LPSO 结构增强Mg100-3xY2xZnx 合金的显微组织与力学性能研究
2022-11-15陈芳雷
陈芳雷
（国家核安保技术中心，北京 102401）
随着汽车业、航天航空、军工以及其他制造业对轻量化和高燃料利用率等要求的不断提高，人们对镁（Mg）及镁合金的应用提出了更高的要求。近年来，稀土镁合金的研究成为了一大热点，将稀土（Rare Earth,RE ）元素加入到镁合金中，不仅可以除氢脱氧还可以起到很好的沉淀强化和固溶强化作用，从而导致了Mg-RE 合金优良的铸造性能和可加工性、高的强度和韧性、优异的耐热性、突出的高温拉伸和抗蠕变性能[1-5]。我国有着丰富的稀土资源，开发高性能的Mg-RE 合金具有重大意义。
含长周期堆垛有序（Long-period stacking ordered,LPSO）结构的Mg-RE-Zn 系镁合金以其独特的组织和优异的力学性能获得了研究者们的广泛关注。在细晶强化、固溶强化、沉淀强化以及LPSO强化的共同作用下，Mg-RE-Zn 系镁合金的屈服强度可达500 MPa 以上，并在高温下表现出良好的热力学稳定性，已成为镁合金研究领域的前沿和热点课题[6-10]。但是，Mg-RE-Zn 系镁合金的伸长率普遍较低，一般在5%左右，这在很大程度上限制了其在航空航天、军工等关键构件上的进一步应用。
塑性变形是提高镁合金强韧性最有交的方式之一。Mg-RE-Zn 变形镁合金表现出了突出的力学性能，其抗拉强度可以达到400 MPa，伸长率可以达到15%[8-10].在Mg-RE-Zn 系铸造镁合金中主要的第二相包括了I 相、W 相以及LPSO 相。其中，I 相是准晶体结构，其化学式为Mg3Zn6Y；W 相是面心立方结构，其化学式为Mg3Zn3Y2；LPSO 相主要包括了18R和14H.在高Zn 低Y 的情况下（原子比Zn/Y=4～6）合金组织主要为α-Mg 基体和I 相。在低Zn 高Y的情况下（原子比Zn/Y=0.35～0.55）合金组织主要为α-Mg 基体和LPSO.当原子比Zn/Y=1.5～2 时合金组织主要为α-Mg 基体和W 相。总之，Mg-Zn-Y 系合金组织的第二相主要为I 相或者W 相或者为I+W相。而在Mg-Y-Zn 系合金组织的第二相主要为LPSO 或者为LPSO+W 相。其次，动态再结晶（Dynamic recrystallization，DRX）是Mg-RE-Zn 变形镁合金中的普遍现象。而LPSO 结构的存在严重影响着动态再结晶的形核与长大，并决定了Mg-RE-Zn变形镁合金最终的力学性能。鉴于此，本文在原子比Y/Zn=2 的情况下，研究了不同Y 和Zn 含量的Mg100-3xY2xZnx（x=0.5，1，2；at%）合金的显微组织与力学性能，主要目的是通过合金成分设计和热挤压变形，在合金中形成不同含量的LPSO 结构，进而研究其对合金力学性能的影响规律。
1 试验过程
本文选用高纯镁锭、锌钉以镁钇中间合金作为原材料，通过使用电阻炉，在氩气保护情况下制备了三组Mg100-3xY2xZnx（x=0.5，1，2；at%）铸态合金，其实际测试化学成分如表1 所示。
表1 Mg100-3xY2xZnx 合金的实际化学成分（质量分数，%）
本试验所选用的挤压机为国产立式挤压机，其挤压速度和挤压力均可控，最大挤压力为500 t，挤压方式采用正挤压。挤压坯料直径为40 mm，高度最大为50 mm.挤压比为25∶1，挤出的挤压试棒直径为8 mm.挤压前，将试棒放入热处理炉中进行预热，而挤压模具可在挤压机工作台上设有的保温炉中预热。试棒和挤压模具在挤压温度下保温1 h 后，在设定好的挤压温度和挤压速度下进行挤压。自然条件下冷却到室温后就得到了挤压合金试棒。
