二次变形对挤压Mg-6Gd-3.2Y-xZn-0.5Zr显微组织及力学性能的影响

郑梁，刘楚明，王洪海，王松涛，万迎春，王霄，陈志永

(1. 中南大学 材料科学与工程学院，湖南 长沙，410083；2. 中国空空导弹研究院，河南 洛阳，471009；3. 哈尔滨理工大学 机械与动力工程学院，黑龙江 哈尔滨，150080)

稀土镁合金因其具有低密度、优良的室温和高温强度而受到广泛关注[1−6]。但是，镁合金较差的延展性极大地限制了其应用，合金化和塑性变形是改善镁合金力学性能的有效途径，Gd，Y，Zn等元素是镁合金中常见的添加元素，前人在合金化方面进行了大量的研究。Peng等[7]通过研究发现Y元素可以细化Mg-7Gd合金晶粒，增加 Mg5(Gd,Y)相的数量，促进合金的时效强化行为，从而提高合金的力学性能。在Mg-Gd-RE(RE 代表Nd和 Y)合金中，β″相和β′相都起到时效强化的作用。在时效初期起强化作用是β″相，随着时效时间的延长，β″逐渐消失，取而代之的是β′相，而β′相对合金的强化作用更大[8−10]。Nie 等[11]通过研究发现 Zn元素能够提高 Mg-6Gd-0.6Zr的力学性能，当Zn元素质量分数为1%时，合金的时效强化效果最明显[12]。Itoi等[13]在铸态 Mg-Zn-Y 合金中发现18R型长周期结构，在500 ℃均匀化时转变成14H型。Yamasaki等[14]研制出的热挤压Mg-2.3Zn-14Gd合金在时效过程中会析出一种14H长周期有序堆垛结构，使合金具有较高的屈服强度(345 MPa)和较高的伸长率(6.3%)。Honma 等[15]对 Mg-2.0Gd-1.2Y-1.0Zn-0.2Zr合金在225 ℃下的时效行为进行了研究，发现Zn元素能够促进β1相和长周期结构的析出，降低合金系的能量，从而提高合金的伸长率。Hou等[16]发现Mg-6.5Gd-1.3Nd-0.7Y-0.3Zn合金挤压板材时效后，室温抗拉强度和伸长率分别达到310 MPa和5.8%；300 ℃下抗拉强度和伸长率分别达到173 MPa和25%。然而，以往的对镁合金塑性变形的研究都限于一种变形手段，没有将不同变形方式相结合进行研究，为此，本文作者在Mg-6Gd-3Y-0.5Zr合金系的基础上探索合金元素和二次变形对合金挤压板材组织、时效强化行为及力学性能的影响。

1 实验

合金实测成分见表 1。采用电阻炉熔炼，所用原料为纯 Mg(＞99.6%)，纯 Zn(＞99.9%)Mg-30Gd，Mg-30Y和Mg-30Zr。在750～780 ℃加入中间合金，在熔炼过程中采用V(CO2):V(SF6)=99:1保护。采用金属模在725 ℃浇注成直径为65 mm的铸锭。

铸锭在500 ℃下均匀化处理(样品A均匀化处理时间为4 h；样品B，C和D均匀化处理时间为30 h)，之后加工成直径为58 mm的圆锭，在450 ℃下预热30 min后挤压成宽40 mm、厚5.8 mm的板材，挤压比为11。部分挤压后的板材在500 ℃下2道次热轧到4.6 mm后空冷，热轧方向沿挤压方向，压下率为21%。变形后的样品在200 ℃时效热处理。

