热处理对Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金组织与力学性能的影响

2022-11-29田凯凯李全安陈晓亚梅婉婉陈培军李向宇谭劲峰

金属热处理 2022年11期

田凯凯，李全安,2，陈晓亚,2，梅婉婉，陈培军，李向宇，谭劲峰

(1. 河南科技大学材料科学与工程学院，河南洛阳 471023；2. 有色金属新材料与先进加工技术省部共建协同创新中心，河南洛阳 471023；3. 洛阳晟雅镁合金科技有限公司，河南洛阳 471921；4. 洛阳铜加工集团有限责任公司，河南洛阳 471003；5. 中铝洛阳铜加工有限公司，河南洛阳 471003)

镁合金作为“21世纪绿色工程材料”，在满足绿色环保要求的基础上，还具有高比刚度和比强度、优异的弹性模量、良好的阻尼性、导热性和铸造性能等诸多优点，在航空航天、汽车装备及电子通讯产业具有广阔的应用前景[1-2]。与铝合金和钢铁等结构材料相比，镁合金的轻量化特征更为明显，资源更加丰富，然而由于其绝对强度低、变形加工困难、高温抗蠕变性能及耐蚀性差等问题，严重阻碍了镁合金的大规模应用[3-4]。近年来，长周期堆垛有序结构(LPSO)引起了人们广泛关注，LPSO结构具有显著的强韧性，在增强镁合金强度的同时还能保证其具有较好的塑性，其形状和数量可通过RE/Zn的添加比例、合金的凝固条件和热处理工艺进行调控，这为改善镁合金的组织性能提供了新方法[4-6]。

自Luo等[7]在研究Mg-Zn-Zr-RE合金中首次发现18R-LPSO结构以来，含LPSO结构的Mg-RE-Zn合金成为国内外学者的研究热点，并陆续发现了垂直于(0002)α-Mg基面，具有不同堆叠序列的6H、10H、14H、18R和24R的LPSO结构[1,4-5,8]，Kawamura等[9]将不同类型LPSO结构分为两类：第一类LPSO结构在凝固过程中作为第二相沿晶界形成；第二类LPSO结构在高温热处理过程中从α-Mg基体中析出。Wu等[10]研究了LPSO结构形貌对Mg-10Gd-1Zn-0.5Zr合金力学性能的影响，发现沿晶界分布的块状LPSO结构对力学性能影响较小，而基体内析出的片状LPSO结构降低了合金塑性。Wang等[11]通过热处理和微合金化等手段调控Mg-Gd-Y-Zn-Mn合金中LPSO结构的种类、含量以及形态，发现层片状LPSO结构可显著提高合金的强度，而块状LPSO结构有利于合金塑性的提升，且层片状LPSO结构越细小致密，合金强度提升越明显。Li等[12]对Mg-7Gd-3Y-1Nd-1Zn-0.5Zr合金的显微组织进行了研究，发现高温热处理可在晶界及晶界附近形成块状LPSO结构，而低温有利于在α-Mg晶粒内形成针状LPSO结构，进一步研究发现这两种形态的LPSO结构均为14H-LPSO相，且固溶后炉冷会使块状LPSO结构分解。曾小勤等[13]对Mg-Gd-Zn-Zr合金中LPSO结构和时效相进行了研究，发现合金经固溶和时效处理后性能有明显改善，晶内、晶界处LPSO结构和时效相复合强化是合金性能提高的主要原因。

以上研究表明，合金成分、热处理工艺不同，合金中组织变化以及对力学性能的影响也存在明显的差别，为进一步丰富Mg-Gd-Y系合金体系，本文以Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金为研究对象，对合金进行固溶和时效处理，研究合金铸态、固溶态、时效态组织变化及其对力学性能的影响等，讨论力学性能强化机理，以期为开发新型轻质高性能镁合金提供一定的理论指导。

