李璐瑤,任璐英,閆釗鳴,3,4,胡博文,魯 澤

(1.中北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 太原 030051;2.北京航天情報(bào)與信息研究所,北京 100854;3.火箭軍工程大學(xué) 導(dǎo)彈工程學(xué)院, 西安 710025;4.中北大學(xué) 鎂基材料深加工技術(shù)教育部工程研究中心, 太原 030051)

0 引言

鎂合金是目前工程應(yīng)用中最輕的結(jié)構(gòu)金屬材料,具有比強(qiáng)度/比剛度高、阻尼性能好、電磁屏蔽性能優(yōu)良以及易回收等優(yōu)點(diǎn),在航空航天、國防軍工、交通運(yùn)輸與電子3C等領(lǐng)域有著廣闊的應(yīng)用前景[1-4]。

眾多研究發(fā)現(xiàn),添加稀土元素可以有效解決鎂合金絕對強(qiáng)度低的問題,如Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金[5-7],具有的豐富第二相可以有效的提升合金強(qiáng)韌性;由于鑄造工藝本身的限制,承力構(gòu)件通常采用變形鎂合金以提高其服役安全性。稀土鎂合金具有顯著的熱處理強(qiáng)化特征,不同工藝會對該合金的組織和性能產(chǎn)生明顯影響,固溶與時(shí)效處理是典型的兩種熱處理方式。針對Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金,長周期有序堆垛結(jié)構(gòu)(LPSO相)是其最典型的第二相,經(jīng)過固溶與時(shí)效處理后,LPSO相沿c軸的周期性堆垛方式變化為獲得高性能Mg-Gd-Y-Zn-Zr的提供了支撐;在恰當(dāng)時(shí)效條件下,合金析出的大量納米析出相會對基體產(chǎn)生強(qiáng)烈的時(shí)效強(qiáng)化效果。因此,研究不同熱處理工藝對鎂合金組織與性能的影響,并探索出最佳熱處理制度受到了研究人員的廣泛關(guān)注[8-10]。

劉光明等[11]研究了熱處理對350 ℃軋制AZ31鎂合金板的組織與性能的影響,結(jié)果表明:軋板經(jīng)過400 ℃×1 h退火處理后,平均晶粒尺寸細(xì)化至6.5 μm,抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度與延伸率分別為209.1、158.9 MPa和27.3%。閆發(fā)發(fā)等[12]開展了固溶與時(shí)效處理對擠壓態(tài)AZ80鎂合金杯形件的組織和性能的影響研究,經(jīng)過直接時(shí)效處理的合金強(qiáng)化效果不明顯,而經(jīng)過固溶+時(shí)效處理后,合金強(qiáng)塑性提升明顯,變形AZ80鎂合金最佳熱處理制度為415 ℃×1.5 h+175 ℃×36 h。Wang等[13]探究了熱處理工藝對擠壓態(tài)Mg-4.8Zn-1.2Y-0.4Zr合金的組織與性能影響,經(jīng)過固溶處理后,由于W相回溶為細(xì)小顆粒相的原因,合金塑性顯著提升;經(jīng)過500 ℃×2 h+200 ℃×48 h的固溶+時(shí)效處理后W相溶解,并析出Mg-Zn和Mg-Y相,使得合金抗拉強(qiáng)度與延伸率分別由311 MPa、16.89%提升至374 MPa、21.97%。

綜上分析,可以看出變形態(tài)鎂合金經(jīng)過熱處理后對組織與性能有著顯著的改善作用。目前,針對高稀土含量的Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金變形后的熱處理組織演變與性能分析仍有欠缺。本研究以擠壓態(tài)Mg-9Gd-4Y-2Zn-0.5Zr為研究對象,開展固溶+時(shí)效處理研究對合金微觀組織演變與硬度分析研究,確定合金最佳熱處理制度,提升合金綜合性能,為合金工業(yè)應(yīng)用提供技術(shù)支撐。

1 材料與實(shí)驗(yàn)方法

研究采用變形態(tài)Mg-9Gd-4Y-2Zn-0.5Zr合金,具體化學(xué)成分如表1所示。

表1 Mg-9Gd-4Y-2Zn-0.5Zr合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

采用試樣切割機(jī)制備10 mm×10 mm×10 mm的熱處理樣品,采用SXW-6-6箱式電阻爐進(jìn)行固溶處理實(shí)驗(yàn),加熱溫度為510、520、530 ℃,保溫時(shí)間為8、16、24 h,采用70 ℃水浴冷卻。選用DHG-9070B鼓風(fēng)干燥機(jī)進(jìn)行時(shí)效處理實(shí)驗(yàn),合金加熱溫度為200 ℃,保溫時(shí)間為8、32、56 h,采用自然冷卻方式。