拉伸试验在CSS44100 电子万能拉伸试验机上进行，拉伸速率为2 mm/min，拉伸方向沿变形轴向。硬度测试在 HVS−1000S数显显微硬度计上测量，载荷为4.9 N，加载时间为15 s。合金微观结构利用莱卡金相显微镜、Sirion200场发射扫描电子显微镜(SEM)进行分析，电压为15 kV。合金金相样品经机械抛光后采用6 g苦味酸+40 mL乙酸+40 mL水+100 mL乙醇的溶液侵蚀。透射形貌和高分辨透射形貌在 JEM2100F透射电子显微镜下观察，加速电压为200 kV。透射样品采用氩离子减薄技术制备。物相在D/Max2500 X线衍射仪(电压为 36 kV，扫描速度为 2 (°)/min)和GENESIS−60S能谱仪上分析，电压为15 kV。

2 实验结果与讨论

2.1 Mg-6Gd-3.2Y-xZn-0.5Zr合金的显微组织

图 1所示为挤压态和挤压+轧制态样品纵截面的金相形貌。由图1可知：挤压态合金都发生了动态再结晶，晶粒细小，但是，含Zn的合金晶粒更加细小。含Zn的合金中都形成了LPSO结构，随着Zn含量的增加，LPSO结构的形态发生了明显的变化，B合金(Zn含量(质量分数，下同)为0.7%)中的LPSO结构在晶粒内部内呈针状分布，C和 D合金(Zn含量为 1.4%和2.3%)中的绝大部分LPSO结构在晶界上呈块状分布，少量的在晶内呈针状。随着 Zn含量的增加，合金的晶粒粒径逐渐减小，但是，当Zn含量增加到1.4%后，晶粒粒径不再随Zn含量增加而减小。4种合金轧制后晶粒都沿轧制方向有一定程度的拉长，A样品轧制变形后晶粒明显长大，B，C和D样品轧制后晶粒长大不明显，这主要是因为 LPSO 结构能够抑制晶粒长大，而且块状结构比针状结构对晶粒长大的抑制作用更加明显。

根据D样品挤压状态的横截面扫描形貌及LPSO结构线扫描结果(图 2(a)和(b))可知：LPSO 结构富含RE和Zn。D样品挤压状态的纵截面扫描形貌(图2(c))表明：LPSO结构沿挤压方向形成流线组织，分布在晶界处，极大地阻碍了晶粒长大。LPSO结构的能谱结果(图2(d))表明：其成分为Mg-3.7Gd-2.5Y-4.4Zn，这与 Itoi等[13]的研究结果一致，此成分与Mg12(GdY)Zn复合相的成分非常接近。

图2 D合金挤压样品的扫描电镜形貌及LPSO结构的能谱分析和线扫描分析结果Fig.2 SEM images of as-extruded specimen D and EDS analysis of LPSO structure

图3 合金在200 ℃的时效曲线Fig.3 Aging hardening curves

图3所示为不同状态合金在200 ℃的时效曲线，由图3可知：与不含Zn的合金A相比，含Zn的合金B，C和D挤压态和挤压+轧制态的硬度都高于合金A的硬度，这预示着B，C和D合金的力学性能优于合金A的力学性能。在时效过程中，B，C和D合金硬度随Zn含量增加缓慢增加，时效峰延后，并且峰值硬度下降。这是由于Zn元素和RE(Gd和Y)元素形成Mg12(GdY)Zn，使基体中过饱和溶质原子减少，所以，析出相减少。与挤压样品相比，挤压+轧制样品的时效峰提前，这主要由2个原因造成：(1) 在轧制过程中产生了较大的残余应力，这会使时效过程中原子的扩散加快，从而导致析出速度加快；(2) 由于轧制温度较高，从而使沉淀相在高温下析出，从而影响随后的时效过程，并且高温下析出的相比较粗大，从而导致随后时效峰值硬度较挤压态合金时效峰值硬度小。

图4所示为合金A(图4(a))与合金C(图4(b))挤压态和T10态的XRD结果。挤压态合金A由α-Mg和Mg24(GdY)52个相组成，而在T10态合金A的衍射谱中出现了Mg5(GdY)相的衍射峰；挤压态的合金C由α-Mg，Mg24(GdY)5和Mg12Zn(YGd) 3个相组成，T10态的合金C的衍射谱中也出现了Mg5(GdY)相的衍射峰。与挤压样品相比，Mg5(GdY)相是时效态样品中特有的；与A样品相比，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合金的力学性能

