均匀化处理对Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr镁合金组织和力学性能的影响

闫钊鸣，张治民，杜 玥，张冠世,任璐英

(中北大学 材料科学与工程学院，太原030051)

结构轻量化、能源节约化的要求使镁合金成为当前许多重要结构件的材料选择方向，但是由于传统镁合金的力学性能差、耐腐蚀性低以及可加工性不高，使得其工业应用受到限制[1-4]。镁合金中添加稀土元素，可以在晶界处形成稳定的金属间化合物达到阻碍位错运动的作用，显著提高其在室温与高温下的力学性能[5-8]。Kawamura等[9]通过快速凝固粉末冶金的方法制备出Mg97Zn1Y2合金并进行温挤，其室温下屈服强度可达610MPa，这是由于Mg-Y合金中添加Zn元素可以形成长周期堆垛结构LPSO相，通过阻碍位错的运动达到强化合金力学性能的效果。但是铸态组织中存在的枝晶偏析以及疏松缩孔的缺陷明显降低合金的性能，甚至会在后续加工中导致开裂，所以铸态合金经常需要进行均匀化处理来消除这些缺陷[10-11]。张国栋等[12]研究了均匀化对Mg-7.68Gd-4.88Y-1.32Nd-0.63Al-0.05Zr合金组织及力学性能的影响，在545℃/16h的均匀化条件下合金达到最佳性能。Li等[13]研究了均匀化对Mg-7Gd-3Y-1Nd-xZn-0.5Zr(x=0.5%，1%，2%，质量分数)的影响，当Zn含量达到1%的时候组织内出现块状14H-LPSO相，且随着Zn含量的升高，LPSO相变多，在520℃/32h的均匀化条件下，含Zn量为2%的合金表现出更高的力学性能，这说明LPSO相的多少对合金强化有明显作用。

本工作以Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr铸态合金为研究对象，提高合金性能为目标，选择了不同的均匀化参数(均匀化温度和保温时间)，得到了合适的均匀化制度，分析了均匀化对其微观组织演变和力学性能的影响，为合金后续的研究奠定一定基础。

1 实验材料与方法

实验用材料为Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr(质量分数/%，下同)镁合金，其化学成分如表1所示。合金的原始铸态棒料尺寸为φ500mm×2000mm，由山西闻喜银光镁业有限公司提供。利用DK7732线切割机从铸锭上切出尺寸为50mm×50mm×200mm的若干试样进行热处理。根据本课题组之前的研究[14],实验选择的温度为505，515，525℃，保温时间为4，8，16，24h，之后为了防止过饱和固溶体发生时效析出，在约70℃水中进行淬火。金相试样经过320#，600#，1200#，2500#砂纸打磨后，进行抛光处理，采用苦味酸(4.5g苦味酸+70mL乙醇+10mL冰乙酸+10mL蒸馏水)试剂进行腐蚀。使用Axio Imager A1m金相显微镜进行微观组织观察；用DX-2700型X射线衍射仪进行相成分的分析；使用SU5000扫描电子显微镜观察相与断口的形貌；采用配备在扫面电子显微镜上的EDS能谱仪进行相的标定与原子比的计算，在Instron 3381万能材料试验机上进行拉伸实验。

表1 铸态镁合金化学成分(质量分数/%)Table 1 Chemical compositions of as-cast magnesium alloys (mass fraction/%)

2 结果与分析

2.1 铸态组织分析

图1，2分别为Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr镁合金的XRD图和微观组织图。由图1的XRD图与图2(a)镁合金的金相显微图可以看出，铸态合金主要由α-Mg基体相、Mg5(Gd,Y,Zn)相和Mg12(Gd,Y)Zn相组成，铸态组织显示出了典型的铸态胞状(枝晶)组织，心部浅色为Mg基体固溶体(先析出的枝晶臂)，周围深色区域为共晶化合物富集区(后析出的枝晶间)，并未显示出明显的晶界。

