Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金的二次時(shí)效

肖 陽(yáng)，張新明

(1. 中國(guó)鋁業(yè)鄭州研究院 綠色冶金與材料研究所，鄭州 450041；2. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083)

Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金的二次時(shí)效

肖 陽(yáng)1，張新明2

(1. 中國(guó)鋁業(yè)鄭州研究院 綠色冶金與材料研究所，鄭州 450041；2. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083)

對(duì)Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金擠壓態(tài)和擠壓T5態(tài)在275～350 ℃的高溫下時(shí)效0～96 h，測(cè)試兩種狀態(tài)在時(shí)效過(guò)程中的硬度變化，并用透射電鏡觀察析出相的組織演變。結(jié)果表明：合金擠壓T5態(tài)比擠壓態(tài)在275～350 ℃高溫時(shí)效中的硬度高，并具有較好的耐熱性。合金擠壓T5態(tài)在275～350 ℃的高溫二次時(shí)效過(guò)程中產(chǎn)生回歸現(xiàn)象，二次時(shí)效的溫度越高，回歸現(xiàn)象越明顯，形成 β1相的速度越快，達(dá)到平衡相(β相)所需的時(shí)間也越短。β′相向 β1相轉(zhuǎn)變所需的相變時(shí)間最長(zhǎng)；β1相向β相轉(zhuǎn)變所需相變時(shí)間最短，組織內(nèi)會(huì)出現(xiàn)β′相、β1相和β相三相共存；因此，β′相向β1相的轉(zhuǎn)變一旦完成，合金的硬度和耐熱性急劇地下降。

Mg-Gd-Y-Zr合金；二次時(shí)效；析出相；耐熱性

Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金的比強(qiáng)度和比模量高以及耐熱性好的優(yōu)點(diǎn)適合制作衛(wèi)星和飛船等航天器的零部件[1?2]。衛(wèi)星零部件裸露在太空中的環(huán)境溫差大，向著太陽(yáng)面的溫度高達(dá)200 ℃；衛(wèi)星在太空中微重力下運(yùn)行、材料承受的載荷?。灰话阈l(wèi)星服役的壽命都在2 a以上；滿足上述服役條件的合金相當(dāng)于一個(gè)長(zhǎng)期的二次時(shí)效過(guò)程。Mg-Gd-Y-Zr合金在峰值時(shí)效中形成細(xì)小彌散的β′析出相[3?4]，β′相在高溫下具有從亞穩(wěn)定狀態(tài)向平衡相 β轉(zhuǎn)變的趨勢(shì)[5]，其對(duì)應(yīng)的相變序列是β′→β1→β[6?8]，β′相的轉(zhuǎn)變過(guò)程影響合金的強(qiáng)度和耐熱性。

本文作者根據(jù)衛(wèi)星零部件長(zhǎng)時(shí)間、低載荷的應(yīng)用特點(diǎn)，設(shè)計(jì)Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金高溫時(shí)效和高溫二次時(shí)效實(shí)驗(yàn)，即將擠壓態(tài)和擠壓 T5態(tài)的樣品在275～350 ℃時(shí)效0～96 h，通過(guò)對(duì)比測(cè)試樣品的硬度和觀察析出相的組織變化來(lái)揭示合金在高溫下析出相的演變與力學(xué)性能之間的關(guān)系。國(guó)內(nèi)外目前對(duì)鎂稀土這一類(lèi)合金的高溫二次時(shí)效鮮見(jiàn)報(bào)道。

1 實(shí)驗(yàn)

Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金的制備方法與作者以前發(fā)表的文章[1]相同。將合金的擠壓棒材用線切割切取厚度為 2 mm的圓片，用箱式時(shí)效爐中將部分圓片在225 ℃時(shí)效24 h后得到擠壓T5態(tài)的峰值時(shí)效樣品，再將擠壓T5態(tài)和擠壓態(tài)樣品在275～350 ℃時(shí)效0～96 h，然后用HV?10B型維氏硬度計(jì)測(cè)試樣品的硬度，比較高溫時(shí)效樣品和高溫二次時(shí)效樣品的硬度變化，用Tecnai G220型透射電鏡觀察析出相的組織變化。