1 试验材料与方法

试验所用原材料有纯镁锭(99.98%)、纯锌颗粒、中间合金Mg-30Gd、Mg-30Y和Mg-30Zr(质量分数，%)。合金熔炼在型号为ZGJL0.01-40-4的中频电磁感应炉中进行，熔炼采用刚玉坩埚，熔炼和浇铸过程中持续通入体积比为99∶1的CO2和SF6混合气体进行保护。在熔炼时将纯镁块、Mg-30(Gd/Y)、Mg-30Zr和纯锌颗粒依次加入，待合金完全熔化后在750 ℃保温5 min，然后浇注到预热200 ℃的钢制模具中。将熔炼所得合金在箱式电阻炉中进行固溶和时效处理。固溶工艺为500 ℃×10 h，时效工艺为225 ℃×12 h。

采用Zeiss Axio Vert A1光学显微镜(OM)和配有能谱仪(EDS)的JSM-7800F扫描电镜(SEM)对合金不同区域的元素组成、显微组织以及拉伸断口形貌进行观察分析，采用D8 Advance型X射线衍射仪(XRD)对合金物相进行分析，采用SHIMADZU AG-I 250 KN万能试验机对不同状态合金力学性能进行测试，拉伸速率为1 mm/min。

2 试验结果与分析

2.1 显微组织

图1为不同热处理状态Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的XRD图谱。从图1可以看出，合金铸态、固溶态和时效态组织均由α-Mg基体、Mg5(Gd, Y, Zn)相和LPSO结构组成。经过固溶、时效处理后，合金中Mg5(Gd, Y, Zn)相对应的衍射峰强度增加，表明固溶、时效处理后合金中Mg5(Gd, Y, Zn)相的含量增多。

图1 不同热处理状态Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的XRD图谱Fig.1 XRD patterns of the Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr alloy with different heat treatments

图2为Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的光学显微组织。铸态合金组织由α-Mg基体、晶内粗大的层片相、晶界处的块状相和黑色颗粒状相组成(见图2(a))。根据文献[14-16]并结合图1的XRD分析结果可知，晶界处黑色颗粒状相为Mg5(Gd, Y, Zn)相，该相在晶界处偏聚；晶内粗大的层片相和晶界处的块状相为LPSO结构。与铸态组织相比，合金固溶后的组织发生了明显变化，从图2(b)可以看出，晶内粗大的层片相消失，出现了针状的LPSO结构，在基体中还发现一些分布较为均匀的黑色方块状颗粒，结合XRD图谱分析可知，这些方块状颗粒为Mg5(Gd, Y, Zn)相。合金经时效处理后的显微组织如图2(c)所示，能够清晰地观察到合金晶界，晶界处仍有许多块状LPSO结构。

图2 不同热处理状态Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的光学显微组织(a)铸态；(b)固溶态；(c)时效态Fig.2 Optical microstructure of the Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr alloy with different heat treatments(a) as-cast; (b) solution treated; (c) aged

图3为Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的SEM组织形貌，表1为图3中不同区域的EDS分析结果。从图3(a)可以观察到，铸态合金的基体周围分布着大量灰色的块状LPSO结构以及较少的亮白色团簇共晶相，并且这些团簇共晶相附着在块状LPSO结构之间，而层片状LPSO结构相对较少。固溶处理后的SEM组织如图3(b)所示，针状LPSO结构分布在晶界处的块状LPSO结构周围，并向晶内生长，这与文献[12,14]描述的14H-LPSO结构一致；此外，铸态合金中亮白色的团簇共晶相消失，另一种较小的亮白色方块状Mg5(Gd, Y, Zn)相分布在块状和针状LPSO结构周围。合金经时效处理后的SEM组织如图3(c)所示，与固溶态相比，时效态合金中LPSO结构含量更多且分布更加均匀。根据表1的EDS分析结果可知，铸态、固溶态以及时效态合金中，块状LPSO结构中的稀土(Gd、Y)含量分别为7.05%、6.78%和6.10%，固溶和时效态合金中亮白色方块状Mg5(Gd, Y, Zn)相的稀土(Gd、Y)含量较高，分别达到66.10%和62.81%。可见，经固溶处理和时效处理后，块状LPSO结构中稀土元素的含量有微量减少，说明块状LPSO结构在固溶和时效过程中发生了部分溶解；亮白色方块状Mg5(Gd, Y, Zn) 相在固溶处理过程中产生，且在时效后仍保持较高的稀土含量，表明Mg5(Gd, Y, Zn)相为高温稳定相，这与文献[9，16]的描述一致。