图1 Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr镁合金XRD谱图Fig.1 XRD patterns of Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr magnesium alloy

图2(b)，(c)为铸态Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr镁合金的BSE-SEM图。可以看出，合金主要包括黑色相，不连续分布的块状相或岛状相以及离散分布方块相。表2为图2(c)中不同点的元素原子分数。可知，A点为α-Mg基体。晶间的共晶化合物中存在衬度不同，说明含有不同的成分，分别标记为B点和C点。共晶化合物内亮白色相B的化学式为Mg-11.49Gd-4.14Y-2.25Zn，化学计量数接近Mg5(Gd,Y,Zn)，确定为Mg5(Gd,Y,Zn)相。灰色相C点的化学式为Mg-4.13Gd-2.65Y-5.13Zn，Gd+Y与Zn摩尔比接近1∶1，化学计量数接近Mg12RE1Zn1。研究表明[15-16]：Mg-Zn-Y合金中的14H LPSO结构的近似化学成分为Mg-7Zn-6Y，其Zn/Y原子比约为1.17∶1，在Mg96.5Gd2.5Zn1合金中，14H LPSO结构的近似化学成分为Mg-11Zn-8Gd，其Zn/Gd原子比约为1.38∶1，推测铸态合金已经形成了LPSO相，并保持着Mg-Zn-Gd和Mg-Zn-Y合金中各自14H型LPSO结构的Zn/RE原子堆垛序列。D点主要含有大量Y，Gd和少量Mg，Zr，以及极少量的Zn，为富稀土相。

图2(d)为图2(c)方块区域的元素分布图。可以看出，元素Gd，Y，Zn，Zr主要集中在共晶化合物富集区及其周边区域，合金凝固时首先形成α-Mg固溶体，随着液相温度逐渐接近共晶温度，位于在枝晶交叉处的稀土含量较高的液相发生共晶反应，形成含有两种共晶相网状组织。共晶两相合金元素含量均高于先共晶的α-Mg，但两种合金元素的富集状态不同。其中，Y和Zr元素的分布没有存在明显差异，但是Gd和Zn元素表现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，而几乎不存在于基体内，可以推测Zn含量较高的共晶相与α-Mg基体相存在一定的位向关系。

图2 铸态Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr镁合金的微观组织 (a)金相显微图；(b)～(c)BSE-SEM图；(d)放大区域元素分布图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 图2(c)中不同点元素的原子分数(%)Table 2 Element atomic fraction(%) of different points in Fig.2(c)

2.2 均匀化处理对Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr镁合金微观组织的影响

图3为Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr镁合金不同均匀化温度下保温4h的BSE-SEM图。可以发现，在505℃均匀化处理后(图3(b))，第二相分布相比于铸态更加不均匀，共晶化合物内网状分布的白色共晶相部分溶解转化为灰色共晶相，残留部分集中在晶粒三角交叉带，同时在共晶化合物周围析出更多小的亮白色方块相。温度提高到515℃后(图3(c))，可以看到残留的白色共晶相进一步溶解转化为灰色相，灰色相表现出较为难溶的性质，同时在共晶化合物周围的小的离散分布的方块相有所减少。温度继续提高到525℃(图3(d))，可以观察到复熔三角晶界的出现。复熔共晶球、晶界局部复熔加宽和复熔三角晶界是判断出现过烧的3个现象[17]，由于复熔三角晶界的出现，可以判定合金出现过烧现象。综上所述，在515℃均匀化温度条件下，有利于共晶相的回溶，晶界处分布的共晶相体积分数最少，是较为合适的均匀化温度。