2 結(jié)果與分析

2.1 時(shí)效曲線

圖1所示為Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金擠壓態(tài)和擠壓T5態(tài)在275～350 ℃的時(shí)效曲線。

由圖1(a)可看出，合金在275 ℃時(shí)還有明顯的時(shí)效強(qiáng)化效果(HV123)，但在300、325和350 ℃時(shí)的時(shí)效強(qiáng)化效果不明顯，時(shí)效曲線比較平緩、沒(méi)有明顯的峰值。合金時(shí)效的溫度越高，其時(shí)效曲線的硬度就越低(時(shí)效前的擠壓態(tài)維氏硬度為90)。

由圖1(b)可看出，合金在275～325 ℃的2 h內(nèi)硬度下降比較平緩，說(shuō)明合金在此區(qū)間具有較好的耐熱性；而在2～8 h下降較快，這可能是由于析出相在高溫下長(zhǎng)大，導(dǎo)致合金的耐熱性下降所致；8 h后，合金的維氏硬度下降到130以下，合金可能發(fā)生相變；96 h后，維氏硬度下降到110以下，可能形成了與基體非共格的平衡相。合金在350 ℃二次時(shí)效的維氏硬度低于120，說(shuō)明合金在此溫度下的耐熱性較差(實(shí)際上已超過(guò)合金的耐熱極限)[1]。

合金在高溫二次時(shí)效過(guò)程中有明顯的回歸現(xiàn)象(RR)，合金的硬度在剛開(kāi)始的30 min內(nèi)先下降、再上升，繼續(xù)時(shí)效類(lèi)似于回歸再時(shí)效工藝(RRA)。

圖1 Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金擠壓態(tài)和擠壓T5態(tài)的高溫時(shí)效曲線Fig.1 High temperature ageing curves of as-extruded and extruded-T5 Mg-9Gd-4Y-0.6Zr alloys: (a) Ageing at 275?350℃; (b) Peak ageing at 275?350 ℃ for 24 h, then secondary ageing at 275?350 ℃

合金在275和300 ℃的回歸現(xiàn)象不如325和350 ℃明顯，350 ℃的維氏硬度下降到113，下降 21%；回歸曲線的谷底時(shí)間為45 min，比其他溫度所需的時(shí)間更長(zhǎng)，硬度下降得更多。

回歸現(xiàn)象是由于析出相中溶質(zhì)原子回溶造成的[9]。回歸的溫度愈高(但不能超過(guò)固溶線)，與先前時(shí)效的溫度差別就愈大，愈接近合金的固溶線，析出相中的溶質(zhì)原子溶入基體中愈多，合金的軟化現(xiàn)象愈明顯。合金回歸后再進(jìn)行高溫時(shí)效，硬度又繼續(xù)升高，特別是在350 ℃時(shí)效時(shí)，硬度再次升高的幅度最大。

合金擠壓 T5態(tài)比擠壓態(tài)在高溫時(shí)效過(guò)程中的硬度高、持續(xù)的時(shí)間長(zhǎng)，擠壓 T5態(tài)組織比擠壓態(tài)組織具有更好的耐熱性。這是由于經(jīng) T5處理，組織中得到具有強(qiáng)化和耐熱效果的β′析出相，而擠壓態(tài)的組織中卻沒(méi)有β′析出相；在高溫時(shí)效過(guò)程中，擠壓態(tài)也能得到部分β′析出相，但數(shù)量沒(méi)有擠壓T5態(tài)多，因此，在高溫時(shí)效過(guò)程中，擠壓態(tài)的強(qiáng)度也沒(méi)有擠壓 T5態(tài)的高，擠壓態(tài)中β′析出相在高溫時(shí)效中向β1和β轉(zhuǎn)變所需的時(shí)間也比擠壓 T5態(tài)的短，導(dǎo)致擠壓態(tài)在高溫下的耐熱性較差。

2.2 二次時(shí)效的組織變化

Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金在峰值時(shí)效中形成的 β′析出相，在隨后的高溫二次時(shí)效過(guò)程中向平衡相β轉(zhuǎn)變，合金的耐熱性明顯降低，所以，β′相在高溫下的轉(zhuǎn)變速度決定合金在高溫下能夠持續(xù)服役的時(shí)間。

