鄭梁，劉楚明，王洪海，王松濤，萬(wàn)迎春，王霄，陳志永

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙，410083；2. 中國(guó)空空導(dǎo)彈研究院，河南 洛陽(yáng)，471009；3. 哈爾濱理工大學(xué) 機(jī)械與動(dòng)力工程學(xué)院，黑龍江 哈爾濱，150080)

稀土鎂合金因其具有低密度、優(yōu)良的室溫和高溫強(qiáng)度而受到廣泛關(guān)注[1?6]。但是，鎂合金較差的延展性極大地限制了其應(yīng)用，合金化和塑性變形是改善鎂合金力學(xué)性能的有效途徑，Gd，Y，Zn等元素是鎂合金中常見(jiàn)的添加元素，前人在合金化方面進(jìn)行了大量的研究。Peng等[7]通過(guò)研究發(fā)現(xiàn)Y元素可以細(xì)化Mg-7Gd合金晶粒，增加 Mg5(Gd,Y)相的數(shù)量，促進(jìn)合金的時(shí)效強(qiáng)化行為，從而提高合金的力學(xué)性能。在Mg-Gd-RE(RE 代表Nd和 Y)合金中，β″相和β′相都起到時(shí)效強(qiáng)化的作用。在時(shí)效初期起強(qiáng)化作用是β″相，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，β″逐漸消失，取而代之的是β′相，而β′相對(duì)合金的強(qiáng)化作用更大[8?10]。Nie 等[11]通過(guò)研究發(fā)現(xiàn) Zn元素能夠提高 Mg-6Gd-0.6Zr的力學(xué)性能，當(dāng)Zn元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%時(shí)，合金的時(shí)效強(qiáng)化效果最明顯[12]。Itoi等[13]在鑄態(tài) Mg-Zn-Y 合金中發(fā)現(xiàn)18R型長(zhǎng)周期結(jié)構(gòu)，在500 ℃均勻化時(shí)轉(zhuǎn)變成14H型。Yamasaki等[14]研制出的熱擠壓Mg-2.3Zn-14Gd合金在時(shí)效過(guò)程中會(huì)析出一種14H長(zhǎng)周期有序堆垛結(jié)構(gòu)，使合金具有較高的屈服強(qiáng)度(345 MPa)和較高的伸長(zhǎng)率(6.3%)。Honma 等[15]對(duì) Mg-2.0Gd-1.2Y-1.0Zn-0.2Zr合金在225 ℃下的時(shí)效行為進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)Zn元素能夠促進(jìn)β1相和長(zhǎng)周期結(jié)構(gòu)的析出，降低合金系的能量，從而提高合金的伸長(zhǎng)率。Hou等[16]發(fā)現(xiàn)Mg-6.5Gd-1.3Nd-0.7Y-0.3Zn合金擠壓板材時(shí)效后，室溫抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別達(dá)到310 MPa和5.8%；300 ℃下抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別達(dá)到173 MPa和25%。然而，以往的對(duì)鎂合金塑性變形的研究都限于一種變形手段，沒(méi)有將不同變形方式相結(jié)合進(jìn)行研究，為此，本文作者在Mg-6Gd-3Y-0.5Zr合金系的基礎(chǔ)上探索合金元素和二次變形對(duì)合金擠壓板材組織、時(shí)效強(qiáng)化行為及力學(xué)性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

合金實(shí)測(cè)成分見(jiàn)表 1。采用電阻爐熔煉，所用原料為純 Mg(＞99.6%)，純 Zn(＞99.9%)Mg-30Gd，Mg-30Y和Mg-30Zr。在750～780 ℃加入中間合金，在熔煉過(guò)程中采用V(CO2):V(SF6)=99:1保護(hù)。采用金屬模在725 ℃澆注成直徑為65 mm的鑄錠。

