等溫鍛造Mg-10Gd-2Y-0.5Zn-0.3Zr稀土鎂合金組織性能

韓修柱， 逄錦程， 張緒虎， 單德彬， 劉楚明

(1.航天材料及工藝研究所，北京 100076;2.哈爾濱工業(yè)大學材料學院，哈爾濱 150001;3.中南大學材料學院，長沙 410083)

近年來，隨著航天、航空和汽車等領域減重、節(jié)能和環(huán)保需求的日益迫切，構件輕量化成為一個重要的發(fā)展趨勢，對輕質高強材料的需求日益增加。鎂及其合金是目前工業(yè)應用中最輕的金屬結構材料之一，以其出色的性能贏得廣泛青睞，被認為是21世紀有色金屬材料中最具開發(fā)和應用前途的金屬材料［1～3］，由于鎂合金特有的晶格結構決定了其力學性能較低。如何提高鎂合金的力學性能以及工作溫度成為鎂合金材料及其制備工藝研究的重點［4，5］。目前，在鎂中加入稀土元素是提高鎂合金強度和工作溫度的一種主要強化方式［6］。1994 年，Luo等［7］初次報道了Mg-Y-Zn合金中的X相為18R長周期結構。根據(jù)析出相的形態(tài)和強化作用可以將稀土鎂合金大體分為不含長周期相(LPSO)和包含長周期相的兩種稀土增強型鎂合金。2001年，Kawamura等［8］通過快速凝固粉末冶金方法制備出了室溫下屈服強度高達610MPa、伸長率達到5%的長周期結構增強 Mg97Y2Zn1合金。2004年，Kawamura等［9］制備出了室溫下屈服強度達到375MPa、伸長率達到4%的擠壓態(tài)長周期結構增強Mg97Y2Zn1合金。Hagihara等［10］研究了長周期相對擠壓態(tài)Mg97Zn1Y2力學性能的影響，結果表明:長周期相的存在很大程度上增強了擠壓過程中鎂基體晶粒的細化，并且長周期相在擠壓過程中作為硬相沿著擠壓方向分布，其與長周期相的短纖維增強機制共同導致了擠壓后合金強度的提高。Shao等［11］研究了具有長周期相的Mg-Zn-Y合金的強韌化機理，認為擠壓后合金強度的提高主要是由于長周期結構通過扭折和限制動態(tài)再結晶的形成等協(xié)同作用導致合金晶粒細化所帶來的。Yamasaki等［12］研究了多種模式組織演化對擠壓態(tài)Mg-Zn-Y的機械性能影響，研究認為具有較弱的織構取向的動態(tài)再結晶晶粒的出現(xiàn)改善了合金的塑性，而具有較強基面織構的熱加工晶粒和纖維形狀的長周期結構的有效分布是合金高強度的主要原因。

迄今為止，雖然對稀土鎂合金的強化機制做了大量的研究，但是其主要的強度來源和機理仍然不清楚。本工作擬對等溫鍛造后的稀土鎂合金鍛件在時效過程的組織演變和性能進行分析，探討高強度稀土鎂合金的強化機制，提出可以優(yōu)化稀土鎂合金力學性能的途徑。

1 實驗材料與方法

實驗材料為富含稀土的 Mg-10Gd-2Y-0.5Zn-0.3Zr(原子分數(shù)/%)合金，初始狀態(tài)為開坯后鍛態(tài)組織。利用等溫鍛造工藝對坯料進行成形，獲得具有高筋薄腹板的精密鍛件，鍛件和試樣的取樣位置如圖1所示。利用PLOYVER-MET金相顯微鏡進行金相分析。在TECNI-2010透射電子顯微鏡上進行顯微組織觀察，工作電壓為300kV。為了提高鍛件的強度，對鍛件進行時效處理，時效溫度為200℃，隨后對時效處理后的顯微組織進行分析。室溫力學性能測試在INSTRON5559拉伸測試試驗機上進行，拉伸速率為1mm/min。

2 結果與分析

圖1 鎂合金鍛件形狀和取樣位置Fig.1 Photograph of isothermal forged magnesium alloy and cut area of the specimen

圖2為初始鍛態(tài)和等溫鍛造后合金的微觀組織?？梢钥闯鲈诔跏寂髁现屑匆呀?jīng)發(fā)生了少量的再結晶，如圖2a和b所示。等溫鍛造后合金基體上分布著大量的第二相，且等溫鍛造后合金的晶粒細化不明顯，經(jīng)XRD分析為Mg5(Gd，Y)(β')相，如圖3所示。為了進一步提高該新型時效強化型鎂合金的強度，對其在200℃不同保溫時間時效處理后的力學性能和微觀組織進行研究。