图5所示为不同状态合金的拉伸应力应变曲线。从图5可见：挤压态合金的屈服强度和抗拉强度均随Zn含量的增加而提高，但是伸长率却有所下降。挤压板材经过热轧后，强度有较大的提高，这主要是由于轧制过程中产生了加工硬化，挤压态合金A经过轧制后伸长率有较大下降，而合金B，C和D的伸长率下降都不明显，合金D的伸长率与挤压态相比几乎没有降低，这是由于LPSO结构能协调变形，从而提高合金的伸长率，这说明LPSO结构能够提高合金的二次变形能力，并使二次变形后的合金具有优异的力学性能。挤压态合金经过时效后，强度都有一定提高，挤压态的合金B经过时效后抗拉强度提高到390 MPa，远高于合金A，但是，随 Zn含量继续增加，合金的时效强化效果减弱。由于合金B中的LPSO结构绝大部分都是在晶粒内部呈针状分布，较大程度影响了过饱和固溶体的分解，使析出相更加弥散细小。而合金C和D中，LPSO结构呈块状分布在晶界，并且消耗了较多的RE元素，使合金的时效强化效果减弱，但是，块状分布的LPSO结构使合金具有较高的伸长率。挤压+热轧的合金在 200 ℃时效后，获得了最高的屈服强度和抗拉强度，合金B和C的屈服强度达到360 MPa以上，抗拉强度达到400 MPa以上。各种状态合金的力学性能见表2。

(a) 合金A；(b) 合金C

表2 合金的拉伸力学性能Table 2 Tensile mechanical properties of alloys in different conditions

图5 不同状态下合金的拉伸应力−应变曲线Fig.5 Nominal stress−stain curves of alloys in different conditions

图6所示为不同变形状态B和D合金时效后的透射形貌。其中，图6(a)和(b)所示分别是A样品T5态和T10态的透射形貌。从图6可以看出：T10态中析出相的尺寸明显比 T5态合金的小，而且其分布也更加弥散。图6(c)和(d)表明C合金T10态中的析出相尺寸也远比T5态的小，并且分布比T5态更加分散。这就是T10态合金的屈服强度和抗拉强度比T50态合金高的原因。对比A和C合金的透射电镜形貌可以发现：LPSO对析出相的分布也有较大影响，β′相在针状LPSO结构之间析出，这使得β′相更加弥散，从而使合金的拉伸力学性能得到大幅度提高。图 6(e)所示为β′相的高分辨形貌，从图6(e)可以看出：β′相与基体呈共格关系，根据选区电子衍射斑可以看出：β′的斑点出现在和处，这是典型的具有bco(base-centered orthorhombic)结构的β′相的Mg-RE合金衍射特征，且β′相 的 晶 格 参 数 为 ：a=2×aα-Mg=0.64 nm ，相和基体的取向关系为：和

图6 合金的透射形貌及相应衍射斑Fig.6 TEM images and corresponding selected area diffraction patterns

3 结论

(1) 在Mg-Gd-Y-Zr系合金中加入Zn元素能够形成LPSO组织，这种组织以块状和针状2种形式存在。其中，块状LPSO组织能够细化挤压态合金的晶粒，提高合金的二次成形能力，并同时改善合金的拉伸力学性能；针状LPSO组织对变形合金的时效强化行为产生有利的影响，减小析出相的尺寸，并使其弥散分布，从而提高T5和T10态合金的拉伸力学性能。

(2) 二次变形(挤压+热轧)使挤压板材合金的晶粒沿轧制方向拉长，并提高合金的力学性能。二次变形能够加快合金强化相得析出，使时效峰提前，从而可以使生产效率提高；二次变形使β′相尺寸更小，分布更加弥散，从而提高合金的拉伸力学性能，Zn含量为1.4%的合金经二次变形后再时效，其屈服强度达到375 MPa，抗拉强度达到420 MPa。

[1] Schumann S, Friedrich H. Current and future use of magnesium in the automobile industry[J]. Materials Science Forum, 2003,419(1): 51−56.