由图1均匀化515℃/4h后的XRD图可以看出，经过均匀化处理后组织主要由α-Mg与Mg12(Gd,Y)Zn相组成。表3为图3(b) 505℃保温4h的SEM图中各点元素的原子分数。可以看出，E点为α-Mg基体相；共晶灰色相F点的化学式为Mg-3.77Gd-2.37Y-4.43Zn，与铸态组织中LPSO相组成与原子比相似，说明F为LPSO相。稀土镁合金中的LPSO相获得途径有两种：①铸态中本身存在的LPSO相;②通过热处理或者变形得到。该合金主要是通过第一类方法获得LPSO相。共晶白色相G点的化学式为Mg-11.64Gd-3.45Y-2.44Zn-0.33Zr，为Mg5(Gd,Y,Zn)相，由图3可以看出Mg5(Gd,Y,Zn)相在均匀化过程中不断溶解转化为LPSO相，含量逐渐降低。亮白方块相中元素含量与铸态合金中的富稀土相相类似，富稀土相较硬，容易萌生裂纹，对合金的力学性能产生不利影响，但由于含量较少，所以在图1的XRD图中难以检测到衍射峰。

表3 图3(b)中不同点元素的原子分数(%)Table 3 Element atomic fraction(%) of different points in Fig.3(b)

图4为Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金在515℃不同保温时间的微观组织图。图4(e)，(f)均匀化后的金相图与图2(a)的对比可以看出，均匀化后合金组织枝晶消失，出现了明显的晶界，块状的共晶化合物部分溶于基体，剩余的离散分布于晶界处。

当时间较短(4h)时，铸态组织中的灰色网状化合物被不连续分布的LPSO相取代，但是此时的LPSO相较为粗大，尺寸在100～160μm左右。在LPSO相内部可以看到零散分布的未溶解Mg5(Gd,Y,Zn)相，此时的方块富稀土相析出较多，LPSO相的体积分数为26.1%。随着时间的增长(8，16h)，Mg5(Gd,Y,Zn)相溶解转变为难溶的LPSO相，富稀土相大部分溶入基体，16h下的LPSO相尺寸相比8h下明显细化，达到了80μm左右，呈现出细条带状分布在晶界，此时LPSO相的体积分数下降至13.4%。当时间延长到24h后，组织相比16h未发生明显变化，但是基体晶粒长大明显，如图4(e)，(f)，说明随着保温时间的增加，在晶界处起钉扎作用的LPSO相发生溶解，晶粒的平均尺寸逐渐增大。

图4(g)为Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr合金515℃保温8h的元素分布图。可以看出，均匀化过程中共晶相溶解，Gd元素在基体内分布相比铸态变得更加均匀；Y元素分布变化有限，主要分布在块状相上，基体内较少；Zn元素分布相比铸态变得均匀，亮白方块富稀土相上却少见Zn的分布；Zr元素分布与铸态相比，均匀性变化不大，均匀化后元素更多富集在亮白块状稀土相。结果表明,均匀化后的合金元素分布得到一定改善，块状相主要富集了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。

图4 不同保温时间下Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr镁合金515℃的微观组织 (a)～(d)4，8，16，24h的SEM图；(e)～(f)16h和24h的金相图；(g)8h的元素分布图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 均匀化处理对Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr镁合金力学性能的影响

图5为铸态Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr镁合金在515℃不同保温时间处理后的室温力学性能图。经过均匀化处理后的合金力学性能有了明显改善，抗拉强度由铸态的172.9MPa，提高到16h的212.3MPa，提高了22%；屈服强度由154.5MPa，提高到16h的172.1MPa，提高约12%；伸长率由1.8%提高到3.1%。同时可以看出，延长均匀化时间到24h对力学性能的改善并不明显，这是由于均匀化处理后，高温使得部分第二相发生溶解转化而尺寸变小，位于晶界处的共晶相溶解形成过饱和固溶体，溶于基体内的Gd，Y原子半径较大,易产生晶格畸变，对位错滑移起到钉扎作用和固溶强化的效果，此外，晶界处难溶的LPSO相也会对位错的滑移起到阻碍作用，使得合金强度提高。与此同时，均匀化态合金中晶界处的共晶化合物溶解，转化为LPSO相， LPSO相特有的扭折变形机制可以与基面滑移共同作用来缓解位错塞积所造成的应力集中，但是由于LPSO相的难溶与稳定，其同样可以表现出强化合金的效果，所以宏观表现为伸长率提高有限，仅由1.8%提高到3.1%。