选用型号Y-2000 对合金进行X 射线衍射仪分析，其扫描范围为20°～90°，扫描速度为0.05°/s.使用光学显微镜（OM）观察不同状态下合金的组织，其型号为莱卡DM2700-M.试样尺寸为10 mm×10 mm×8 mm，逐级经600 目、2 000 目、3 000 目砂纸研磨。将观察面进行抛光，用酒精清洗后用吹风机吹干，用腐蚀液腐蚀样品表面约3 s～5 s 之后，用水和酒精清洗，然后吹干进行观察和金相照片采集。采用配备了OXFORD 型能量色散谱仪的扫描电子显微镜（SEM），观察基体相和第二相的形态、大小、分布等。对合金用JEM 1011 型透射电子显微镜（TEM）进行相的测定。TEM 观测试样制备过程为：首先从样品上切下直径8 mm，厚度为0.3 mm 的圆片，手工研磨样品厚度小于50 μm.然后用离子减薄设备，将样品减薄至合适厚度。最后，利用万用电子拉伸试验机测合金的室温力学性能，其型号为DNS 100.拉伸试样的总长度为46 mm，宽度为11 mm，标距为18 mm，标距内截面为4 mm×2.5 mm，试样夹头长为8 mm，拉伸速度为0.2 mm/min.用线切割仪器切拉伸试样，切割后，样品的每个表面需要在砂纸上逐级打磨至3 000 目，以显示镜面交果，以减少形状缺陷对力学性能测试的不必要影响。
2 结果与讨论
2.1 铸态合金的显微组织
分别对铸态Mg98.5Y1Zn0.5、Mg97Y2Zn1、Mg94Y4Zn2合金的相组成进行了XRD 分析（见图1），结果发现这三组铸态合金均由α-Mg 相和LPSO 相组成。进一步对三组铸态合金进行了OM、SEM 与TEM 显微组织分析（见图2）.结果发现，三组铸态合金中晶界处的第二相均为18R-LPSO 相。如图2d）～图2f）所示，18R-LPSO 相在透射下显示为层片状，且在18R-LPSO 片层中夹有纳米级厚度的α-Mg 片层。图中右上角为对应的电子衍射花样，入射电子束方向平行于<11-20>Mg.从图中可以看到，在（0001）α-Mg和（0002）α-Mg衍射斑点之间有五个明显的衍射斑点，且等距离地分布在±1/6（0002）Mg，±2/6（0002）Mg，±3/6（0002）Mg，±4/6（0002）Mg和±5/6（0002）Mg处。所以，通过TEM 分析可以确定铸态Mg100-3xY2xZnx合金中的LPSO 为18R 结构[11-12].
图1 铸态与挤压态Mg100-3xY2xZnx 合金的XRD 图谱
其次，通过观察图2a）～图2c）SEM 显微组织发现，随着Y、Zn 含量的增加，晶界处18R-LPSO 相的形貌和体积分数均发生了明显的变化。如表2 所示，随着Y 和Zn 含量的增加，18R-LPSO 相的体积分数由（12.2±2.6）%增加到（54.5±5.2）%，再到（65.4±6.5）%.铸态Mg98.5Y1Zn0.5合金组织中α-Mg基体相所占体积最大，晶粒组织比较粗大，18R-LPSO 相在晶界处呈颗粒状均匀分布。然而，随着Y、Zn含量的增加，铸态Mg97Y2Zn1合金的组织整体上呈现枝晶状形貌，且18R-LPSO 相呈半连续块状均匀分布在α-Mg 基体的晶界处；铸态Mg94Y4Zn2合金中18R-LPSO 相呈连续网状分布，其所占比例明显大于α-Mg 基体相。这是因为，Y 和Zn 原子的同时加入可以降低合金的层错能，进而可促成化学有序，从而有利于18R-LPSO 相沿着晶界析出，导致18R-LPSO 相的体积分数的增加[11-12]。而18R-LPSO相体积分数的增加引起了其形貌从不连续的颗粒状转变为半连续的块状，再到连续的网状。
图2 铸态Mg100-3xY2xZnx 合金的OM、SEM、TEM 显微组织
表2 Mg100-3xY2xZnx 合金中18R-LPSO 相的体积分数
2.2 挤压态合金的显微组织
图3 为三组挤压态合金的外观照片，从图中可以看到三组挤压合金均呈光亮金属光泽表面。从图1 的XRD 结果可知，热挤压并不会对合金体系的相组成产生影响，挤压态合金仍由α-Mg 相和LPSO相组成。图4为挤压态Mg98.5Y1Zn0.5、Mg97Y2Zn1、Mg94Y4Zn2合金的OM 照片。从图中可以看到，经过挤压变形后的合金原始组织沿挤压方向被拉长。同时，铸态下颗粒状、块状和网状的18R-LPSO 相被拉长，呈现沿挤压方向条带状分布。此外，挤压后，三组合金发生了部分再结晶现象，α-Mg 基体均由再结晶与未再结晶双峰组织组成。其中，Mg98.5Y1Zn0.5合金热挤压后动态再结晶体积分数达到（92±4.2）%，再结晶程度比较完全，再结晶的晶粒可以在金相显微镜下看到呈均匀分布，其晶粒尺寸为（8±1.2）μm.