熱軋及退火處理對(duì)Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金顯微組織及抗壓強(qiáng)度的影響*

劉栩東，吳皓月，劉秀蘭，雷亞萍，陳　建

(西安工業(yè)大學(xué) 材料與化工學(xué)院，西安 710021)

鎂合金具有密度小,比強(qiáng)度和比剛度高、阻尼性及切削加工性好，較強(qiáng)耐堿、耐油腐蝕性能和較好的電磁屏蔽性能，因而受到廣泛的關(guān)注[1].稀土Gd、Y元素的添加，可以有效地細(xì)化合金組織，伴隨著稀土化合物的析出，產(chǎn)生彌散強(qiáng)化效果，顯著地提高鎂合金塑性以及屈服強(qiáng)度[2-3].同時(shí)，加入少量Zr元素，可以明顯地細(xì)化鎂合金晶粒[4].因此，向純鎂中加入稀土元素以提高其綜合力學(xué)性能，這種方法日益受到重視，在工業(yè)生產(chǎn)中展現(xiàn)出很大的發(fā)展前景[5].

文獻(xiàn)[6]研究了Mg-10Gd-4.8Y-0.6Zr合金在520 ℃不同固溶處理時(shí)間對(duì)其顯微組織及硬度的影響，結(jié)果表明520 ℃保溫16 h時(shí)固溶處理效果良好，網(wǎng)狀共晶完全溶解到基體中，晶內(nèi)偏析基本消除，此時(shí)固溶強(qiáng)化占據(jù)主導(dǎo)作用，合金硬度為89 HV，有利于后續(xù)機(jī)械加工.但利用固溶強(qiáng)化來(lái)提高鎂合金的力學(xué)性能所需溫度高，時(shí)間長(zhǎng)，能源利用率低，在實(shí)際生產(chǎn)中具有一定的局限性.為了進(jìn)一步提高M(jìn)g-12Gd-3Y-0.4Zr合金力學(xué)性能，文獻(xiàn)[7]對(duì)該合金先熱擠壓變形，隨后以每道次30%的下壓量，軋制成2.3 mm厚總變形量為92%的板材，最后通過(guò)長(zhǎng)時(shí)間的時(shí)效處理，得到抗拉強(qiáng)度457 MPa.但熱擠壓加軋制變形，往往會(huì)向鎂合金中引入強(qiáng)織構(gòu)，產(chǎn)生各向異性，不利于機(jī)械加工.最近，文獻(xiàn)[8]研究結(jié)果表明，預(yù)變形固溶態(tài)Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金經(jīng)過(guò)適當(dāng)?shù)耐嘶鹛幚恚脫Q溶質(zhì)原子能夠釘扎住鎂合金孿晶界，二次加載時(shí)壓縮強(qiáng)度可以提高20～30 MPa，即退火處理可以有效地提高鎂合金的力學(xué)性能.但固溶態(tài)Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金晶粒尺寸接近100 μm，粗大的晶粒會(huì)降低鎂合金的力學(xué)性能，故此項(xiàng)實(shí)驗(yàn)并沒(méi)有充分發(fā)揮退火強(qiáng)化鎂合金的作用.Mg-Gd-Y-Zr合金在高溫軋制時(shí)，會(huì)出現(xiàn)孿晶的產(chǎn)生以及動(dòng)態(tài)回復(fù)再結(jié)晶兩個(gè)過(guò)程，在文獻(xiàn)[8]的基礎(chǔ)上，如果控制好軋制溫度與下壓量，便可能得到細(xì)晶粒與大量孿晶共存的顯微組織，后續(xù)再經(jīng)過(guò)適當(dāng)?shù)耐嘶鹛幚?，便能夠利用?xì)晶強(qiáng)化與退火強(qiáng)化共同提高鎂合金的力學(xué)性能，這豐富了提高鎂合金強(qiáng)韌性的方法.

本文選取Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金為研究對(duì)

象，對(duì)其固溶處理后，在500 ℃條件下對(duì)該合金以每道次小于10%的下壓量，施加多道次的軋制變形，研究不同下壓量時(shí)板材微觀組織的變化規(guī)律，并探究了退火處理對(duì)熱軋態(tài)板材力學(xué)性能的影響，為進(jìn)一步研究Mg-Gd-Y-Zr系稀土鎂合金塑性變形工藝提供參考.