鑄錠在500 ℃下均勻化處理(樣品A均勻化處理時(shí)間為4 h；樣品B，C和D均勻化處理時(shí)間為30 h)，之后加工成直徑為58 mm的圓錠，在450 ℃下預(yù)熱30 min后擠壓成寬40 mm、厚5.8 mm的板材，擠壓比為11。部分?jǐn)D壓后的板材在500 ℃下2道次熱軋到4.6 mm后空冷，熱軋方向沿?cái)D壓方向，壓下率為21%。變形后的樣品在200 ℃時(shí)效熱處理。

拉伸試驗(yàn)在CSS44100 電子萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為2 mm/min，拉伸方向沿變形軸向。硬度測(cè)試在 HVS?1000S數(shù)顯顯微硬度計(jì)上測(cè)量，載荷為4.9 N，加載時(shí)間為15 s。合金微觀結(jié)構(gòu)利用萊卡金相顯微鏡、Sirion200場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)進(jìn)行分析，電壓為15 kV。合金金相樣品經(jīng)機(jī)械拋光后采用6 g苦味酸+40 mL乙酸+40 mL水+100 mL乙醇的溶液侵蝕。透射形貌和高分辨透射形貌在 JEM2100F透射電子顯微鏡下觀察，加速電壓為200 kV。透射樣品采用氬離子減薄技術(shù)制備。物相在D/Max2500 X線衍射儀(電壓為 36 kV，掃描速度為 2 (°)/min)和GENESIS?60S能譜儀上分析，電壓為15 kV。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 Mg-6Gd-3.2Y-xZn-0.5Zr合金的顯微組織

圖 1所示為擠壓態(tài)和擠壓+軋制態(tài)樣品縱截面的金相形貌。由圖1可知：擠壓態(tài)合金都發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，晶粒細(xì)小，但是，含Zn的合金晶粒更加細(xì)小。含Zn的合金中都形成了LPSO結(jié)構(gòu)，隨著Zn含量的增加，LPSO結(jié)構(gòu)的形態(tài)發(fā)生了明顯的變化，B合金(Zn含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)為0.7%)中的LPSO結(jié)構(gòu)在晶粒內(nèi)部?jī)?nèi)呈針狀分布，C和 D合金(Zn含量為 1.4%和2.3%)中的絕大部分LPSO結(jié)構(gòu)在晶界上呈塊狀分布，少量的在晶內(nèi)呈針狀。隨著 Zn含量的增加，合金的晶粒粒徑逐漸減小，但是，當(dāng)Zn含量增加到1.4%后，晶粒粒徑不再隨Zn含量增加而減小。4種合金軋制后晶粒都沿軋制方向有一定程度的拉長(zhǎng)，A樣品軋制變形后晶粒明顯長(zhǎng)大，B，C和D樣品軋制后晶粒長(zhǎng)大不明顯，這主要是因?yàn)?LPSO 結(jié)構(gòu)能夠抑制晶粒長(zhǎng)大，而且塊狀結(jié)構(gòu)比針狀結(jié)構(gòu)對(duì)晶粒長(zhǎng)大的抑制作用更加明顯。

根據(jù)D樣品擠壓狀態(tài)的橫截面掃描形貌及LPSO結(jié)構(gòu)線掃描結(jié)果(圖 2(a)和(b))可知：LPSO 結(jié)構(gòu)富含RE和Zn。D樣品擠壓狀態(tài)的縱截面掃描形貌(圖2(c))表明：LPSO結(jié)構(gòu)沿?cái)D壓方向形成流線組織，分布在晶界處，極大地阻礙了晶粒長(zhǎng)大。LPSO結(jié)構(gòu)的能譜結(jié)果(圖2(d))表明：其成分為Mg-3.7Gd-2.5Y-4.4Zn，這與 Itoi等[13]的研究結(jié)果一致，此成分與Mg12(GdY)Zn復(fù)合相的成分非常接近。

圖2 D合金擠壓樣品的掃描電鏡形貌及LPSO結(jié)構(gòu)的能譜分析和線掃描分析結(jié)果Fig.2 SEM images of as-extruded specimen D and EDS analysis of LPSO structure

