初始組織對Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金蠕變性能的影響

王美玲, 常 海

（北京科技大學(xué) 國家材料服役安全科學(xué)中心, 北京 102206）

鎂合金由于密度低、比強(qiáng)度和比剛度高、導(dǎo)熱性好等優(yōu)點(diǎn)，在汽車輕量化、降低排放等方面具有重大的應(yīng)用潛力，被譽(yù)為“21世紀(jì)的綠色工程材料”[1]。然而，在溫度升高時鎂合金的強(qiáng)度和抗蠕變性能大幅度下降，極大地限制了其作為結(jié)構(gòu)材料在關(guān)鍵零部件上的使用[2]。因此，耐熱鎂合金的研發(fā)一直受到國內(nèi)外研究者的廣泛關(guān)注。

稀土元素(RE)添加帶來的固溶強(qiáng)化和時效硬化效果可以有效提高合金的室溫、高溫力學(xué)性能及抗蠕變性能[3-4]，其中WE系合金是目前商業(yè)應(yīng)用最為成功的例子，已被應(yīng)用到高性能跑車等領(lǐng)域[4]。而在Mg-Gd二元合金中加入Y、Nd、Zn、Zr等合金元素后制備出的鎂合金具有良好的析出強(qiáng)化效果及優(yōu)異的抗蠕變性能[5-8]。Anyanwu等[9]對Mg-Gd-Y-Zr合金在50～100 MPa/250～300 ℃條件下進(jìn)行拉伸蠕變，發(fā)現(xiàn)該合金具有比WE54和WE43更優(yōu)異的力學(xué)性能和耐高溫性能。何上明[10]的研究表明，與鑄造T6處理的合金相比，擠壓T5處理合金的蠕變性能大幅下降，是因?yàn)榫Яｏ@著細(xì)化，使原子擴(kuò)散路程大幅縮短和擴(kuò)散速度急劇增加，較易形成寬闊的晶界無析出區(qū)，加速了位錯的運(yùn)動。鄭開云[11]分析了合金組織調(diào)控對蠕變性能的影響，認(rèn)為蠕變過程中的動態(tài)析出是造成包括淬火態(tài)、欠時效態(tài)、峰值時效態(tài)和部分過時效態(tài)合金蠕變曲線中出現(xiàn)介于初始和穩(wěn)態(tài)蠕變階段的S形蠕變階段的主要原因。初始組織中均勻分布的板條狀β相則使過時效態(tài)合金蠕變性能升高。

初始組織對合金的蠕變性能具有重要的影響，而目前關(guān)于Mg-RE系合金蠕變行為的研究主要集中在T6態(tài)，對于初始組織的影響研究尚不夠充分。本研究以Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金為研究對象，通過對該合金進(jìn)行固溶處理、時效處理、擠壓變形等工藝對合金進(jìn)行初始微觀組織調(diào)控，分析晶粒尺寸、第二相以及析出相對蠕變性能的影響，探討合金的蠕變機(jī)理，為新型耐熱鎂合金組織性能調(diào)控提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

研究所用Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金采用高純鎂錠、Mg-30%Gd、Mg-20%Y、Mg-10%Zr中間合金在高頻電磁感應(yīng)爐中熔煉而成，熔煉和澆鑄過程中采用CO2和SF6混合氣體進(jìn)行保護(hù)。合金的化學(xué)成分如表1所示。

表1 實(shí)驗(yàn)合金化學(xué)成分 （質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of the studied alloy （mass fraction%）

實(shí)驗(yàn)合金的固溶處理工藝為460 ℃/10 h，時效處理工藝為200 ℃/90 h；擠壓工藝為：溫度370 ℃、擠壓比10∶1，擠壓速率3 mm/s，擠壓前合金在460 ℃，10 h條件下進(jìn)行固溶處理。蠕變實(shí)驗(yàn)在RDJ-30型電子蠕變試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，蠕變溫度200 ℃、應(yīng)力70 MPa，時間100 h，按照GB6397—86的標(biāo)準(zhǔn)加工蠕變試樣，標(biāo)距為25 mm，直徑為5 mm。

采用Smart Lab型X-射線衍射儀(XRD)分析不同時態(tài)合金的相組成；利用BX53M光學(xué)顯微鏡(OM)和配備OXFORD能譜系統(tǒng)的JEM-2100型透射電鏡(TEM)進(jìn)行試樣顯微組織觀察和相結(jié)構(gòu)分析。透射電鏡樣品首先經(jīng)機(jī)械減薄至30 μm以內(nèi)，用離子減薄儀進(jìn)行離子減薄，離子束入射角小于10°。