結(jié)合圖1的高溫時(shí)效曲線，對(duì)擠壓T5態(tài)在275～350 ℃二次時(shí)效的樣品進(jìn)行透射觀察，分析合金的相變規(guī)律與耐熱性之間的關(guān)系。

2.2.1 350 ℃的二次時(shí)效組織演變

時(shí)效溫度越高，其相變轉(zhuǎn)化速度越快；根據(jù)二次時(shí)效曲線，對(duì)合金在高溫350 ℃二次時(shí)效4、8、16、24和96 h的樣品進(jìn)行透射觀察(見(jiàn)圖2)，分析合金的相變過(guò)程。

在高溫二次時(shí)效前的擠壓 T5態(tài)組織中存在著細(xì)小彌散的 β′析出相，β′相為板條狀、垂直于鎂基面沿〈110〉方向呈120°的交叉三角形分布，能有效地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高合金的強(qiáng)度和耐熱性[10]。

圖2(a)所示為二次時(shí)效4 h的透射組織。由圖2(a)可看出，析出相的尺寸在高溫下快速長(zhǎng)大，析出相的顏色在明場(chǎng)下有深色、淺色，或部分析出相的一端為淺色，另一端為深色。在明場(chǎng)下分析結(jié)果表明[11]：深色的析出相仍為β′、淺色的析出相為β1，β1相在β′相內(nèi)部形核和長(zhǎng)大；圖中析出相的兩種不同顏色表明深色的β′相正在向淺色的β1相轉(zhuǎn)變。

圖2(b)所示為二次時(shí)效8 h的透射組織。由圖2(b)可看出，析出相的尺寸進(jìn)一步長(zhǎng)大，析出相中淺色的β1相明顯增多。通過(guò)暗場(chǎng)可清晰地觀察到β′相大部分轉(zhuǎn)變?yōu)榘咨摩?相(見(jiàn)圖2(c))，組織以β1相為主；在β1中能觀察到節(jié)狀的反相疇界(APB)，APB是相變過(guò)程中有序化形成的界面[9]。APB存在反相疇界能，對(duì)原子和位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)都有阻礙作用，增加相變的阻力，能提高合金的耐熱性，但隨著析出相的長(zhǎng)大或溫度的提高，APB最終會(huì)消失。

圖2(d)所示為二次時(shí)效16 h的透射組織。由圖2(d)可看出，析出相已轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍫钇胶庀唳陆M織，β相垂直于鎂基面沿〈100〉方向呈120°三角形分布[12]，β相的尺寸長(zhǎng)大到2 μm以上；這說(shuō)明析出相在相變的同時(shí)還在繼續(xù)長(zhǎng)大。這是由于β相在β1相內(nèi)部進(jìn)行形核和長(zhǎng)大，β1相又在β′相內(nèi)部進(jìn)行形核和長(zhǎng)大，而β′相是隨著溫度升高或時(shí)間的延長(zhǎng)不斷長(zhǎng)大的過(guò)程；所以，在二次時(shí)效中，析出相是一個(gè)不斷長(zhǎng)大的過(guò)程，而在長(zhǎng)大的同時(shí)，析出相內(nèi)部又發(fā)生 β′→β1→β的相變，結(jié)果導(dǎo)致平衡相β的尺寸非常粗大、多在微米以上。

圖2(e)所示為二次時(shí)效24 h的透射組織。由圖2(e)可看出，β相在時(shí)效過(guò)程中繼續(xù)長(zhǎng)大，其尺寸比16 h的大一半左右。對(duì)β相進(jìn)行放大觀察(見(jiàn)圖2(f))，在析出相邊緣存在一條白帶。對(duì)白帶、鎂基體和析出相分別進(jìn)行能譜分析，表明白帶上的合金元素含量最低、析出相中合金元素含量最高，在析出相周?chē)纬砂咨娜苜|(zhì)貧化區(qū)，這個(gè)區(qū)域溶質(zhì)的摩爾濃度比脫溶后鎂基體的低；這表明溶質(zhì)原子在高溫二次時(shí)效過(guò)程中向析出相中進(jìn)行聚集，導(dǎo)致在析出相之間形成一片溶質(zhì)貧化區(qū)。