1　實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)材料為Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金，采用純Mg(>99.95%)，Mg-30%Gd，Mg-30%Y以及 Mg-30%Zr中間合金為原材料，JDMJ作為覆蓋劑和精煉劑，在爐溫為720～780 ℃的電阻爐中熔煉，鋼制模具中澆鑄成型，澆注溫度為700～720 ℃.鑄錠固溶處理在電阻爐中進(jìn)行，溫度為510 ℃，保溫6 h后水淬取出.再將固溶處理后的鑄錠加工成18 mm厚的板材，在雙輥熱軋機(jī)上以低于固溶溫度(500 ℃)軋制.具體流程為：先將板材置于溫度為500 ℃的電阻爐中保溫30 min，之后以每道次小于10%的下壓量進(jìn)行軋制變形，道次間保溫10 min，軋制成5 mm厚總變形量為75%的板材.選取軋制板材中心部位樣層進(jìn)行組織與力學(xué)性能分析.

使用DDL300電子萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)測(cè)試板材抗壓強(qiáng)度，壓縮式樣尺寸為5 mm×5 mm×10 mm，室溫沿著平行于RD方向單向壓縮，壓縮實(shí)驗(yàn)預(yù)載荷為1 kN，壓縮速率為1 mm·min-1.采用光學(xué)顯微鏡觀察合金組織，用于金相組織觀察的腐蝕劑選用50 mL無(wú)水乙醇+3 g苦味酸+5 g冰乙酸，腐蝕20～30 s.晶粒尺寸采用直線截距法測(cè)量.

2　實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1　Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金鑄態(tài)及固溶組織

圖1為Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金鑄態(tài)及經(jīng)過(guò)510 ℃×6 h固溶處理后的光學(xué)顯微組織，從圖1(a)可以看出，鑄態(tài)組織中無(wú)明顯的雜質(zhì)及鑄造缺陷，除了α-Mg基體外還有大量的共晶組織分布于晶界處以及晶粒內(nèi)部，晶粒尺寸均勻，分布在70～100 μm之間.經(jīng)過(guò)510 ℃×6 h固溶處理，鑄態(tài)組織中的第二相溶入Mg基體中，晶界清晰，并且晶粒尺寸沒(méi)有明顯長(zhǎng)大，分布在80～110 μm之間.

圖1　Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金鑄態(tài)和固溶處理金相圖

2.2　不同軋制變形量下的合金光學(xué)顯微組織

圖2為500 ℃、不同變形量(ε)下板材的光學(xué)顯微組織.如圖2(a)所示下壓量為17%時(shí)晶粒出現(xiàn)明顯長(zhǎng)大達(dá)到140 μm，這是由于軋制前期500 ℃保溫30 min所致.并且孿晶不均勻，一些大晶粒內(nèi)出現(xiàn)了較為粗大的孿晶，且孿晶界呈現(xiàn)出彎曲形態(tài).這是由于塑性變形時(shí)晶粒出現(xiàn)在不利于滑移的取向，只能通過(guò)孿生來(lái)協(xié)調(diào)塑性變形.

圖2500 ℃不同軋制變形量下的Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金金相圖

Fig.2OM images of Mg-10Gd-3Y-0.3Zr alloy with different rolling reductions at 500 ℃

圖2(b)顯示下壓量為40%時(shí)大部分晶粒內(nèi)部都有孿晶出現(xiàn)，一些相鄰晶粒內(nèi)部孿晶彼此相連或平行，說(shuō)明孿晶能夠很好地調(diào)節(jié)晶粒取向并釋放集中應(yīng)力，促使滑移與孿生交替發(fā)生.由于更多滑移系的開(kāi)啟以及晶界擴(kuò)散能力的加強(qiáng)，部分晶粒被明顯拉長(zhǎng)，晶粒容易相互吞食導(dǎo)致其粗化，此時(shí)粗大晶粒的晶界發(fā)生扭曲，呈現(xiàn)出不規(guī)則多邊形狀.在一些晶粒內(nèi)部可以看到大量的亞微米級(jí)孿晶，這些孿晶會(huì)相互反應(yīng)出現(xiàn)位錯(cuò)塞積，位錯(cuò)與孿晶之間相互作用產(chǎn)生不規(guī)則的亞結(jié)構(gòu)，促使新晶粒的形成[9].因而在晶界和孿晶處產(chǎn)生少量的再結(jié)晶晶粒，這些細(xì)小的再結(jié)晶晶粒沿晶界的曲率中心向外遷移，并逐步長(zhǎng)大，出現(xiàn)再結(jié)晶晶粒與粗大晶粒共存的狀態(tài).