2 結(jié)果與分析

2.1 蠕變前微觀組織觀察

圖1是蠕變前不同初始狀態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的金相顯微組織。從圖1(a)可以看出，鑄態(tài)合金沿晶界分布有條狀的第二相；經(jīng)過460 ℃/10 h固溶處理，這種長條狀的第二相基本消失，如圖1(b)所示；在200 ℃時效處理90 h后，合金的晶界變得平直，如圖1(c)；圖1(d)為擠壓態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的OM組織，由于擠壓過程中發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，可見大量的等軸晶及少數(shù)沿擠壓方向被拉長的晶粒。由于擠壓前對合金進(jìn)行了固溶處理，從光學(xué)顯微組織中觀察不到初始第二相。圖2為鑄態(tài)合金晶界第二相的SEM形貌及能譜分析，可以看出第二相呈骨骼狀分布在晶界處，其主要成分為Mg、Gd、Y三種元素。

圖2 鑄態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金SEM形貌以及能譜分析 （a）SEM形貌；（b）鑄態(tài)第二相能譜分析Fig. 2 SEM morphology and EDS of the second phase in the cast Mg-8Gd-2Y-0.5Zr alloy （a）SEM morphology；（b）EDS

表2為利用線截法對圖1中不同狀態(tài)合金的晶粒尺寸的統(tǒng)計結(jié)果。可以看出，鑄態(tài)合金晶粒尺寸約為77.8 μm，與鑄態(tài)合金相比，合金在固溶和時效處理過程中，晶粒長大不明顯，這主要是由于加入稀土Gd、Y后，晶界處的Gd、Y原子在固溶處理過程中會釘扎晶界，從而阻礙晶粒的長大。而擠壓態(tài)合金由于發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，晶粒明顯細(xì)化，平均晶粒尺寸下降至6.7 μm。

表2 不同初始組織Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的晶粒尺寸Table 2 Grainsize of the Mg-8Gd-2Y-0.5Zr alloy with different initial microstructures

圖1 不同狀態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的光學(xué)顯微組織 （a）鑄態(tài)；（b）固溶態(tài)；（c）時效態(tài)；（d）擠壓態(tài)Fig. 1 Optical microstructures of Mg-8Gd-2Y-0.5Zr alloys before creep （a）as-cast；（b）as-solution；（c）T6；（d）as-extruded

圖3是不同狀態(tài)下Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的XRD圖譜。從圖3中可知，鑄態(tài)合金主要由基體α-Mg相和Mg5Gd第二相組成，根據(jù)圖2中的能譜，可見第二相還含有Y原子，因此綜合能譜及XRD結(jié)果，推斷鑄態(tài)合金中的初始第二相為Mg5(Gd,Y)相；固溶處理后，Mg5(Gd,Y)第二相消失，XRD衍射圖譜中只含α-Mg相的衍射峰；擠壓態(tài)合金的XRD圖譜與固溶態(tài)的合金一致，只含α-Mg相的衍射峰，說明在本研究所采用的固溶處理條件下，鑄態(tài)合金中的第二相已基本固溶到基體中，且在擠壓過程中沒有新相產(chǎn)生；時效處理試樣的XRD圖譜中除了基體α-Mg相的衍射峰外，還有β′相的衍射峰。

圖3 不同組織狀態(tài)下Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的XRD衍射圖譜Fig. 3 XRD pattern of Mg-8Gd-2Y-0.5Zr alloy with different initial microstructures before creep

圖4為時效態(tài)合金TEM組織。圖4(a)表明，經(jīng)過時效處理后，Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金晶內(nèi)析出了大量彌散分布的β′相；根據(jù)圖4(b)中的基體相衍射斑點(diǎn)，確定β′相存在三種變體，分別沿著[100]Mg、[100]Mg、[ 010]Mg方向排列。為了進(jìn)一步確認(rèn)在擠壓過程中是否有新相生成，利用TEM對擠壓態(tài)合金進(jìn)行顯微組織觀察，結(jié)果如圖5所示。可知，擠壓后合金內(nèi)部晶粒襯度較為一致，雖然有少量細(xì)小彌散相，但無明顯第二相析出。

