史群，韓富銀，鄭燦，張長(zhǎng)江，張樹(shù)志

不同熱處理工藝對(duì)Mg–Y–Zn–V合金組織力學(xué)性能的影響

史群，韓富銀，鄭燦，張長(zhǎng)江，張樹(shù)志

（太原理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，太原 030024）

探索合適的熱處理工藝，以調(diào)控合金的晶粒尺寸和LPSO相特征（形貌、類(lèi)型、體積分?jǐn)?shù)和分布），從而優(yōu)化其力學(xué)性能。通過(guò)改變熱處理時(shí)間及冷卻方式得到一系列Mg–Y–Zn–V合金，利用X射線衍射、光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡和拉伸測(cè)試等手段分析熱處理后合金的微觀組織及力學(xué)性能。在500 ℃、24 h固溶處理后，通過(guò)水冷得到的合金性能最佳，極限抗拉強(qiáng)度為190 MPa，屈服強(qiáng)度為129 MPa，伸長(zhǎng)率為18.4%。隨著熱處理時(shí)間的延長(zhǎng)，18R相逐漸固溶到基體中，而W相在發(fā)生球化后很難進(jìn)一步固溶到基體，且在不同的冷卻方式下LPSO相呈現(xiàn)塊狀、桿狀和針狀3種形態(tài)。固溶處理后球化的W相和塊狀18R相可以提高合金性能，而層片狀LPSO則會(huì)降低合金的力學(xué)性能。

長(zhǎng)周期堆垛有序結(jié)構(gòu)；鎂合金；熱處理；微觀組織；力學(xué)性能

鎂合金因其質(zhì)量輕、比強(qiáng)度高、精密熱成形性能好、可回收等特點(diǎn)而受到學(xué)者們的廣泛關(guān)注，但塑性差、強(qiáng)度低、各向異性嚴(yán)重等缺點(diǎn)限制了其在工程方面的應(yīng)用。近些年的研究發(fā)現(xiàn)，含稀土元素的鎂合金有著優(yōu)異的室溫及高溫性能，特別是當(dāng)鎂合金中的稀土元素與過(guò)渡元素成一定比例時(shí)，能形成長(zhǎng)周期堆垛有序（long period stacking ordered，LPSO）結(jié)構(gòu)，其獨(dú)特的強(qiáng)化機(jī)理和特殊的原子結(jié)構(gòu)成為了研究熱點(diǎn)[1-4]。

眾多學(xué)者采用高角環(huán)形暗場(chǎng)掃描透射電鏡（HAADF–STEM）對(duì)LPSO相的原子結(jié)構(gòu)進(jìn)行了分析，長(zhǎng)周期相目前可分為6H、10H、12h、14H、18R、21R、24R、72R、29H、102R、192R、51R和60H幾種類(lèi)型[5-7]。在目前已發(fā)現(xiàn)的長(zhǎng)周期相中，14H和18R相已被廣泛報(bào)道，尤其是二者之間的轉(zhuǎn)化關(guān)系對(duì)性能的影響廣受關(guān)注[8]。Liu等[9]通過(guò)對(duì)不同成分Mg– Y–Zn鑄態(tài)合金進(jìn)行退火處理，發(fā)現(xiàn)14H相是從基體中析出而非由18R相轉(zhuǎn)化得到，而Li等[10]則認(rèn)為18R相會(huì)在熱處理過(guò)程中向14H相轉(zhuǎn)變。肖劍雄等[11]研究發(fā)現(xiàn)，不僅不同類(lèi)型的LPSO相對(duì)性能的影響不同，不同形貌的LPSO相對(duì)合金的力學(xué)性能也有不同的影響。

課題組前期研究發(fā)現(xiàn)，含LPSO相的Mg–Zn– Y–V稀土鎂合金有著優(yōu)異的耐腐蝕性能[12]。對(duì)于含LPSO相Mg–Zn–Y–V稀土鎂合金，合適的熱處理工藝可以調(diào)控合金的晶粒尺寸和LPSO相特征（形貌、類(lèi)型、體積分?jǐn)?shù)和分布），從而優(yōu)化其力學(xué)性能，然而目前尚未有相關(guān)報(bào)道。因此，文中制備了Mg–7Y– 5Zn–0.1V合金，研究固溶時(shí)間和冷卻方式對(duì)鑄態(tài)Mg–7Y–5Zn–0.1V合金組織性能的影響規(guī)律。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 合金制備及固溶處理

所用合金為Mg–7Y–5Zn–0.1V（質(zhì)量分?jǐn)?shù)），通過(guò)普通鑄造方法制備，原材料為高純鎂（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.99%）、Zn（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.99%）、V（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.99%）、Mg–30Y（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.99%）中間合金。在760 ℃下進(jìn)行熔煉，由于V為高溫金屬，所以選用的V為粉末狀，熔煉時(shí)用鋁箔包裹，壓入合金中并進(jìn)行攪拌，熔煉過(guò)程保證在Ar2氣氛的保護(hù)下進(jìn)行，最終將熔體倒入預(yù)熱過(guò)的銅模（200 ℃）中。