將實(shí)驗(yàn)樣品分別研磨、剖光與腐蝕后獲得觀測試樣,腐蝕溶液配比為:1 g苦味酸+2 mL冰乙酸+14 mL酒精+2 mL蒸餾水,腐蝕時(shí)間約為10 s,隨后,采用Carl Zeiss Axio Image A2m光學(xué)顯微鏡(OM)進(jìn)行組織觀察。采用日本理學(xué)Rigaku X射線衍射儀進(jìn)行物相分析。采用Hitachi SU5000熱場發(fā)式掃描電子顯微鏡(SEM)對樣品微觀組織第二相形貌、分布及大小進(jìn)行表征。采用Jeol JEM-F200透射電子顯微鏡(TEM)進(jìn)行析出相標(biāo)定與組織明場形貌分析。采用UHL WMH-002VD進(jìn)行試樣纖維硬度測試,同一個(gè)試樣均勻取10個(gè)位置點(diǎn)進(jìn)行測試,并去硬度平均值。

2 結(jié)果與討論

2.1 變形態(tài)合金組織

圖1所示為變形態(tài)Mg-9Gd-4Y-2Zn-0.5Zr合金的微觀組織圖?？梢钥闯?合金中主要由大的變形母晶粒、細(xì)小的動態(tài)再結(jié)晶組織、塊狀與片層狀LPSO相、Mg5(Gd,Y,Zn)相等組成。塊狀LPSO相在變形時(shí)被明顯拉伸、細(xì)化為長條狀,并沿具有相同的分布取向,同時(shí)具有典型的破碎分布特征。通過TEM分析可知,合金中的LPSO相具有穩(wěn)定的14H型結(jié)構(gòu)。

圖1 變形態(tài)Mg-9Gd-4Y-2Zn-0.5Zr合金組織表征圖

2.2 固溶處理

圖2為不同固溶處理制度下的Mg-9Gd-4Y-2Zn-0.5Zr合金的微觀組織演變圖?？梢钥闯?合金組織變化與加熱溫度與保溫時(shí)間有著密切影響,在較低的固溶溫度下(510 ℃),如圖2(a)(b)(c)所示,合金中的第二相未能得到有效溶解,同時(shí)在較短的保溫時(shí)間時(shí)(8 h、16 h),合金中出現(xiàn)大量片層狀LPSO相,沿著塊狀相邊緣析出,并向晶內(nèi)生長。隨著保溫時(shí)間增加到24 h,合金中的片層LPSO相逐漸溶于基體,而塊狀相仍然部分聚集在晶界處。隨著加熱溫度升高至520 ℃,如圖2(d)(e)(f)所示,片層狀LPSO僅在保溫時(shí)間為8 h時(shí)少量存在,同時(shí)晶界處塊狀相進(jìn)一步溶于基體;當(dāng)保溫時(shí)間為16 h時(shí),合金內(nèi)塊狀第二相比例出現(xiàn)大幅降低,晶粒未出現(xiàn)明顯長大;當(dāng)保溫時(shí)間為24 h時(shí),晶粒由于吸收過多儲能而長大明顯。當(dāng)加熱溫度達(dá)到530 ℃時(shí),如圖2(h)(i)(j)所示,合金中同樣存在著一定程度的組織粗化和晶粒過度長大的缺陷,影響后續(xù)的塑性變形效果。通過圖2可以看出,雖然經(jīng)過了高溫固溶處理,合金內(nèi)大部分第二相回溶于基體,仍然有部分塊狀相難以充分溶解,這是因?yàn)楹辖鹬写嬖诘闹霈F(xiàn)象,Gd、Y原子熔點(diǎn)高,形成的共晶相難以短時(shí)間快速溶解,而時(shí)間增長會導(dǎo)致晶粒長大,組織粗化,影響合金后續(xù)變形性能。因此,通過綜合分析各參數(shù)下的組織演變,520 ℃×16 h是較為合理的固溶處理制度。

圖2 Mg-9Gd-4Y-2Zn-0.5Zr合金固溶處理微觀OM圖

在經(jīng)過520 ℃×16 h固溶處理后的合金試樣上隨機(jī)選取10個(gè)點(diǎn)進(jìn)行顯微硬度測試,表2為原始變形態(tài)合金與固溶處理后合金硬度值測試結(jié)果。固溶后試驗(yàn)合金相比于初始變形態(tài)的顯微硬度降低。這是因?yàn)楹辖鹪诠倘芴幚磉^程中,第二相溶入基體,其強(qiáng)化作用的硬質(zhì)相減少,基體所占比例增大。此外,高溫使合金晶粒出現(xiàn)一定程度的長大,同時(shí)削弱了變形硬化作用導(dǎo)致合金硬度出現(xiàn)降低。