析出相的尺寸從16 h到24 h的變化速度沒(méi)有8 h到16 h的快，這是由于溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速度和析出相的長(zhǎng)大速度都呈拋物線變化，剛開(kāi)始變化的速率大，之后越來(lái)越慢；所以，下一樣品的觀察時(shí)間選為96 h。

圖2(g)所示為二次時(shí)效96 h的透射組織。由圖2(g)可看出，析出相長(zhǎng)為3～5 μm，尺寸粗大；對(duì)析出相進(jìn)行放大觀察(見(jiàn)圖2(h))，白色的溶質(zhì)貧化區(qū)明顯變寬，說(shuō)明溶質(zhì)原子繼續(xù)向著析出相聚集。

溶質(zhì)貧化區(qū)形成的原理與無(wú)沉淀析出帶的相同，溶質(zhì)貧化區(qū)會(huì)降低合金的強(qiáng)度和耐熱性；高溫下，晶界是合金最薄弱的環(huán)節(jié)，而在晶界附近形成的溶質(zhì)貧化區(qū)進(jìn)一步降低合金的高溫強(qiáng)度和耐熱性。

通過(guò)以上分析，合金在二次時(shí)效4 h時(shí)，析出相β′開(kāi)始向β1轉(zhuǎn)變；在二次時(shí)效8 h時(shí)，析出相大部分已轉(zhuǎn)變成β1相；在二次時(shí)效16 h時(shí)，析出相已完全轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶庀?β。在合金發(fā)生相變的同時(shí)，析出相的尺寸不斷地長(zhǎng)大，溶質(zhì)原子不斷地向析出相聚集，并在析出相的附近形成溶質(zhì)貧化區(qū)，溶質(zhì)貧化區(qū)的形成進(jìn)一步降低合金的高溫強(qiáng)度和耐熱性。

2.2.2 325 ℃的二次時(shí)效組織演變

根據(jù)二次時(shí)效曲線和 350 ℃二次時(shí)效的分析結(jié)果，對(duì)合金325 ℃二次時(shí)效24、48和96 h的樣品進(jìn)行透射觀察，如圖3所示。

圖3(a)所示為二次時(shí)效24 h的透射組織，析出相主要為 β′相。

圖3(b)所示為二次時(shí)效48 h的明場(chǎng)像，大部分析出相已轉(zhuǎn)變成板狀的平衡相 β，小部分象麻花狀的析出相正在轉(zhuǎn)變。對(duì)麻花狀的析出相進(jìn)行放大觀察(見(jiàn)圖3(c))，其由黑白間隔的條紋組成；暗場(chǎng)下顯示這些條紋是由黑色的 β′相和白色的 β1相組成(分別見(jiàn)圖3(d)和(e))，β′和β1相互間隔形成黑白相間的條紋。組織中出現(xiàn)與β三相共存的情況，可以說(shuō)明β1向β所需的時(shí)間較短、容易進(jìn)行相變。

圖3(f)所示為二次時(shí)效96 h的明場(chǎng)像，析出相已轉(zhuǎn)變成平衡相β。

通過(guò)以上分析，合金在二次時(shí)效24 h時(shí)，析出相主要為β′相；在二次時(shí)效48 h時(shí)，析出相大部分已轉(zhuǎn)變成β1相，出現(xiàn)β′、β1和β三相共存的情況，新形成的 β1相將 β′相分隔成黑白相間的條紋；在二次時(shí)效96 h時(shí)，析出相已完全轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶庀唳隆?/p>

2.2.3 300 ℃的二次時(shí)效組織演變

圖4所示為合金在300 ℃二次時(shí)效24、48和96 h的透射觀察。圖4(a)所示為二次時(shí)效24 h的透射組織，析出相主要為β′相，少部分轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相。圖4(b)和(c)所示為二次時(shí)效48 h不同倍數(shù)的透射組織，析出相大部分轉(zhuǎn)變成β1相，少部分仍為β′相；圖4(d)所示為從[11]顯示析出相的一端為白色的β1相、另一端仍為黑色的β′相。圖4(e)和(f)所示為二次時(shí)效96 h的透射組織，析出相剛剛轉(zhuǎn)變成平衡相β，β相的尺寸比相應(yīng)的325 ℃小。