图3 不同热处理状态Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的SEM组织(a)铸态；(b)固溶态；(c)时效态Fig.3 SEM microstructure of the Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr alloy with different heat treatments(a) as-cast; (b) solution treated; (c) aged

表1 图3中各标注点的EDS分析结果(原子分数，%)

2.2 力学性能与强化机制

不同状态Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的力学性能测试结果如图4所示，UTS、YS和EL分别表示最大抗拉强度、屈服强度和伸长率。铸态合金最大抗拉强度和伸长率仅有187.96 MPa、8.48%，合金经固溶处理后的最大抗拉强度和伸长率分别提高到223.26 MPa和13.33%。进一步时效处理后，合金的最大抗拉强度达到241.93 MPa，伸长率为13.91%。固溶和时效处理明显提高了合金的强度和伸长率。与铸态合金相比，固溶态和时效态合金的最大抗拉强度分别提高了18.78%和28.71%，伸长率分别提高了57.19% 和64.03%。

图4 不同热处理状态Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的室温力学性能Fig.4 Mechanical properties at room temperature of the Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr alloy with different heat treatments

图5为Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金拉伸断口形貌。由图5(a)可知，铸态合金拉伸断口具有大量的撕裂棱。与铸态合金相比，固溶态合金和时效态合金的断口形貌仍具有大量的撕裂棱和解理刻面，且固溶态合金断口上的解理刻面比时效态大(见图5(b，c))。不同状态合金的拉伸断口形貌均以脆性断裂为主。

图5 不同热处理状态Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的拉伸断口形貌(a)铸态；(b)固溶态；(c)时效态Fig.5 Tensile fracture morphologies of the Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr alloy with different heat treatments(a) as-cast; (b) solution treated; (c) aged

稀土元素Gd和Y的原子半径分别为0.179 nm和0.178 nm，与Mg(原子半径0.160 nm)原子尺寸相差不大，两者在镁中的最大固溶度分别为23.3%、12.0%(质量分数)，且随温度降低，固溶度显著降低[17-18]。在固溶过程中，溶质原子Gd和Y溶入合金基体中形成置换固溶体，由于与Mg存在原子半径和弹性模量上的差异，导致原来规则排列的晶格发生不同程度的畸变，当位错经过畸变区域时会使其运动受阻[19]，起到固溶强化的作用，进而提高了合金强度；时效处理时，Gd和Y在镁中的固溶度急剧下降，从过饱和固溶体中析出后形成具有较高强度和硬度的第二相，弥散分布在基体和晶界，这些弥散分布的第二相可有效钉扎位错，起到时效强化的作用，从而导致合金强度增加。此外，固溶和时效处理使合金中的稀土元素分布更加均匀，减小了晶界处的应力集中，也有利于合金性能的提升。

结合图3的组织分析可知，铸态合金塑性较差的主要原因是铸态合金中第二相聚集在能量较为混乱的晶界处，在拉伸过程中应力在晶界处集中，形成裂纹源，最终造成试样断裂。经固溶处理后，合金中大部分第二相溶入基体中形成方块相，方块相和针状LPSO结构均可有效地钉扎位错，阻碍位错运动，提高合金的强度，而晶界处的块状LPSO结构不仅可以有效阻碍位错在晶界处移动，还能钉扎晶界，抑制晶界滑动，提高合金的强韧性。时效处理使合金中的LPSO结构含量增多且分布更加均匀，使LPSO结构的强化效果更明显，因此，时效后合金的抗拉强度和伸长率进一步提高。