圖4 時效態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的TEM形貌及基體相衍射分析 （a）TEM形貌；（b）基體相衍射斑點(diǎn)分析Fig. 4 TEM analysis of Mg-8Gd-2Y-0.5Zr alloy after T6 （a）TEM microstructure ；（b）SAED pattern of Mg matrix

圖5 擠壓態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金TEM顯微組織Fig. 5 TEM analysis of the as-extruded Mg-8Gd-2Y-0.5Zr alloy

2.2 Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的蠕變性能

圖6(a)是鑄態(tài)、固溶處理態(tài)、峰時效態(tài)及擠壓態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金在200 ℃/70 MPa條件下蠕變100 h的蠕變曲線，圖6(b)為圖6(a)的局部放大圖，圖6(c)為圖6(a)對應(yīng)的瞬時蠕變速率曲線。根據(jù)圖6得到不同狀態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金在200 ℃/70 MPa條件下蠕變100 h的蠕變量及穩(wěn)態(tài)蠕變速率如表3所示。由圖6(a)可以看出，擠壓態(tài)合金蠕變量最大，T6合金蠕變量最小，鑄態(tài)和固溶態(tài)蠕變量較為接近，位于前兩者之間。進(jìn)一步比較鑄態(tài)和固溶態(tài)蠕變曲線可知，在蠕變初期，鑄態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的蠕變性能優(yōu)于固溶態(tài)合金，但是隨著蠕變變形的進(jìn)行，鑄態(tài)合金的蠕變性能則低于固溶態(tài)合金，如圖6(b)所示。所有狀態(tài)合金的瞬時蠕變速率隨蠕變時間的增加而減小，并逐漸趨近于達(dá)到恒定值。經(jīng)過時效處理的Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金100 h的蠕變量及穩(wěn)態(tài)蠕變速率均低于鑄態(tài)和固溶處理態(tài)合金約1個數(shù)量級，較擠壓態(tài)合金的蠕變量及穩(wěn)態(tài)蠕變速率低約2個數(shù)量級；固溶態(tài)合金的蠕變量及穩(wěn)態(tài)蠕變速率略小于鑄態(tài)合金。綜合來看，四種不同組織合金中，時效態(tài)合金抗蠕變性能最好，擠壓態(tài)合金最差，而鑄態(tài)和固溶態(tài)合金位于兩者之間。

圖6 不同初始組織Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的蠕變及相應(yīng)蠕變速率曲線 （a）蠕變曲線；（b）局部放大蠕變曲線；（c）蠕變速率曲線Fig. 6 Creep strain curves and corresponding creep rates of Mg-8Gd-2Y-0.5Zr alloys with different microstructure （a）creep strain curves；（b）creep strain curves in large magnification；（c）creep rates curves

表3 不同初始組織Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的穩(wěn)態(tài)蠕變性能Table 3 Creep properties of Mg-8Gd-2Y-0.5Zr alloy with different microstructures

2.3 蠕變機(jī)理分析

在高溫下晶界滑移是重要的變形機(jī)制[12-13]，因此晶粒尺寸是影響合金蠕變性能的一個重要參數(shù)。在高溫條件下，晶界活性提高，原子擴(kuò)散加劇，晶粒尺寸越小，擴(kuò)散距離越短。本研究中擠壓態(tài)合金的晶粒尺寸遠(yuǎn)小于鑄態(tài)、固溶處理態(tài)及時效態(tài)合金的晶粒尺寸，晶界的體積分?jǐn)?shù)升高使得晶界滑移對變形量的貢獻(xiàn)增加，因此擠壓態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金在高溫下的抗蠕變性能遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于其他狀態(tài)合金。

第二相的形狀及其與基體的位向關(guān)系也會顯著影響鎂合金的力學(xué)行為及強(qiáng)化效果[7-11]。一般來說，位錯在應(yīng)力的作用下在基體的滑移面上運(yùn)動時，遇到第二相顆粒會與之發(fā)生相互作用，根據(jù)共格程度以及顆粒大小的不同可能發(fā)生以上兩種反應(yīng)。當(dāng)?shù)诙囝w粒與基體共格時，位錯可以切過第二相顆粒繼續(xù)向前運(yùn)動；第二相顆粒與基體非共格時，位錯不能切過第二相顆粒，而是通過Orowan機(jī)制繞過顆粒。Mg-Gd系合金中β′相是其關(guān)鍵強(qiáng)化因子，與Mg基體滿足：(020)β′∥(101 ?0)Mg，[001]β′∥[0001]Mg的位向關(guān)系[14]，當(dāng)位錯切過共格β′相時需要克服界面能和基體畸變能，并且析出相尺寸越小、數(shù)量越多，位錯運(yùn)動所需要消耗的能量越高，合金的力學(xué)性能也越高。本研究中時效態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金在蠕變前已析出大量β′相，因此在晶粒尺寸差別不大的情況下，時效態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金表現(xiàn)出優(yōu)異的抗蠕變性能。