通過(guò)以上分析，合金在二次時(shí)效24 h時(shí)，析出相主要為β′相；在二次時(shí)效48 h時(shí)，β′相大部分轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相；在二次時(shí)效96 h時(shí)，析出相已轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶庀唳隆?/p>

2.2.4 275℃的二次時(shí)效組織

圖5所示為合金在275 ℃二次時(shí)效96 h的TEM像。圖5(a)顯示為析出相以β′相為主，但正向β1相轉(zhuǎn)變；β′相為進(jìn)行相變時(shí)收縮成節(jié)狀(見(jiàn)圖5(b))；小部分白色長(zhǎng)條狀的β1相在β′相中析出(見(jiàn)圖5(c))。

由于β1相在β′相中形核長(zhǎng)大、并且在這一相變過(guò)程中還存在能量的起伏和晶體結(jié)構(gòu)的變化，所以，β′相需要克服阻礙才能轉(zhuǎn)變成 β1相，β1相先在一個(gè)較小的區(qū)域形成、然后再擴(kuò)大，如圖中許多白色條紋的 β1相在β′相形成，這樣就形成了黑白相間的析出相條紋。

圖3 Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金擠壓T5態(tài)在325 ℃二次時(shí)效樣品的TEM像Fig.3 TEM images of extruded Mg-9Gd-4Y-0.6Zr-T5 alloy after secondary aged at 325 ℃: (a) 24 h, BF, B∥[0001]; (b) 48 h, BF,B∥[100]; (c) Enlarged graph of Fig.3(b); (d) 48 h, DF, B∥[20]; (d) 48 h, DF, β′ changing into β1 phase, B∥[111]; (e) 48 h,DF, β′ coexistence with β1 phase, B∥[111]; (f) 96 h, BF, B∥[0001]

圖4 Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金擠壓T5態(tài)在300 ℃二次時(shí)效樣品的TEM像(BF)Fig.4 TEM images (BF) of extruded Mg-9Gd-4Y-0.6Zr-T5 alloy after secondary aged at 300 ℃: (a) 24 h, β′ phase, B//[0001];(b) 48 h, B∥[0001]; (c) Enlarged graph of Fig.4(b); (d) 48 h, part of β′ phase, another part of β1 phase, B∥[110]; (e) 96 h,B∥[0001]; (f) 96 h, B∥[110]

圖5 Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金擠壓T5態(tài)在275 ℃二次時(shí)效96 h樣品的TEM像(B∥[0001])Fig.5 TEM images of extruded Mg-9Gd-4Y-0.6Zr-T5 alloy after secondary aged at 275 ℃ for 96 h (B∥[0001]): (a) BF; (b) DF; (c)DF, β′ changing into β1 phase

合金在275 ℃時(shí)效時(shí)，β1將β′分隔成間距大小與325 ℃不同，導(dǎo)致兩者在形貌上存在著差異，本文作者認(rèn)為是由于合金相變驅(qū)動(dòng)力的不同造成的。合金在275 ℃的驅(qū)動(dòng)力較小，β1相形核在β′相中形核均勻、β1和β′相之間的間距?。欢辖鹪?25 ℃時(shí)，相變驅(qū)動(dòng)力較大，并且β1相在β′相中形核的數(shù)量少、長(zhǎng)大的速度快，結(jié)果是新形成的β1將β′分隔成間距較大的黑白條紋。

2.3 二次時(shí)效析出相的變化與力學(xué)性能的關(guān)系

結(jié)合二次時(shí)效曲線和析出相的變化來(lái)分析合金組織與力學(xué)性能的關(guān)系。合金在225 ℃峰值時(shí)效的硬度在140左右，之后在高溫二次時(shí)效過(guò)程中出現(xiàn)強(qiáng)度和耐熱性下降，其下降過(guò)程分為4個(gè)步驟完成。