图5 铸态Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr镁合金在515℃不同 保温时间处理后的室温力学性能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

高温力学性能作为重要结构件的力学性能指标之一，常常在构件服役阶段发挥着重要的作用[18]。图6为铸态Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr镁合金均匀化处理后室温与高温力学性能对比图。可以看出，随着温度的升高，合金的抗拉强度表现出先增大后减小的趋势，在200℃时抗拉强度达到最大，为237.2MPa，相比室温提高了10%；屈服强度表现为由室温到高温逐渐降低的过程，在200℃时屈服强度出现了明显的降低；伸长率则随着温度的升高逐渐增大，200℃时伸长率为9.7%。出现这些现象是由于温度升高，镁合金的非基面交滑移成为主要变形机制，显微裂纹难以形核和扩展，伸长率提高，难溶的LPSO相在高温下仍然可以阻碍位错的移动，使合金表现出较高的抗拉强度，但是当温度达到300℃时，产生动态再结晶软化，热变形为扩散过程所控制，因此合金的抗拉强度、屈服强度下降，塑性不断提高。

图6 铸态Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr镁合金均匀化处理 后的室温与高温力学性能Fig.6 Room temperature and high temperature mechanical properties of as-cast Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr magnesium alloy after homogenization treatment

图7为Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr镁合金室温不同状态下的拉伸断口形貌。可以看出，图7(a)铸态断口存在大量的撕裂棱，在撕裂棱的周围形成了较多扁平的解理台阶，为解理断裂特征，表明合金塑性较差，这是由于镁合金是密排六方形结构，室温变形只通过基面滑移进行，当应变发生较大时，变形难以进行，随着裂纹的萌生与延伸发生断裂。经过均匀化处理后(图7(b))仍然存在较多撕裂棱与解理台阶，与此同时可以看到少量浅而小的韧窝，表现为准解理断裂特征，这是由于均匀化处理之后，在晶界附近仍然存在一定体积分数的LPSO相，由于LPSO相的稳定性好，且难溶于基体，使得裂纹源在此发生，合金宏观表现为塑性提高不太明显。

图7 Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr镁合金室温拉伸断口形貌 (a)铸态；(b)均匀化态Fig.7 Tensile fracture morphologies of Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr magnesium alloy at room temperature (a)as-cast;(b)homogenized

3 结论

(1)Mg-13Gd-3.5Y-2Zn-0.5Zr镁合金515℃均匀化处理后，共晶化合物中的Mg5(Gd,Y,Zn)完全溶解转化为块状LPSO相，同时在505℃时析出的富稀土相溶解。温度为525℃时，出现三角复熔晶界，即出现过烧。保温16h时，共晶化合物转化LPSO相最显著，LPSO相所占体积分数降低到13.4%。保温16h以上，相转变能力减弱，第二相对晶界的钉扎作用减弱，晶粒长大明显。综合考虑，合适的均匀化制度为515℃/16h。

(2)在515℃/16h均匀化条件下，合金室温抗拉强度为212.3MPa，相比铸态172.9MPa提高了22%，同时伸长率由1.8%提高到3.1%；在200℃高温条件下，抗拉强度强度达到237.2MPa，相比室温提高了10%，伸长率由3.1%提高到9.7%，LPSO相作为高温稳定相，对位错的滑移起到阻碍作用。

(3)合金室温拉伸断口存在较多的撕裂棱与解理台阶，为解理断裂的特征，宏观表现出较强的脆性；均匀化处理后，出现少量浅且小的韧窝，但是仍然存在较多的解理台阶与撕裂棱，为准解理断裂的特征，LPSO相具有高稳定性，难溶于基体的特征使其成为裂纹源的萌生处，合金宏观表现为塑性提高有限。