圖3 合金在200 ℃的時(shí)效曲線Fig.3 Aging hardening curves

圖3所示為不同狀態(tài)合金在200 ℃的時(shí)效曲線，由圖3可知：與不含Zn的合金A相比，含Zn的合金B(yǎng)，C和D擠壓態(tài)和擠壓+軋制態(tài)的硬度都高于合金A的硬度，這預(yù)示著B(niǎo)，C和D合金的力學(xué)性能優(yōu)于合金A的力學(xué)性能。在時(shí)效過(guò)程中，B，C和D合金硬度隨Zn含量增加緩慢增加，時(shí)效峰延后，并且峰值硬度下降。這是由于Zn元素和RE(Gd和Y)元素形成Mg12(GdY)Zn，使基體中過(guò)飽和溶質(zhì)原子減少，所以，析出相減少。與擠壓樣品相比，擠壓+軋制樣品的時(shí)效峰提前，這主要由2個(gè)原因造成：(1) 在軋制過(guò)程中產(chǎn)生了較大的殘余應(yīng)力，這會(huì)使時(shí)效過(guò)程中原子的擴(kuò)散加快，從而導(dǎo)致析出速度加快；(2) 由于軋制溫度較高，從而使沉淀相在高溫下析出，從而影響隨后的時(shí)效過(guò)程，并且高溫下析出的相比較粗大，從而導(dǎo)致隨后時(shí)效峰值硬度較擠壓態(tài)合金時(shí)效峰值硬度小。

圖4所示為合金A(圖4(a))與合金C(圖4(b))擠壓態(tài)和T10態(tài)的XRD結(jié)果。擠壓態(tài)合金A由α-Mg和Mg24(GdY)52個(gè)相組成，而在T10態(tài)合金A的衍射譜中出現(xiàn)了Mg5(GdY)相的衍射峰；擠壓態(tài)的合金C由α-Mg，Mg24(GdY)5和Mg12Zn(YGd) 3個(gè)相組成，T10態(tài)的合金C的衍射譜中也出現(xiàn)了Mg5(GdY)相的衍射峰。與擠壓樣品相比，Mg5(GdY)相是時(shí)效態(tài)樣品中特有的；與A樣品相比，Mg12Zn(YGd)相是含有Zn元素的合金所特有的。

2.2 Mg-6Gd-3.2Y-xZn-0.5Zr合金的力學(xué)性能

圖5所示為不同狀態(tài)合金的拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線。從圖5可見(jiàn)：擠壓態(tài)合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均隨Zn含量的增加而提高，但是伸長(zhǎng)率卻有所下降。擠壓板材經(jīng)過(guò)熱軋后，強(qiáng)度有較大的提高，這主要是由于軋制過(guò)程中產(chǎn)生了加工硬化，擠壓態(tài)合金A經(jīng)過(guò)軋制后伸長(zhǎng)率有較大下降，而合金B(yǎng)，C和D的伸長(zhǎng)率下降都不明顯，合金D的伸長(zhǎng)率與擠壓態(tài)相比幾乎沒(méi)有降低，這是由于LPSO結(jié)構(gòu)能協(xié)調(diào)變形，從而提高合金的伸長(zhǎng)率，這說(shuō)明LPSO結(jié)構(gòu)能夠提高合金的二次變形能力，并使二次變形后的合金具有優(yōu)異的力學(xué)性能。擠壓態(tài)合金經(jīng)過(guò)時(shí)效后，強(qiáng)度都有一定提高，擠壓態(tài)的合金B(yǎng)經(jīng)過(guò)時(shí)效后抗拉強(qiáng)度提高到390 MPa，遠(yuǎn)高于合金A，但是，隨 Zn含量繼續(xù)增加，合金的時(shí)效強(qiáng)化效果減弱。由于合金B(yǎng)中的LPSO結(jié)構(gòu)絕大部分都是在晶粒內(nèi)部呈針狀分布，較大程度影響了過(guò)飽和固溶體的分解，使析出相更加彌散細(xì)小。而合金C和D中，LPSO結(jié)構(gòu)呈塊狀分布在晶界，并且消耗了較多的RE元素，使合金的時(shí)效強(qiáng)化效果減弱，但是，塊狀分布的LPSO結(jié)構(gòu)使合金具有較高的伸長(zhǎng)率。擠壓+熱軋的合金在 200 ℃時(shí)效后，獲得了最高的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，合金B(yǎng)和C的屈服強(qiáng)度達(dá)到360 MPa以上，抗拉強(qiáng)度達(dá)到400 MPa以上。各種狀態(tài)合金的力學(xué)性能見(jiàn)表2。