圖2 初始和等溫鍛造后合金的坯料的微觀組織 (a)，(c)初始坯料的微觀組織;(b)，(d)等溫鍛造后的微觀組織Fig.2 Microstructures of initial alloy and isothermal forged alloy (a)，(c)initial alloy;(b)，(d)isothermal forged alloy

圖4為合金在200℃不同時間時效后的硬化曲線。合金在200℃時效60h后，其硬度達到峰值。因此，對于該種新型高稀土鎂合金來說，在200℃時效獲取最高強度的保溫時間為60h。圖5為合金在200℃保溫6h，60h和80h后的微觀組織照片。可以發(fā)現(xiàn):時效6h后在片層和晶界間開始有長條狀的析出相;60h后析出相明顯增多，相的體積明顯增大，且呈帶狀分布于晶界和片層間;此時從析出相中可觀察到兩種形貌，一種呈長方體，一種投影面成菱形狀，析出相總體積分數(shù)最高;時效80h后，析出相形貌發(fā)生改變，組織變得粗化，說明此時合金已經(jīng)處于過時效狀態(tài)。表1為初始鍛態(tài)、等溫鍛造后和后續(xù)200℃時效過程中合金的力學性能對比?？梢钥闯觯瑔渭兊牡葴劐懺於鴽]有時效處理，合金的強度并沒有大的改進;但是等溫鍛造合金相對于原始鍛態(tài)合金來說，基體中有較多的第二相彌散析出，從而促進等溫鍛造合金的屈服強度對于原始材料略有改善。時效工藝對于合金強度的提高具有重要的意義，合金的峰值時效工藝參數(shù)為200℃/60h。

圖3 等溫鍛造后合金中析出相的XRD分析Fig.3 XRD analysis of the secondary phases of the isothermal forged alloy

圖4 等溫鍛造合金200℃時效/硬化曲線Fig.4 Ageing/hardening curve of the isothermal forged alloy at 200℃

圖5 200℃不同時效時間下合金的微觀組織Fig.5 Microstructures of the alloy aged at 200℃ in different times (a)，(b)6h;(c)，(d)60h;(e)，(f)80h

圖6為峰值時效合金中晶界析出相和其相應的衍射斑點。由衍射斑點可以判斷其為β'相，等溫鍛造過程中即有β'相從基體中析出，在隨后的時效過程中有大量的β'相分布于基體上，該析出相為合金中主要的強化相之一，對時效后合金的強度的提高具有重要的作用。圖7a和b為初始坯料和峰值時效合金中的長周期相的分布?？梢钥闯鲈诔跏寂髁现写嬖诘拈L周期相數(shù)量較少，而在峰值時效合金中長周期相數(shù)量大幅度增加，研究發(fā)現(xiàn)，該種長周期相由于其特有的結構對于鎂合金強度的提高具有顯著的作用［10］。圖7c和d為時效后合金中長周期相的高分辨圖和相應的衍射斑點。由分析可知該種長周期相為14H型長周期相。該種長周期相是一種穩(wěn)

定的結構，在變形和隨后的熱處理過程中均不會轉變成其他的長周期相。

表1 初始坯料、等溫鍛造和時效后坯料的力學性能對比Table 1 Mechanical properties of the initial alloy，isothermal forged alloy and aged alloy

圖6 時效后合金中晶界析出相及其相應的衍射斑點 (a)晶界析出相;(b)晶界析出相與基體復合衍射斑點Fig.6 Precipitates at grain boundaries and corresponding SAED patterns(a)precipitates at grain boundaries;(b)corresponding SAED patterns

圖7 初始坯料和峰值時效合金中的長周期相 (a)初始鍛態(tài)合金;(b)峰值時效合金;(c)長周期相的高分辨圖;(d)為(c)中長周期相的衍射斑點Fig.7 LPSO phase in the initial alloy and peak-aged alloy (a)initial alloy;(b)peak-aged alloy;(c)high resolution TEM image of LPSO phase;(d)corresponding SAED pattern LPSO phase in(c)

以上分析表明，峰值時效合金中的β'相和長周期相數(shù)量大幅度增多。研究表明:長周期相對于稀土鎂合金材料強度的具有明顯的改善作用［10］，主要由于長周期是一種有序的原子堆垛結構組成，其在塑性變形或者時效過程中在晶界處形核，由晶界沿著一定的取向向晶內生長，且每個晶粒內部的長周期相具有不同的取向;這種在晶粒內部形成的大尺寸的長條形周期相對于合金在拉伸過程中位錯的開動和滑移具有明顯的阻礙作用，在很大程度上改善了合金的強度;而β'相是一種典型的時效強化相，其不僅存在于鑄態(tài)合金中，也存在于塑性變形和時效合金中，但只有彌散析出的納米尺度的β'相才能有效地改善合金的強度［13～16］。對于本工作研究的新型高稀土合金來說，鍛造和時效過程中大量析出的長周期相是其強度大幅度提高的主要原因;β'相的彌散析出是合金強度的部分來源，對于合金強度的提高具有一定的作用。

