熱處理對(duì)Mg-12Y-1Al 合金組織及性能的影響

聶敬敬，潘 玥，袁 杏，夏先朝，孫京麗*，李揚(yáng)欣，應(yīng) 韜，肖 旅*

（1 上海航天精密機(jī)械研究所，上海 201600；2 上海交通大學(xué)，上海 200240）

鎂合金作為最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，密度僅為鋼鐵的四分之一。由于鎂合金兼具高的比強(qiáng)度、比剛度、熱導(dǎo)率及易于機(jī)械加工和回收利用等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車(chē)、電子及醫(yī)療等領(lǐng)域［1-3］。隨著鎂合金應(yīng)用的快速發(fā)展，對(duì)其性能的要求也越來(lái)越高。稀土鎂合金由于具有高強(qiáng)度、耐腐蝕、耐熱、優(yōu)良的鑄造和力學(xué)性能等特點(diǎn)，引起人們的廣泛關(guān)注［4-6］。在稀土元素中，Y 元素在鎂合金中具有較大的溶解度（12.5%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同），能夠起到固溶強(qiáng)化與時(shí)效強(qiáng)化的雙重作用，可有效改善鎂合金的性能［6］。Zhao等［7］研究了Y 元素對(duì)擠壓態(tài)Mg-1Sn-xY（x=1.5%，3.0%，3.5%，原子分?jǐn)?shù)）合金組織與力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明，Y 元素的添加促進(jìn)了MgSnY 相與Sn3Y5相的產(chǎn)生，Mg-1Sn-3Y 合金在室溫下的抗拉強(qiáng)度高達(dá)305 MPa。此外，Al 元素也是鎂合金中最常用的合金化元素之一。研究表明，Al 的加入顯著細(xì)化基體與第二相，使第二相分布更加均勻，同時(shí)還會(huì)降低鎂合金熔煉及澆注溫度，減少氧化燃燒，提高合金的鑄造性能。近年來(lái)，以Mg-Y-Al 體系為代表的三元合金因其低成本和優(yōu)異的高溫穩(wěn)定性而備受關(guān)注［6，8-9］。Qiu等［10］研究了添加0.6%Al 到Mg-10%Y 合金中的作用效果，發(fā)現(xiàn)鑄態(tài)合金的平均晶粒尺寸由210 μm 減小至55 μm，且合金在高溫下的晶粒熱穩(wěn)定性較好。造成這一現(xiàn)象的主要原因?yàn)?，Y 與Al 優(yōu)先形成高溫穩(wěn)定的Al2Y 相，減少β-Mg17Al12相的產(chǎn)生，且Al2Y 相在凝固過(guò)程中可以作為異質(zhì)形核的顆粒，進(jìn)而細(xì)化合金的晶粒尺寸。此外，Li 等［11］還在Mg-Y-Al 合金體系中發(fā)現(xiàn)了長(zhǎng)周期有序堆垛（long period stacking ordered，LPSO）結(jié)構(gòu)，其可以有效提高鎂合金的高溫?zé)岱€(wěn)定性［9，12］。熱處理也是改善鎂合金性能的有效方法之一［13-14］。楊振華等［14］研究了熱處理對(duì)鑄態(tài)Mg-5Zn-0.5Ca-0.36Sr 合金力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)固溶處理后合金的晶界變得更加連續(xù)與粗化，其抗拉強(qiáng)度與斷后伸長(zhǎng)率都得到一定程度提高。同時(shí)，固溶處理可以通過(guò)調(diào)整第二相的分布及晶粒尺寸大小來(lái)改善合金的耐腐蝕性能。孫毅等［15］對(duì)Mg-Zn-Y-Zr-Ca 合金進(jìn)行了不同溫度的固溶處理，發(fā)現(xiàn)隨著固溶溫度的增加，其耐腐蝕性能呈現(xiàn)先降低后增加的趨勢(shì)，這歸因于固溶后共晶相的數(shù)量減少，組織更加均勻，基體的腐蝕電位也隨之提高。以上研究表明，Mg-Y-Al 合金具備晶粒尺寸小、高溫?zé)岱€(wěn)定性好的優(yōu)點(diǎn)，而熱處理能夠有效改善鎂合金的力學(xué)性能及耐腐蝕性能，因此對(duì)該體系合金進(jìn)行熱處理具有更廣闊的應(yīng)用前景。然而，目前大部分工作都集中在合金組織方面的研究，關(guān)于熱處理工藝對(duì)Mg-Y-Al 三元合金力學(xué)性能及腐蝕行為的影響鮮有報(bào)道。本工作制備了Mg-12Y-1Al 合金，并對(duì)其進(jìn)行T4（520 ℃×16 h）與T6（225 ℃×30 h）熱處理，運(yùn)用金相組織表征、拉伸測(cè)試及電化學(xué)測(cè)試等手段，研究不同狀態(tài)下合金的組織、力學(xué)性能及腐蝕行為，為探明該系列鎂合金材料組織與性能關(guān)系提供支撐，并為其應(yīng)用奠定基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 樣品制備