(a) 合金A；(b) 合金C

表2 合金的拉伸力學(xué)性能Table 2 Tensile mechanical properties of alloys in different conditions

圖5 不同狀態(tài)下合金的拉伸應(yīng)力?應(yīng)變曲線Fig.5 Nominal stress?stain curves of alloys in different conditions

圖6所示為不同變形狀態(tài)B和D合金時(shí)效后的透射形貌。其中，圖6(a)和(b)所示分別是A樣品T5態(tài)和T10態(tài)的透射形貌。從圖6可以看出：T10態(tài)中析出相的尺寸明顯比 T5態(tài)合金的小，而且其分布也更加彌散。圖6(c)和(d)表明C合金T10態(tài)中的析出相尺寸也遠(yuǎn)比T5態(tài)的小，并且分布比T5態(tài)更加分散。這就是T10態(tài)合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度比T50態(tài)合金高的原因。對(duì)比A和C合金的透射電鏡形貌可以發(fā)現(xiàn)：LPSO對(duì)析出相的分布也有較大影響，β′相在針狀LPSO結(jié)構(gòu)之間析出，這使得β′相更加彌散，從而使合金的拉伸力學(xué)性能得到大幅度提高。圖 6(e)所示為β′相的高分辨形貌，從圖6(e)可以看出：β′相與基體呈共格關(guān)系，根據(jù)選區(qū)電子衍射斑可以看出：β′的斑點(diǎn)出現(xiàn)在和處，這是典型的具有bco(base-centered orthorhombic)結(jié)構(gòu)的β′相的Mg-RE合金衍射特征，且β′相 的 晶 格 參 數(shù) 為 ：a=2×aα-Mg=0.64 nm ，相和基體的取向關(guān)系為：和

圖6 合金的透射形貌及相應(yīng)衍射斑Fig.6 TEM images and corresponding selected area diffraction patterns

3 結(jié)論

(1) 在Mg-Gd-Y-Zr系合金中加入Zn元素能夠形成LPSO組織，這種組織以塊狀和針狀2種形式存在。其中，塊狀LPSO組織能夠細(xì)化擠壓態(tài)合金的晶粒，提高合金的二次成形能力，并同時(shí)改善合金的拉伸力學(xué)性能；針狀LPSO組織對(duì)變形合金的時(shí)效強(qiáng)化行為產(chǎn)生有利的影響，減小析出相的尺寸，并使其彌散分布，從而提高T5和T10態(tài)合金的拉伸力學(xué)性能。

(2) 二次變形(擠壓+熱軋)使擠壓板材合金的晶粒沿軋制方向拉長(zhǎng)，并提高合金的力學(xué)性能。二次變形能夠加快合金強(qiáng)化相得析出，使時(shí)效峰提前，從而可以使生產(chǎn)效率提高；二次變形使β′相尺寸更小，分布更加彌散，從而提高合金的拉伸力學(xué)性能，Zn含量為1.4%的合金經(jīng)二次變形后再時(shí)效，其屈服強(qiáng)度達(dá)到375 MPa，抗拉強(qiáng)度達(dá)到420 MPa。

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