從圖2(c)可看到,當(dāng)下壓量達(dá)到60%時(shí)，晶粒呈等軸狀，尺寸均勻、細(xì)小，粗大晶?；鞠?，大部分晶粒尺寸為30～60 μm，但仍存在少量尺寸小于10 μm的再結(jié)晶晶粒.這是由于隨著下壓量的增加，變形儲(chǔ)存能增加，因而再結(jié)晶形核驅(qū)動(dòng)力也會(huì)增加，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶更易發(fā)生.同時(shí)更大的下壓量也會(huì)使粗大的晶粒破碎，同樣起到細(xì)化晶粒的作用.在少量粗大晶粒(晶粒尺寸大于90 μm)的周圍分布有少量的細(xì)小等軸晶，說(shuō)明在熱軋過(guò)程中動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生在這些位置，細(xì)小的等軸晶是再結(jié)晶形成新晶核長(zhǎng)大的結(jié)果.在道次間保溫過(guò)程中，變形儲(chǔ)存能的釋放使得晶粒長(zhǎng)大成為無(wú)畸變的等軸晶.圖2(d)是下壓量達(dá)到75%時(shí)的顯微組織，可看出晶粒尺寸均勻約為30 μm，之前粗大的晶粒已完全被細(xì)小的等軸晶所取代，孿晶也幾乎消失(孿晶體積分?jǐn)?shù)低于10%)，說(shuō)明下壓量從60%增長(zhǎng)到75%過(guò)程中發(fā)生了較為完整的動(dòng)態(tài)回復(fù)再結(jié)晶.

2.3　軋制變形量對(duì)合金力學(xué)性能的影響

圖3為Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金在500 ℃不同下壓量軋制變形后再經(jīng)過(guò)150 ℃、175 ℃、200 ℃×3 h退火，所測(cè)得的壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線.

圖3　Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金壓縮曲線

由圖4可知，對(duì)軋制后的合金板材退火處理均使得抗壓強(qiáng)度明顯提高.具體表現(xiàn)為，下壓量為17%,40%,60%和75%的Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金，室溫抗壓強(qiáng)度最低，退火溫度從150 ℃變化到175 ℃過(guò)程中抗壓強(qiáng)度提高，但是當(dāng)退火溫度升高到200 ℃時(shí)，抗壓強(qiáng)度又會(huì)降低.并且隨下壓量的增加退火強(qiáng)化效果增加，其中軋制60%再經(jīng)過(guò)175 ℃×3 h退火處理后強(qiáng)化效果最明顯，抗壓強(qiáng)度達(dá)到424 MPa.但是，當(dāng)下壓量從60%增加到75%時(shí)，退火強(qiáng)化效果開(kāi)始減弱，抗壓強(qiáng)度降低.具體抗壓強(qiáng)度見(jiàn)表1.

圖4　Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金抗壓強(qiáng)度變化圖

下壓量/%不退火150℃×3h175℃×3h200℃×3h17360372384379403773834054006039840042441275364387404398