雖然鑄態(tài)與固溶態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的晶粒尺寸相近，在蠕變初期，鑄態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的蠕變性能優(yōu)于固溶態(tài)合金，但是隨著蠕變變形的進(jìn)行，蠕變性能則逐漸低于固溶態(tài)合金。這主要由兩個因素導(dǎo)致：首先，晶界及晶界附近的第二相必然會對合金材料的高溫性能尤其是抗蠕變性能產(chǎn)生重要的影響[15-17]。晶界相可以有效地阻礙晶界滑移[8,18]，提高合金的抗蠕變性能，如圖7(a)所示。然而蠕變過程中晶界附近會形成一定寬度的晶界無析出帶(PFZ)，如圖7(b)所示，這反而導(dǎo)致了晶界弱化而使晶界相強(qiáng)化效果減弱，導(dǎo)致抗蠕變性能降低，因此本研究中鑄態(tài)合金蠕變初期抗蠕變性能略優(yōu)于固溶態(tài)合金。另一方面，蠕變過程是一個長時的熱處理過程。圖8為蠕變后鑄態(tài)以及固溶態(tài)合金的TEM顯微組織。比較圖8(a)、(b)可以看出，鑄態(tài)以及固溶態(tài)合金在200 ℃/70 MPa蠕變過程中均析出了β′相，但固溶態(tài)合金中過飽和的Gd、Y元素在熱/力耦合作用下更加容易析出，隨著蠕變時間的延長，析出的β′相密度更高，這將有利于提升固溶態(tài)合金的抗蠕變性能。固溶態(tài)合金在蠕變過程當(dāng)中動態(tài)析出的β′相與基體更加傾向于單一的位相關(guān)系，第二相的形狀及其與基體的位向關(guān)系也會顯著影響以析出強(qiáng)化為主要強(qiáng)化機(jī)制的鎂合金的力學(xué)行為及強(qiáng)化效果。因此，隨著蠕變的進(jìn)行，固溶處理態(tài)合金的蠕變性能逐漸優(yōu)于鑄態(tài)合金。

圖7 鑄態(tài)合金蠕變過程中晶界Mg5（Gd, Y）相附近形貌微觀組織演變 （a）晶界第二相；（b）晶界Fig. 7 Evolution of micromorphology near second phase Mg5（Gd, Y） during creep process （a）near Mg5（Gd, Y） phase；（b）grain boundary without second phase

圖8 蠕變后鑄態(tài)以及固溶態(tài)合金的TEM顯微組織 （a）鑄態(tài)合金；（b）固溶態(tài)合金Fig. 8 TEM microstructure of the as-cast and as-solution alloys after creep （a） as-cast；（b）as-solution

3 結(jié)論

（1）在200 ℃/70 MPa蠕變條件下，時效態(tài)合金具有最佳的抗蠕變性能，穩(wěn)態(tài)蠕變速率為2.18×10?10，100 h蠕變量為0.032；擠壓態(tài)合金的抗蠕變性能最低，穩(wěn)態(tài)蠕變速率為1.52×10?8，100 h蠕變量為0.885；鑄態(tài)和固溶態(tài)合金抗蠕變性能位于前兩者之間。

（2）晶粒尺寸細(xì)小是導(dǎo)致擠壓態(tài)合金抗蠕變性能較低的主要因素；在晶粒尺寸差別不大的情況下，時效態(tài)合金中析出的大量與基體完全共格的β′相是時效態(tài)合金具有最佳抗蠕變性能的主要原因。

（3）在蠕變初期，鑄態(tài)合金中晶界Mg5(Gd,Y)相導(dǎo)致鑄態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的蠕變性能略優(yōu)于固溶態(tài)合金；隨著蠕變時間的延長，Mg5(Gd,Y)相強(qiáng)化作用減弱，固溶態(tài)合金中動態(tài)析出的大量β′相則是固溶態(tài)合金抗蠕變性能逐漸優(yōu)于鑄態(tài)合金的主要因素。