[2] 刘楚明, 李冰峰，刘洪挺, 等. 稀土元素Nd和Dy对铸态ZK10镁合金组织及性能的影响[J]. 中南大学学报:自然科学版,2010, 41(1): 125−131.LIU Chu-ming, LI Bing-feng, LIU Hong-ting, et al. Effect of Nd and Dy on microstructure and mechanical properties of as-cast ZK10 magnesium alloy[J]. Journal of Central South University:Science and Technology, 2010, 41(1): 125−131.

[3] Wu D, Chen R S, Han E H. Excellent room-temperature ductility and formability of rolled Mg-Gd-Zn alloy sheets[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2011, 509(29): 2856−2863.

[4] LI Li, ZHANG Xin-ming, TANG Chang-ping, et al. Mechanical properties and deep draw ability of Mg-Gd-Y-Zr alloy rolling sheet at elevated temperatures[J]. Materials Science and Engineering A, 2010, 527(4/5): 1266−1274.

[5] GAO Lei, CHEN Rong-shi, HAN En-hou. Enhancement of ductility in high strength Mg-Gd-Y-Zr alloy[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2010, 20(7): 1217−1221.

[6] LIANG Shu-quan, GUAN Di-kai, CHEN Liang, et al.Precipitation and its effect on age-hardening behavior of as-cast Mg-Gd-Y alloy[J]. Materials and Design, 2011, 32(1): 361−364.

[7] Peng Q M, Wu Y M, Fang D Q, et al. Microstructures and properties of Mg–7Gd alloy containing Y[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2007, 430(1/2): 252−256.

[8] Smola B, Stulikova I, Buch F V, et al. Structural aspects of high performance Mg alloys design[J]. Materials Science and Engineering A, 2002, 324(1/2): 113−117.

[9] Honama T, Ohkubo T, Hono K, et al. Chemistry of nanoscale precipitates in Mg-2.1Gd-0.6Y-0.2Zr (at.%) alloy investigated by the atom probe technique[J]. Materials Science and Engineering A, 2005, 395(1/2): 301−306.

[10] Gao X, He S M, Zeng X Q, et al. Microstructure evolution in a Mg-15Gd-0.5Zr (wt.%) alloy during isothermal aging at 250 ℃[J]. Materials Science and Engineering A, 2006, 431(1/2):322−327.

[11] Nie J F, Gao X, Zhu S M. Enhanced age hardening response and creep resistance of Mg-Gd alloys containing Zn[J]. Scripta Materialia, 2005, 53(9): 1049−1053.

[12] Balasubramani N, Pillai U T S, Pai B C. Effect of Zn concentration on the microstructure and phase formation of Mg-5Gd alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2008,460(1/2): 6−10.

[13] Itoi T, Seimiya T, Kawamura Y, et al. Long period stacking structures observed in Mg97Zn1Y2alloy[J]. Scripta Materialia,2004, 51(2): 107−111.

[14] Yamasaki M, Anan T, Yoshimoto S, et al. Mechanical properties of warm-extruded Mg-Zn-Gd alloy with coherent 14H long periodic stacking ordered structure precipitate[J]. Scripta Materialia. 2005, 53(7): 799−803.

[15] Honma T, Ohkubo T, Kamado S, et al. Effect of Zn additions on the age-hardening of Mg-2.0Gd-1.2Y-0.2Zr alloys[J]. Acta Materialia, 2007, 55(12): 4137−4150.

[16] HOU Xiu-li, CAO Zhan-yi, ZHANG Lei-lei, et al.Microstructure and mechanical properties of extruded Mg-6.5Gd-1.3Nd-0.7Y-0.3Zn alloy[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2010, 20: s508−s512.