通常認(rèn)為退火處理后會(huì)導(dǎo)致鎂合金發(fā)生軟化現(xiàn)象[10-11]，但本研究表明，經(jīng)過(guò)一定量的軋制變形后對(duì)熱軋態(tài)的Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金進(jìn)行適當(dāng)?shù)耐嘶鹛幚?，其抗壓?qiáng)度沒(méi)有降低反而升高.這一現(xiàn)象的發(fā)生與軋制過(guò)程中產(chǎn)生的變形孿晶以及Gd、Y原子密切相關(guān).鎂合金具有密排六方晶體結(jié)構(gòu)，室溫下開(kāi)動(dòng)的是基面滑移，但是滑移無(wú)法在c軸上產(chǎn)生塑性變形，并且滑移系數(shù)量有限，不能很好地調(diào)節(jié)晶粒之間的變形，因此鎂合金中的孿生變形就顯得極為重要.孿晶的形成可以分為形核與長(zhǎng)大兩個(gè)過(guò)程，孿晶形核比長(zhǎng)大需要的應(yīng)力高，變形過(guò)程中，鎂合金往往不是形成新的孿晶，而是依靠孿晶長(zhǎng)大來(lái)協(xié)調(diào)變形[12].文獻(xiàn)[13]認(rèn)為在高溫時(shí)(退火處理過(guò)程中)置換溶質(zhì)原子會(huì)擴(kuò)散到鎂合金孿晶界，置換掉部分鎂原子，對(duì)鎂合金孿晶界產(chǎn)生“釘扎”作用，阻礙孿晶長(zhǎng)大，只能產(chǎn)生新的孿晶來(lái)協(xié)調(diào)塑性變形.對(duì)熱軋態(tài)Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金而言，其包含著大量變形孿晶，在后續(xù)退火過(guò)程中溶質(zhì)原子(Gd、Y)會(huì)擴(kuò)散到鎂合金的孿晶界，釘扎住孿晶界，使得鎂合金需克服更大的應(yīng)力以產(chǎn)生新的孿晶來(lái)協(xié)調(diào)塑性變形.因此軋制后的Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金，經(jīng)過(guò)適當(dāng)?shù)耐嘶鹛幚?，抗壓?qiáng)度提高.隨著下壓量的增加，孿晶密度增加，置換溶質(zhì)原子在退火處理過(guò)程中會(huì)釘扎住更多的孿晶界，退火強(qiáng)化效果更加明顯.同時(shí)，隨著下壓量的增加，變形儲(chǔ)存能增加，因而再結(jié)晶形核驅(qū)動(dòng)力也會(huì)增加，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶更容易出現(xiàn)，晶粒尺寸減小，晶界對(duì)位錯(cuò)阻礙效果更為顯著，一定程度上對(duì)抗壓強(qiáng)度的提高做出了貢獻(xiàn).因此對(duì)于Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金，下壓量為60%時(shí)經(jīng)過(guò)相同的熱處理工藝，力學(xué)性能比下壓量為17%和40%時(shí)要好.當(dāng)下壓量為75%時(shí)，與下壓量為60%相比，經(jīng)過(guò)相同的退火處理工藝，抗壓強(qiáng)度有所下降，這是因?yàn)橄聣毫繛?5%時(shí)合金的顯微組織幾乎為完全再結(jié)晶晶粒，僅存在少量的孿晶，退火處理后溶質(zhì)原子可釘扎的孿晶界極其有限(不足10%)，退火強(qiáng)化效果不明顯.但由于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶后晶粒完全細(xì)化，晶粒尺寸減小，根據(jù)霍爾-佩奇公式 (Hall-Pecth)[14]：σy=σ+Kd-1/2(式中：σy為材料的屈服強(qiáng)度：σ0為單晶體屈服強(qiáng)度；K為Pecth斜率，d為材料晶粒的直徑)，此時(shí)產(chǎn)生了細(xì)晶強(qiáng)化效果，屈服強(qiáng)度與抗壓強(qiáng)度往往成正比，故與下壓量為17%和40%相比，下壓量為75%時(shí)合金的抗壓強(qiáng)度略有提高.

合金原子向鎂合金孿晶界擴(kuò)散是一個(gè)熱力學(xué)過(guò)程，升高退火溫度會(huì)加速Gd、Y原子的擴(kuò)散[15]，但當(dāng)退火溫度達(dá)到200 ℃時(shí)強(qiáng)化效果則會(huì)減弱.這可能是因?yàn)閷?duì)于Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金，隨著退火溫度的升高，變形孿晶界附近有序的偏析溶質(zhì)原子會(huì)消失同時(shí)粗大的第二相出現(xiàn)，在后續(xù)變形過(guò)程中，變形孿晶界會(huì)脫離溶質(zhì)原子的釘扎，以孿晶長(zhǎng)大的方式來(lái)協(xié)調(diào)塑性變形，孿晶變得粗大[8].孿晶長(zhǎng)大比形核需要的應(yīng)力低，因而與175 ℃×3 h退火處理相比，200 ℃×3 h退火處理后的Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金，其抗壓強(qiáng)度降低.

3　結(jié) 論

1) 高溫軋制變形可以有效地細(xì)化Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金晶粒，并引入形變孿晶，退火處理含有形變孿晶的鎂合金可以顯著地提高其抗壓強(qiáng)度，故先高溫軋制變形再低溫退火處理，這種加工工藝是強(qiáng)化鎂合金的有效方法.

2) Mg-10Gd-3Y-0.3Zr合金在500 ℃軋制，下壓量達(dá)到60%之前，隨著下壓量增加，晶粒尺寸明顯細(xì)化，孿晶密度顯著增加，下壓量超過(guò)60%之后，晶粒尺寸進(jìn)一步細(xì)化，但孿晶密度減少.退火處理能夠顯著提高鎂合金軋制板材的抗壓強(qiáng)度，經(jīng)175 ℃×3 h退火處理后溶質(zhì)原子對(duì)鎂合金孿晶界釘扎效果最好，退火強(qiáng)化效果明顯.

3) 現(xiàn)已證明低溫退火可以提高熱軋態(tài)Mg-Gd-Y-Zr系合金的抗壓強(qiáng)度，Nd元素同樣具有釘扎鎂合金形變孿晶的作用，下一步可以向該系合金中加入適量的Nd元素，通過(guò)高溫軋制與低溫退火處理，有望制備出高強(qiáng)韌性鎂合金.