利用線切割工藝從鑄錠中部取樣。隨后將樣品在500 ℃下分別進(jìn)行12、24、36 h的固溶處理，并采用水冷、空冷、爐冷3種不同的冷卻方式。熱處理工藝如表1所示。

表1 Mg–7Y–5Zn–0.1V合金不同熱處理工藝

Tab.1 Different heat treatment processes for the Mg-7Y-5Zn-0.1V alloys

1.2 顯微組織表征及拉伸測(cè)試

對(duì)鑄態(tài)及固溶處理的樣品采用光學(xué)顯微鏡（OM，LeicaDM2700 M）、掃描電子顯微鏡（SEM，JSM– 6700）、能譜儀（EDS）、XRD–2700型X射線衍射儀（XRD）、電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)（INSTRON5969）進(jìn)行表征和分析。拉伸性能（YTS、UTS和EL）基于3個(gè)測(cè)試取平均值。采用Image–pro Plus 6.0軟件測(cè)量相體積分?jǐn)?shù)和平均晶粒尺寸。

2 微觀組織及力學(xué)性能分析

2.1 鑄態(tài)及熱處理微觀組織

表2和圖1分別為EDS能譜分析結(jié)果和鑄態(tài)合金微觀組織。從圖1a可以看出，不同熱處理工藝下合金的組織和鑄態(tài)都是由α–Mg、W（Mg3Zn3Y2）和18R（Mg12ZnY）組成，并沒(méi)有產(chǎn)生新相。根據(jù)圖1d和EDS分析結(jié)果可知，灰色第二相為18R相，亮白色鏤空網(wǎng)狀第二相為W相，并且第二相主要沿晶界分布，在鑄態(tài)合金中體積分?jǐn)?shù)為30%，其中18R相和W相的體積分?jǐn)?shù)分別為21.5%和8.5%，二次枝晶臂平均間距為35 μm，如圖1b中箭頭所示。

表2 Mg–7Y–5Zn–0.1V合金物相的EDS能譜分析

Tab.2 EDS elemental analysis of the phases in Mg-7Y-5Zn-0.1V alloys at.%

圖2為不同熱處理工藝下得到的合金SEM圖。通過(guò)水冷得到的顯微組織中18R相呈塊狀分布；空冷下得到的組織中18R相呈塊狀和桿狀分布；爐冷下得到的18R相呈桿狀和塊狀分布，區(qū)別于空冷的組織，爐冷得到的組織在基體中析出了層片狀組織，且在不同的晶粒內(nèi)部具有不同的方向。對(duì)比水冷和空冷，爐冷得到了層片狀組織應(yīng)該是因?yàn)槔鋮s過(guò)程緩慢，Y、Zn固溶度隨之下降，過(guò)飽和溶質(zhì)原子有足夠時(shí)間析出并形成了細(xì)小的針狀相。隨著固溶時(shí)間的增加，層片狀組織越來(lái)越密集，研究表明層狀組織為14H相[13]。

圖1 Mg–7Y–5Zn–0.1V合金鑄態(tài)顯微組織及XRD圖譜

不同于18R相，W相在經(jīng)過(guò)固溶處理后，形狀由鑄態(tài)的魚(yú)骨狀變?yōu)榍驙?，且球狀的W相隨著固溶時(shí)間的增加以及冷卻方式的改變幾乎沒(méi)有任何變化。其固溶處理機(jī)理如圖3所示。

不同熱處理?xiàng)l件下Mg–7Y–5Zn–0.1V合金的第二相體積分?jǐn)?shù)和晶粒尺寸分別如圖4a和b所示。在相同的冷卻方式下，隨著熱處理時(shí)間的延長(zhǎng)，晶粒尺寸逐漸增大，18R相的體積分?jǐn)?shù)減小。當(dāng)固溶時(shí)間為12 h時(shí)，晶粒尺寸為25 μm，相對(duì)于鑄態(tài)合金晶粒尺寸增大了47%，18R和W相分別固溶了47.1%和54.5%。當(dāng)固溶時(shí)間為24 h和36 h時(shí)，晶粒尺寸分別為31 μm和35 μm，18R相逐漸固溶到基體中。

2.2 力學(xué)性能

鑄態(tài)及固溶態(tài)Mg–7Y–5Zn–0.1V合金的力學(xué)性能如圖5所示。鑄態(tài)合金極限抗拉強(qiáng)度為171 MPa，屈服強(qiáng)度為130 MPa，伸長(zhǎng)率為9%。經(jīng)過(guò)不同工藝固溶處理后，合金綜合力學(xué)性能得到提高。相同的熱處理溫度下，隨著冷卻速度的降低，合金的力學(xué)性能逐漸降低，水冷之后的合金力學(xué)性能最高；在相同的冷卻方式下，隨著熱處理時(shí)間的增加，合金力學(xué)性能呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢(shì)。當(dāng)熱處理時(shí)間為24 h時(shí)，合金性能最佳，極限抗拉強(qiáng)度為190 MPa，屈服強(qiáng)度為139 MPa，伸長(zhǎng)率為18.4%。其中，塊狀18R相對(duì)力學(xué)性能的提高最明顯，其次是條狀18R相，在熱處理后基體中析出層片狀14H相后，綜合力學(xué)性能反而降低。