表2 變形態(tài)Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金和固溶處理后合金硬度值

2.3 時(shí)效處理

Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金具有強(qiáng)烈的析出強(qiáng)化特性,隨著加熱溫度的降低,合金中的Gd、Y元素會逐漸析出,形成彌散析出相。目前針對Gd和Y為主要添加元素的稀土鎂合金的主要析出序列為:Mg(S.S.S.S)—β″(D019)—β′(cbco)—β(bcc),β′相為合金主要強(qiáng)化相,β′相彌散分布可有效提升合金強(qiáng)度[14-16]。

在合金經(jīng)過520 ℃×16 h固溶處理的基礎(chǔ)上進(jìn)行200 ℃時(shí)效處理,保溫時(shí)間分別為8、32、56 h。圖3為合金在200 ℃不同保溫時(shí)間下的硬度值對比圖。可以看出,合金在保溫時(shí)間為30 h時(shí)達(dá)到峰值硬度120.35 HV,此時(shí)合金達(dá)到峰時(shí)效狀態(tài)。與固溶后合金硬度相比,200 ℃峰時(shí)效態(tài)合金硬度值提升了約26 HV,表現(xiàn)出較好的時(shí)效強(qiáng)化現(xiàn)象。

圖3 合金在200 ℃不同保溫時(shí)間下的硬度值

圖4為Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金經(jīng)過520 ℃×16 h固溶處理后的TEM組織形貌?？梢钥闯?合金晶粒內(nèi)存在著少量具有相同取向的片層狀LPSO相,如圖4(a)所示,塊狀LPSO相分布于晶界出,如圖4(b)所示,此結(jié)果與前期實(shí)驗(yàn)表征結(jié)論一致。通過變形形成的晶內(nèi)高密度位錯(cuò),在高溫固溶條件下湮滅,合金儲能降低。

圖4 固溶后Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金微觀組織明場像

圖5為Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金欠時(shí)效狀態(tài)的組織TEM圖,此時(shí)的時(shí)效溫度為200 ℃,保溫時(shí)間為8 h。從合金硬度隨時(shí)效的變化趨勢得出,合金在時(shí)效前期析出強(qiáng)化特性表現(xiàn)顯著,其主要析出相為大量細(xì)小球狀沉淀相,如圖5(a)所示,球狀相彌散均勻分布于基體內(nèi),并起到起一定的強(qiáng)化作用(合金硬度提升)。通過選區(qū)衍射實(shí)驗(yàn)可以看出,該相為具有六方超點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)(D019)的β″相,如圖5(b)所示。

圖5 經(jīng)過200 ℃×8 h時(shí)效處理后的合金微觀組織圖

圖6為Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金在200 ℃×32 h處理下的TEM圖,依據(jù)圖3硬度分析可知,此時(shí)為合金峰時(shí)效狀態(tài)?？梢钥闯?合金在欠時(shí)效狀態(tài)形成的細(xì)小球狀沉淀相基本消失,并析出形成了大量的透鏡狀析出相彌散分布于基體內(nèi)。通過選取衍射實(shí)驗(yàn)可知,該相具有底心正交結(jié)構(gòu)(cbco),為β′相,此時(shí)合金硬度相比固溶態(tài)提升約25 HV,是Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金時(shí)效中最主要的強(qiáng)化相。

經(jīng)過200 ℃×56 h時(shí)效處理后合金性能降低,此時(shí)合金通過分析合金微觀組織演變圖,如圖7所示,可以看出,基體內(nèi)透鏡狀β′相基本消失,并由新的沉淀相代替,如圖7(a)所示,此時(shí)為合金過時(shí)效狀態(tài)。通過分析新的沉淀相的選取衍射圖,如圖7(b)所示,可知該相具有體心立方(bcc)結(jié)構(gòu),為穩(wěn)定的β-Mg5(Gd,Y,Zn)相。

圖7 經(jīng)過200 ℃×56 h時(shí)效處理后的合金微觀組織圖

3 結(jié)論

本研究中開展了變形態(tài)Mg-9Gd-4Y-2Zn-0.5Zr合金的熱處理行為研究,獲得了合金固溶與時(shí)效處理過程中的組織演變規(guī)律與硬度變化,得到結(jié)論如下:

1) 通過開展不同加熱溫度(510、520、530 ℃)和不同保溫時(shí)間(8、16、24 h)的固溶處理實(shí)驗(yàn),獲得了最合理的固溶處理制度為520 ℃×16 h,此時(shí)合金內(nèi)的大部分塊狀相溶解,同時(shí)晶粒未出現(xiàn)明顯長大。

2) 經(jīng)過固溶處理后的合金進(jìn)行200 ℃時(shí)效8、32、56 h處理,在時(shí)效32 h時(shí)合金達(dá)到峰時(shí)效,硬度值為120.35 HV,相比固溶態(tài)提升約25 HV。合金欠時(shí)效(200 ℃×8 h)主要析出相為β″相,峰時(shí)效(200 ℃×32 h)的主要強(qiáng)化效果來自β′相,過時(shí)效后(200 ℃×56 h)合金析出穩(wěn)定的β-Mg5(Gd,Y,Zn)相。