→β″-Mg3Gd→β′-Mg7Gd→β-Mg5Gd。Mg-Nd合金的時效析出序列[1,18]為:棒狀G.P.區(共格) →β″相(D019型規劃結構)→β′相(Mg3Nd,fcc結果)→β相(Mg12Nd,bcc結果)。G.P.區和β″相都形成于約150 ℃,在較高的溫度下將析出β′相和β相。因此,在試驗條件下,由于溫度較高,且合金中的Gd和Nd含量較低,可能出現了β′相和β相。相比擠壓態,時效態鎂合金晶粒雙峰特征更加明顯[19-20]。

2.3 鎂合金的力學性能

Mg-0.6Zr、Mg-1Gd-0.6Zr和Mg-1Nd-0.6Zr鎂合金在鑄態、擠壓態和時效態的力學性能如圖7所示。可以看出,一方面,合金成分不同,力學性能不一樣,鑄態、擠壓態和時效態Mg-1Nd-0.6Zr鎂合金的抗拉強度、屈服強度和伸長率均最高,Mg-0.6Zr鎂合金的最低。另一方面,合金的狀態不同,力學性能不同,Mg-0.6Zr、Mg-1Gd-0.6Zr和Mg-1Nd-0.6Zr鎂合金的抗拉強度、屈服強度和伸長率均呈時效態高于擠壓態、擠壓態高于鑄態的特征。時效態Mg-1Nd-0.6Zr鎂合金的抗拉強度為201.71 MPa,比擠壓態高3.6%,比鑄態高23%,比時效態Mg-1Gd-0.6Zr鎂合金高2%;時效態Mg-1Nd-0.6Zr合金屈服強度為88.88 MPa,比擠壓態高14%,比鑄態高34%,比時效態Mg-1Gd-0.6Zr鎂合金高2%;時效態Mg-1Nd-0.6Zr鎂合金伸長率為29.2%,比擠壓態高4.3%,比鑄態高46%,比時效態Mg-1Gd-0.6Zr鎂合金高15.4%。

圖7 三種不同狀態下鎂合金的力學性能(a)抗拉強度;(b)屈服強度;(c)伸長率Fig.7 Mechanical properties of the magnesium alloys under three different states (a) tensile strength; (b) yield strength; (c) elongation

Mg-0.6Zr、Mg-1Gd-0.6Zr和Mg-1Nd-0.6Zr鎂合金中分別含有釓(Gd)、釹(Nd)和鋯(Zr)等合金元素,化學成分的差異導致鎂合金在熱變形和時效過程中產生組織和性能的變化。這3種鎂合金在不同條件下的力學性能的變化可能存在以下幾方面的原因:①稀土元素對鎂合金的固溶強化作用。Mg、Gd和Nd的原子半徑分別為0.172、0.254和0.264 nm,由于原子半徑、電負性和價電子差異等因素(見表1)的影響,使得含Gd和Nd的鎂合金產生晶格畸變而引起固溶強化,強度都高于Mg-0.6Zr鎂合金。由于Nd原子半徑比Gd原子半徑大,與鎂原子半徑差異更大,固溶后造成的晶格畸變更大,固溶強化效果也更強,因此這3種鎂合金中,Mg-1Nd-0.6Zr鎂合金的強度最高。②稀土元素有利于促進形核,細化晶粒。由圖2可知,稀土元素的溶質分配系數K<1,因而合金在凝固過程中,稀土元素容易在固液界面的前端富集,一方面造成成分過冷,促進新的晶核的形成,形核率增大而形成細小的等軸晶組織,另一方面,晶界富集的稀土元素Gd和Nd以及晶界上形成的第二相Mg5Gd、Mg41Nd5和Mg12Nd等對晶界起到釘扎作用,阻礙α-Mg晶粒長大,細化了晶粒。由Hall-Petch公式可知,晶粒細化使得強度增加,ΔσGS=Kd-1/2,而鎂合金的晶粒尺寸(d)的敏感系數K值較大,因而合金的強度隨晶粒尺寸的細化而增加,Mg-1Nd-0.6Zr合金晶界上的Mg41Nd5和Mg12Nd相較多,晶粒細化效果比Mg-1Gd-0.6Zr鎂合金的好,因而強度高。③熱擠壓塑性變形的同時產生了動態再結晶,進一步使晶粒細化,形成了由變形晶粒和動態再結晶細晶粒組成的雙峰組織,提高合金強度的同時,塑性也得到提高。④產生了時效析出強化效果。由于時效析出過程中形成的雙峰組織更加顯著,因而強度和塑性得到提高。

表1 合金元素的性能參數

3 結論

1)鑄造Mg-1Gd-0.6Zr鎂合金的組織由α-Mg和Mg5Gd相構成,顆粒狀的Mg5Gd相分布在晶界,平均晶粒尺寸約為100 μm。鑄造Mg-1Nd-0.6Zr鎂合金的組織由α-Mg,Mg41Nd5和Mg12Nd相構成,不規則形狀的Mg-Nd相分布在晶界,平均晶粒尺寸約為80 μm。

2) 在300 ℃進行擠壓塑性變形(擠壓比16∶1)后,合金發生了動態再結晶。擠壓態Mg-1Gd-0.6Zr和Mg-1Nd-0.6Zr鎂合金出現了由變形晶粒和動態再結晶晶粒構成的雙峰組織。再經170 ℃×8 h時效處理后,變形晶粒和動態再結晶晶粒構成的雙峰組織更加突出。

3)時效態Mg-1Nd-0.6Zr鎂合金的力學性能最好,抗拉強度為201.71 MPa,比擠壓態高3.6%,比鑄態高23%,比時效態Mg-1Gd-0.6Zr鎂合金高2%。時效態Mg-1Nd-0.6Zr鎂合金伸長率為29.2%,比擠壓態高4.3%,比鑄態高46%,比時效態Mg-1Gd-0.6Zr鎂合金高15.4%。稀土元素Gd、Nd的加入,使鎂合金的力學性能得到改善。