固溶處理后合金綜合力學(xué)性能得到提高歸因于以下3點(diǎn)：（1）水冷之后保留了高溫組織，更好地發(fā)揮了Zn元素和Y元素的固溶強(qiáng)化作用，因此提高了材料的極限抗拉強(qiáng)度；（2）W相從鏤空網(wǎng)狀變?yōu)榍驙?，避免了?yīng)力集中，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用較小，因此提高了材料的伸長(zhǎng)率[14]；（3）18R相具有載荷傳遞效應(yīng)，可以更好地分散應(yīng)力，從而表現(xiàn)出良好的塑性。

圖2 不同熱處理工藝下合金的SEM圖

圖3 合金固溶處理機(jī)理

圖4 合金第二相體積分?jǐn)?shù)和合金晶粒尺寸

圖5 不同狀態(tài)下Mg–7Y–5Zn–0.1V合金的力學(xué)性能

圖6為合金固溶處理后拉伸斷口SEM圖，可以看出，水冷得到的合金中含有大量的等軸韌窩和少量的解理臺(tái)階，另外還可以看到部分W相，其中W相的球化改變了原鑄態(tài)合金的魚(yú)骨狀形態(tài)，減少了塑性斷裂的概率，是比較典型的韌性斷裂?？绽浜蟮玫降暮辖鸪霈F(xiàn)了較多的解理面和撕裂棱，同時(shí)韌窩也變得不均勻，表現(xiàn)為脆性–韌性混合斷裂。爐冷得到的合金表面被大量具有強(qiáng)方向性的解理帶和二次裂紋占據(jù)，這表現(xiàn)出典型的脆性斷裂行為，這種強(qiáng)方向性的解理帶是第二相之間的共生生長(zhǎng)模式所致[15]。

圖6 固溶處理24 h后不同冷卻方式下得到的合金拉伸斷口

3 結(jié)論

系統(tǒng)研究了固溶處理時(shí)間及冷卻方式對(duì)Mg–7Y–5Zn–0.1V合金組織及力學(xué)性能的影響，得到以下結(jié)論。

1）相同冷卻方式下，隨著固溶處理時(shí)間的增加，18R相逐漸固溶到基體中，球化后的W相很難繼續(xù)固溶到基體中，球化后的W相有利于提高合金性能。

2）相同固溶處理時(shí)間下，通過(guò)不同冷卻方式得到的合金，其組織中的LPSO相呈現(xiàn)塊狀、桿狀和層片狀，其中彌散分布的塊狀LPSO相對(duì)提高性能的影響最大。

3）在500 ℃、24 h固溶處理后，通過(guò)水冷得到的合金性能最佳，極限抗拉強(qiáng)度為190 MPa，屈服強(qiáng)度為129 MPa，伸長(zhǎng)率為18.4%。

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Effects of Different Heat Treatment Processes on the Microstructure and Mechanical Properties of Mg-Y-Zn-V Alloy

SHI Qun,HAN Fu-yin, ZHENG Can, ZHANG Chang-jiang, ZHANG Shu-zhi

(College of Materials Science and Engineering, Taiyuan University of Technology, Taiyuan 030024, China)

The paper aims to explore the appropriate heat treatment process and regulate the grain size of the alloy (morphology, type, volume fraction, and distribution) to optimize its mechanical properties. A series of Mg-Y-Zn-V alloys were obtained by changing the heat treatment time and cooling method. The microstructure and mechanical properties of the alloys after heat treatment were analyzed by X-ray diffraction, optical microscope, scanning electron microscope, and tensile testing. After solution treatment at 500 ℃ for 24 h, the alloy obtained by water cooling had the best performance, with ultimate tensile strength of 190 MPa, yield strength of 129 MPa, and elongation of 18.4%. With the extension of the heat treatment time, 18R phase gradually dissolved into the matrix, while the W phase was difficult to further dissolve into the matrix after spheroidization. And under different cooling methods, the LPSO phase presented three forms: block, rod and lamellar. After solution treatment, the spheroidized W phase and block 18R can improve the properties of the alloy, while the lamellar LPSO will reduce the mechanical properties of the alloy.

long period stacking ordered (LPSO); magnesium alloy; heat treatment; microstructure; mechanical properties

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.06.006

TG146.2+2

A

1674-6457(2022)06-0044-06

2021–11–12

山西省重大科技專(zhuān)項(xiàng)（20191102007）；山西省高等學(xué)校大學(xué)生創(chuàng)新創(chuàng)業(yè)訓(xùn)練項(xiàng)目（2020086）

史群（1996—），男，碩士生，主要研究方向?yàn)橄⊥伶V合金材料。

韓富銀（1966—），男，博士，副教授，主要研究方向?yàn)楦咝阅苕V合金及其熱成形技術(shù)。

責(zé)任編輯：蔣紅晨