參考文獻(xiàn)：

[1]余強(qiáng)國(guó),翁國(guó)慶.稀土鎂合金的發(fā)展、應(yīng)用及開(kāi)發(fā)[J].稀有金屬與硬質(zhì)合金,2006,34(3):36.

YU Qiangguo,WENG Guoqing.Development and Application of RE Mg Alloy[J].Rare Metals and Cemented Carbides,2006,34(3):36.(in Chinese)

[2]李娜,韓利強(qiáng).稀土元素Gd、Ce對(duì)AZ31鎂合金的硬化行為[J].山西冶金,2016,39(5):1.

LI Na,HAN Liqiang.The Hardening Behavior of Gd、Ce and AZ31 Rare Earth Elements on Magnesium Alloy[J].Shanxi Metallurgy,2016,39(5):1.

(in Chinese)

[3]彭建,呂濱江,胡耀波,等.稀土Y對(duì)Mg-2.0Zn-0.3Zr鎂合金鑄態(tài)組織和力學(xué)性能的影響[J].稀有金屬材料與工程,2010,39(4):672.

PENG Jian,LYU Binjiang,HU Yaobo,et al.Effect of Rare-Earth Y on Microstructure and Mechanical Properties of As-Cast Mg-2.0Zn-0.3Zr Alloy[J].Rare Metal Materials and Engineering,2010,39(4):672.(in Chinese)

[4]QIAN M,STJOHN D H,FROST M T.Characteristic Zirconium-rich Coring Structures in Mg-Zr Alloys[J].Scripta Materialia,2002,46(9):649.

[5]吳玉娟,丁文江,彭立明,等.高性能稀土鎂合金的研究進(jìn)展[J].中國(guó)材料進(jìn)展,2011,30(2):1.

WU Yujiang,DING Wenjiang,PENG Liming,et al.Research Progress of Advanced Magnesium Rare-Earch Alloys[J].Materials China,2011,30(2):1.

(in Chinese)

[6]李慧中,郭菲菲,劉楚明,等.Mg-10Gd-4.8Y-0.6Zr合金在520 ℃下的固溶處理行為[J].粉末冶金材料科學(xué)與工程,2011,16(3):323.

LI Huizhong,GUO Feifei,LIU Chuming,et al.Behavior of Mg-l0Gd-4.8Y- 0.6Zr Alloy During Solution Treatment at 520 ℃[J].Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy,2011,16(3):323.(in Chinese)

[7]RONG W,JIE D,FAN L K,et al.Microstructure and Mechanical Properties of Rolled Mg-12Gd-3Y-0.4Zr Alloy Sheets[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào)(英文版),2008,18(s1):189.

[8]CHEN J,WANG Z Q,MA X G,et al.Annealing Strengthening of Pre-deformed Mg-10Gd-3Y-0.3Zr Alloy[J].Journal of Alloys and Compounds,2015,642:92.

[9]潘金生,仝健民,田民波.材料科學(xué)基礎(chǔ)[M].北京：清華大學(xué)出版社有限公司,1998.

PAN Jinsheng,TONG Jianmin,TIAN Minbo.Fundamentals of Materials Science[M].Beijing:Tsinghua University Press,1998.(in Chinese)

[10]XIN Y,WANG M,ZENG Z,et al.Strengthening and Toughening of Magnesium Alloy by {101(-)2} Extension Twins[J].ScriptaMaterialia,2012,66(1):25.

[11]LI X,YANG P,WANG L N,et al.Orientational Analysis of Static Recry Stallization at Compression Twins in a Magnesium Alloy AZ31[J].Materials Science and Engineering A,2009,517(1):160.

[12]CHRISTIAN J W,MAHAJAN S.Deformation Twinning[J].Progress in Materials Science,1995,39(1):1.

[13]NIE J F,ZHU Y M,LIU J Z,et al.Periodic Segregation of Solute Atoms in Fully Coherent Twin Boundaries.[J].Science,2013,340(6135):957.

[14]盧柯,劉學(xué)東.納米晶體材料的 Hall-Petch 關(guān)系[J].材料研究學(xué)報(bào),1994,8(5):385.

LU Ke，LIU Xuedong，HU Zhangqi.Nano Crystal Materials’ Hall-Petch Relation[J].Chinese Journal Materials Research,1994,8(5);385.(in Chinese)

[15]LIANG S,GUAN D,TAN X,et al.Effect of is Othermal Aging on the Microstructure and Properties of As-cast Mg-Gd-Y-Zr Alloy[J].Materials Science and Engineering A,2011,528(3):1589.