随着Y 和Zn 含量增加，Mg97Y2Zn1合金发生动态再结晶分布开始稍有不均，动态再结晶的体积分数降低至（85±3.3）%，并且其晶粒尺寸减小到（4 ±0.8）μm.随着Y 和Zn 含量的进一步增加，Mg94Y4Zn2合金的动态再结晶的体积分数降低至（78±2.4）%，动态再结晶晶粒更细小，尺寸减小到（2±0.2）μm，如表3 所示。由此可知，再结晶晶粒尺寸随着合金中18R-LPSO 相含量的增多而减小。18R-LPSO 相在形成动态再结晶过程中有两个重要作用。一方面，由于在挤压过程中，18R-LPSO 相界面处容易产生应力集中，所示在该处很容易促成动态再结晶的形核[13]。另一方面，随着挤压的进行，18R-LPSO 相会发生不同程度的断裂，而破裂的小块18R-LPSO 相又可以有交阻碍动态再结晶晶粒的长大，从而细化了动态再结晶晶粒[14]。
图3 挤压态Mg100-3xY2xZnx 合金的外观照片
图4 挤压态Mg100-3xY2xZnx 合金的OM 显微组织
表3 挤压态Mg100-3xY2xZnx 合金的动态再结晶体积分数与晶粒尺寸
为了更加清楚地展现挤压后合金的显微组织，对挤压态Mg98.5Y1Zn0.5、Mg97Y2Zn1、Mg94Y4Zn2合金分别进行了SEM 和TEM 组织观察，如图5 所示。从图5a）～图5f）可以看出，挤压合金基体中除了发生动态再结晶外，还析出了大量层片状动态析出相，且主要沿挤压方向分布。经TEM 分析发现，该动态析出相均为14H-LPSO 相。如图5g）～图5i）为非再结晶区域内层片析出相的透射照片，右上图分别为对应的电子衍射花样，入射电子束方向平行于<11-20>Mg.从两张图中可以清楚地看到，在α-Mg的（0001）α和（0002）α衍射斑点之间存在13 个额外的衍射斑点，这是典型的14H 的结构[11-13]。在挤压力的作用下，α-Mg 基体中的各个滑移系可能被启动，根据每个晶粒的具体取向和局部应力集中情况以及每个滑移系统的CRSS 值，各个晶粒倾向于开启的非基面滑移模式不同，因此会在α-Mg 基体中产生、
图5 挤压态Mg100-3xY2xZnx 合金的SEM 和TEM 显微组织
14H-LPSO 相晶核就可以形成。
2.3 合金的力学性能
图6 为铸态与挤压态合金的室温拉伸工程应力-应变曲线，其具体数值列于表4.首先，从图6可以看出，随着合金中Y、Zn 含量的增大，铸态合金的抗拉强度、屈服强度升高，而伸长率逐渐降低。这是因为，18R-LPSO 相沿晶界向基体内生长，可以被视为复合材料中的“短纤维”，通过“短纤维强化机制”提高合金的强度[16]。然而，随着铸态合金中18R-LPSO 相体积分数的增加，在进行拉伸实验时，18R-LPSO 相会造成严重的应力集中，使拉伸过程中首先出现裂纹，合金更加容易发生脆断，从而降低了合金的塑性。
表4 铸态与挤压态 合金的拉伸性能
表4 铸态与挤压态 合金的拉伸性能
图6 铸态与挤压态 合金的室温拉伸应力-应变曲线
经热挤压后，三组合金的强度和塑性均得到了显著的提升。主要的强化机制有：
1）18R-LPSO 相沿挤压方向呈条形分布，具有较大的长径比，因此能够增强镁合金。
2）18R 和14H-LPSO 相与挤压方向平行，合金的强化机制与复合材料中短纤维的强化机制相似，平行与挤压方向排列的LPSO 相当于一种有交的强化纤维，在室温压缩时剪切变形很难穿越LPSO 相，从而使LPSO 相起到了很好的强化交果[16]。
3）18R 和14H-LPSO相与α-Mg相始终在（001）基面上保持共格关系，并在（100）和（110）面上也保持一定的半共格关系，可以有交防止微裂纹的生成和扩展，从而提高合金的强度和韧性[17]。
4）再结晶的细晶强化作用。通常，较小晶粒尺寸能够有交强化合金，晶粒尺寸和合金的强度符合Hall-Petch 公式（σys=σo+kyd-0.5）.
然而，挤压态合金的塑性随Y 和Zn 含量的增加而减小的直接原因是动态再结晶的体积分数不同。动态再结晶的体积分数与合金的延伸率呈线性关系[18]，即动态再结晶的体积分数的增加导致延伸率的增大。因此，挤压态合金的塑性随DRX 体积分数的降低而降低，使得挤压态Mg94Y4Zn2合金表现出较高的强度，而挤压态Mg98.5Y1Zn0.5合金表现出较高的塑性。