3 結論

(1)等溫鍛造 Mg-10Gd-2Y-0.5Zn-0.3Zr鎂合金的屈服強度較原始鍛態(tài)合金略有上升，主要是由于等溫鍛造過程中有較多的第二相彌散析出。

(2)等溫鍛造合金在時效過程中，隨著時效時間的延長，在時效60h后合金的強度達到峰值，峰值時的抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為379MPa、245MPa和4.6%。

(3)時效后合金中有大量的β'相和長周期相出現(xiàn)，具有大尺寸且在晶粒內部具有一定取向分布的長周期是合金獲得較高強度的主要原因，β'相的彌散析出對于合金強度的提高也具有一定的作用。

［1］張崧，唐建新，馮可芹，等.高強度鎂合金的研究現(xiàn)狀及發(fā)展［J］.熱加工工藝，2004(8):52－54.(ZHANG S，TANG J X ，F(xiàn)ENG K Q ，et al.Current situation and trend of reseach on high strength Mg alloy［J］.Hot Working Technology，2004(8):52 －54.)

［2］康鴻躍，陳善華，馬永平，等.鎂合金在軍事裝備中的應用［J］.金屬世界，2008(1):61－62.(KANG H Y，CHEN S H，MA Y P，et al.Applications of magnesium alloys in military equipment［J］.Metal World，2008(1):61 －62.)

［3］郭學鋒，魏建鋒，張忠明.鎂合金與超高強度鎂合金［J］.鑄造技術，2002，23(3):133－136.(GUO X F，WEI J F，ZHANG Z M.Review on magnesium alloys and super-high strength magnesium alloys［J］.Foundry Technology，2002，23(3):133 －136.)

［4］何維維，張坤，黃敏，等.不同增強相對擠壓態(tài)Mg-Zn-Mn-Y合金動態(tài)再結晶影響分析［J］.航空材料學報，2012，32(5):7－8.(HE W W，ZHANG K，HUANG M，et al.Influence of secondary phases on dynamic recrystallization mechanisms in extruded Mg-Zn-Y magnesium alloy［J］.Journal of Aeronautical Materials，2012，32(5):7 －8.)

［5］李理，周楠.EW94耐熱鎂合金板材熱拉延能力的實驗研究［J］.航空材料學報，2013，33(5):22－23.(LI L，ZHOU N.Experimental investigation of hot deep drawability of EW94 heat resistant alloy sheet［J］.Journal of Aeronautical Materials，2013，33(5):22 －23.)

［6］MORDIKE B L，EBERT T，Magnesium properties-applications-potential［J］.Materials Science and Engineering(A)，2001，302(1):37 －45.

［7］LUO Z P ，ZHANG S Q ，TANG Y L，et al.Microstructures of Mg-Zn-Zr-RE alloys with high RE and low Zn contents［J］.J Alloys Compd，1994(209):275.

［8］KAWAMURA Y，HAYASHI K，INOUE A，et al.Rapidly solidified powder metallurgy Mg97Zn1Y2 alloys with excellent tensile yield strength above 600MPa［J］.Mater Trans J IM，2001(42):1171.

［9］KAWAMURA Y.Abstracts of the 134th annual meeting of the Japan Institute of Metals［J］.Japan Institute of Metals Sendai Japan，2004(263):264.

［10］HAGIHARA K，KINOSHITA A，SUGINO Y，et al.Effect of long-period stacking ordered phase on mechanical properties of Mg97Zn1Y2 extruded alloy［J］.Acta Materialia，2010(58):6282－6293.

［11］SHAO X H，YANG Z Q，MA X L.Strengthening and toughening mechanisms in Mg-Zn-Y alloy with a long period stacking ordered structure［J］.Acta Materialia，2010(58):4760－4771.

［12］YAMASAKI M，HASHIMOTO K，HAGIHARA K，et al.Effect of multimodal microstructure evolution on mechanical properties of Mg-Zn-Y extruded alloy［J］.Acta Materialia，2011(59):3646－3658.

［13］LIU K，ZHANG J H，ROKHLIN L L.Microstructures and mechanical properties of extruded Mg-8Gd-0.4Zr alloys containing Zn［J］.Materials Science and Engineering(A)，2009，505(1/2):13－19.

［14］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):309－313.

［15］YANG Z，LI J P，GUO Y C.Precipitation process and effect on mechanical properties of Mg-9Gd-3Y-0.6Zn-0.5Zr alloy［J］.Materials Science and Engineering(A)，2007(454/455):274－280.

［16］BARUCCA G，F(xiàn)ERRAGUT R，F(xiàn)IORI F.Formation and evolution of the hardening precipitates in a Mg-Y-Nd alloy［J］.Acta Materialia，2011，59(10):4151 －4158.