首先是溶質(zhì)原子的回溶和β′相的長(zhǎng)大造成合金的強(qiáng)度和耐熱性的下降；其次，析出相的尺寸在高溫相變過(guò)程中(β′→β1→β)始終在長(zhǎng)大，析出相的尺寸增大導(dǎo)致合金的強(qiáng)化效果不斷地減弱；再者是β′轉(zhuǎn)變成β1時(shí)，合金的硬度出現(xiàn)大幅下降；最后是β1相轉(zhuǎn)變成β相，這個(gè)過(guò)程容易進(jìn)行，合金的時(shí)效強(qiáng)化效果基本消失，其硬度和耐熱性略高于時(shí)效前樣品的。

在整個(gè)相變過(guò)程中，β′向β1轉(zhuǎn)變過(guò)程中所需的時(shí)間最長(zhǎng)，這是由于析出相結(jié)構(gòu)不同造成的。β′相具有正交晶結(jié)構(gòu)(bco)，與鎂基體是半共格關(guān)系；β1是面心立方結(jié)構(gòu)(fcc)，晶格常數(shù)a=0.74 nm，與鎂基體完全不共格；平衡相β與β1相的晶體結(jié)構(gòu)相同，β相晶格常數(shù)是 β1相的 3 倍(a=2.22 nm)[8]。在 β′→β1轉(zhuǎn)變時(shí)，相變界面從半共格過(guò)渡到非共格，其所需的界面能最大，增大相變阻力，導(dǎo)致相變所需的時(shí)間最長(zhǎng)，這是合金在高溫下能保持較高強(qiáng)度和較長(zhǎng)耐熱時(shí)間的原因[13?14]；在β1→β轉(zhuǎn)變時(shí)，析出相的界面與鎂基體非共格，兩相的晶體結(jié)構(gòu)相同，相變過(guò)程中只是晶格常數(shù)按倍數(shù)增大，導(dǎo)致相變過(guò)程容易進(jìn)行、相變所需的時(shí)間縮短(在組織中容易觀察到β′、β1和β三相共存)，對(duì)合金的強(qiáng)化和耐熱貢獻(xiàn)較少。因此，一旦β1→β轉(zhuǎn)變完成，合金的硬度和耐熱性則急劇地下降。

3 結(jié)論

1) 合金擠壓T5態(tài)比擠壓態(tài)在275～350 ℃高溫時(shí)效過(guò)程中的硬度高，持續(xù)的時(shí)間長(zhǎng)，耐熱性更好；

2) 合金擠壓T5態(tài)在275～350 ℃的高溫二次時(shí)效過(guò)程中產(chǎn)生回歸現(xiàn)象。二次時(shí)效的溫度愈高，回歸現(xiàn)象愈明顯，形成β1相的速度越快，達(dá)到平衡相β所需的時(shí)間越短。

3) 相變過(guò)程中β′向β1轉(zhuǎn)變所需時(shí)間最長(zhǎng)，β′相的耐熱性最好；析出相β1向β轉(zhuǎn)變所需相變時(shí)間最短，組織內(nèi)會(huì)出現(xiàn)β′、β1和β三相共存的情況；β′向β1的轉(zhuǎn)變一旦完成，合金的硬度和耐熱性急劇地下降。

4) β1在β′內(nèi)部和β1在β內(nèi)部形核，析出相的尺寸在相變過(guò)程中不斷長(zhǎng)大，溶質(zhì)原子向析出相聚集、并在析出相附近形成溶質(zhì)貧化區(qū)，溶質(zhì)貧化區(qū)的形成進(jìn)一步降低合金的高溫強(qiáng)度和耐熱性。

REFERENCES

[1] 肖 陽(yáng), 張新明, 陳健美, 蔣 浩. Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金擠壓T5態(tài)的高溫組織與力學(xué)性能[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2006,16(4): 709?714.XIAO Yang, ZHANG Xin-ming, CHEN Jian-mei, JIANG Hao.Microstructures and mechanical properties of extruded Mg-9Gd-4Y-0.6Zr-T5 at elevated temperatures[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2006, 16(4): 709?714.

[2] 肖陽(yáng), 張新明, 陳健美, 蔣 浩, 鄧楨楨. 高強(qiáng)耐熱Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金的性能[J]. 中南大學(xué)學(xué)報(bào): 自然科學(xué)版, 2006, 37(5): 850?855.XIAO Yang, ZHANG Xin-ming, CHEN Jian-mei, JIANG Hao,DENG Zhen-zhen. Performance of Mg-9Gd-4Y-0.6Zr alloy with high strength and heat resistance[J]. Journal of Central South University: Science and Technolgy, 2006, 37(5): 850?855.

[3] HONMA T, OHKUBO T, HONO K. 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: 301?306.

[4] KAWABATA T, MATSUDA K, KAMADO S. HRTEM observation of the precipitates in Mg-Gd-Y-Zr alloy[J].Materials Science Forum, 2003, 419/422: 303?306.

[5] SMOLA B, STULIKOVA I, PELCOVA J. Significance of stable and metasable phases in high temperature creep resistant magnesium-rare earth base alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2004, 378: 196?201.

[6] HE S M, ZENG X Q, PENG L M. Microstructure evolution in a Mg-15Gd-0.5Zr(wt.%) alloy during isothermal aging at 250℃[J]. Materials Science and Engineering A, 2006, 431:322?327.

[7] HE S M, ZENG X Q, PENG L M. Precipitation in a Mg-10Gd-3Y-0.4Zr(wt.%) alloy during isothermal ageing at 250 ℃[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2006, 421:309?403.

[8] NIE J F, MUDDLE B C. Characterisation of strengthening precipitate phases in a Mg-Y-Nd alloy[J]. Acta Materialia, 2000,48: 1691?1703.

[9] 李松瑞, 周善初. 金屬熱處理[M]. 長(zhǎng)沙: 中南大學(xué)出版社,2003: 125?198.LI Song-rui, ZHOU Shan-chu. Metal heat treatment[M].Changsha: Central South University Press, 2003: 125?198.

[10] XIAO Yang, ZHANG Xin-ming, CHEN Bu-xiang. Properties investigation of Mg-9Gd-4Y-0.6Zr alloy[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2006, 16(S3): 1669?1672.

[11] NIE J F, MUDDLE B C. Precipitation in magnesium alloy WE54 during isothermal ageing at 250 ℃[J]. Scripta Materialia,1999, 40(10): 1089?1094.

[12] LI Z C, ZHANG H, LIU L. Growth and morphology of β phase in an Mg-Y-Nd alloy[J]. Materials Letters, 2004, 58:3021?3204.

[13] 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: 1049?1053.

[14] NIE J F. Reply to comments on “Crystallography and migration mechanisms of planar interphase boundaries”[J]. Scripta Materialia, 2005, 52: 687?691.

Secondary ageing of Mg-9Gd-4Y-0.6Zr alloy

XIAO Yang1, ZHANG Xin-ming2
(1. Green Metallurgy and Materials Division, Zhengzhou Research Institute of Chalco, Zhengzhou 450041, China;2. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

The as-extruded and extruded-T5 Mg-9Gd-4Y-0.6Zr alloys were aged in the temperature range of 275?350 ℃for 0?96 h, the hardness was tested and the microstructure evolution was studied by transmission electron microscope.The results show that the extruded-T5 alloy has higher hardness and better heat resistance than the as-extruded alloy during high temperature ageing. The retrogression phenomenon occurs during the secondary ageing of the extruded-T5 alloy. The higher the secondary ageing temperature is, the more significant the retrogression phenomenon is, the faster the β1formation is, the shorter the time of transforming to the equilibrium phase β is. The time of β′ phase transforming into β1phase is the longest during secondary ageing, while that of β1phase transforming to β phase is the shortest and three phases of β′, β1and β can co-exist in the aged microstructure. The hardness and heat resistance drop sharply once the β′phase transforms to β1phase.

Mg-Gd-Y-Zr alloy; secondary ageing; precipitate; heat-resistance

TG 146.2

A

1004-0609(2011)02-0276-07

國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目(5133001E)

2010-01-04；

2010-11-29

肖 明，高級(jí)工程師，博士；電話：0371-68918309；E-mail: 905xy@163.com

(編輯 李艷紅)