本實(shí)驗(yàn)合金設(shè)計(jì)的成分為Mg-12Y-1Al，所用原料為純Mg（99.9%）、純Al（99.9%）與Mg-20Y 中間合金。鑄態(tài)合金熔煉在井式電阻爐中進(jìn)行，熔煉溫度為700~750 ℃，同時(shí)熔煉過(guò)程中施撒覆蓋劑進(jìn)行阻燃和防氧化。鑄態(tài)樣品的實(shí)際成分由電感耦合等離子體發(fā)射光譜儀（ICP）測(cè)得，結(jié)果如表1 所示。取鑄錠試塊進(jìn)行520 ℃×16 h 固溶處理，得到固溶態(tài)樣品（簡(jiǎn)稱(chēng)T4 態(tài)）；隨后在225 ℃下保溫30 h 時(shí)效處理，出爐后自然空冷，得到時(shí)效態(tài)樣品（簡(jiǎn)稱(chēng)T6 態(tài)）。

表1 鑄態(tài)Mg-12Y-1Al 合金的成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table1 Compositions of as-cast Mg-12Y-1Al alloy（mass fraction/%）

1.2 組織表征

將不同狀態(tài)的樣品打磨拋光后，用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精進(jìn)行5~8 s 刻蝕處理。使用Zeiss-Axio Imager M2m 型光學(xué)顯微鏡進(jìn)行金相組織觀察；參考GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》中的截線(xiàn)法測(cè)量晶粒尺寸；采用配帶有能譜儀的FEI QUANTA 450 掃描電鏡（SEM）對(duì)不同狀態(tài)樣品的顯微組織與拉伸斷口進(jìn)行分析；利用配備Cu 靶的D8 Advance 型X 射線(xiàn)衍射儀（XRD）對(duì)樣品物相進(jìn)行分析，掃描范圍10°~100°，電壓30 kV，電流30 mA，掃描角度4 （°）/min。

1.3 性能表征

采用DDL-100 電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)不同狀態(tài)下的Mg-12Y-1Al 合金進(jìn)行室溫與高溫200 ℃拉伸測(cè)試，拉伸樣品制備參考GB/T 228.1－2010 標(biāo)準(zhǔn)，樣品尺寸為M8 mm×?5 mm，拉伸速率為2 mm/min，每種狀態(tài)測(cè)試6 個(gè)平行樣求取平均值。

電化學(xué)腐蝕性能測(cè)試在Vertex.C.EIS 電化學(xué)工作站上進(jìn)行，采用傳統(tǒng)三電極測(cè)試體系，工作電極為Mg-12Y-1Al 合金樣品，測(cè)試面積為10 mm×10 mm，參比電極為飽和甘汞電極（SCE），對(duì)電極為20 mm×20 mm 的鉑片，測(cè)試溶液為3.5%NaCl。在測(cè)試之前，將工作電極用水磨砂紙逐級(jí)打磨至3000#，并依次采用去離子水和酒精清洗，冷風(fēng)吹干待用。將工作電極浸入溶液后連續(xù)監(jiān)測(cè)開(kāi)路電位（OCP）0.5 h 變化，保證測(cè)試體系穩(wěn)定。待開(kāi)路穩(wěn)定后，進(jìn)行動(dòng)電位極化曲線(xiàn)測(cè)試（Tafel），電位掃描范圍設(shè)為相對(duì)開(kāi)路電位的±0.4 V，掃描速率為0.5 V/s。

2 結(jié)果與分析

2.1 組織分析

Mg-12Y-1Al 合金不同狀態(tài)下的XRD 譜圖如圖1所示?？梢?jiàn)，鑄態(tài)組織主要由α-Mg，Al2Y，Mg24Y5相組成。經(jīng)過(guò)T4 固溶處理后，合金中Mg24Y5相消失，出現(xiàn)新的LPSO 相，表明Mg24Y5相已經(jīng)完全固溶到α-Mg 基體中。其中，LPSO 相的鑒定采用PDF 36-1273 卡片文件，根據(jù)Zhang 等［9］報(bào)道，在Mg-Y-Al 體系中，LPSO 相是周期常數(shù)為18R 的HCP 結(jié)構(gòu)，與Al6Y8-L12 型堆垛方式相同。對(duì)于T6 態(tài)樣品，物相的種類(lèi)與T4 態(tài)相同，沒(méi)有發(fā)生變化。

圖1 Mg-12Y-1Al 合金在不同狀態(tài)下的XRD 譜圖Fig.1 XRD patterns of Mg-12Y-1Al alloy at different states

圖2 為Mg-12Y-1Al 合金在不同狀態(tài)下的SEM圖，Mg-12Y-1Al 合金T4態(tài)下的SEM-EDS 結(jié)果如圖3所示，不同區(qū)域的EDS 結(jié)果如表2 所示?？梢钥闯觯? 區(qū)主要富含Al 與Y 元素，且Al 與Y 的原子比接近2∶1，即確定其為Al2Y 相，XRD 也印證了這一結(jié)果。2區(qū)與3 區(qū)的Al 與Y 原子比接近于6∶8，這一比例與Zhang 等［9］報(bào)道的Y-Al 形成的LPSO 相成分一致，同時(shí)證明這種層片狀的結(jié)構(gòu)為L(zhǎng)PSO 相。從圖2（a）中可以看出，鑄態(tài)組織主要由塊體析出相、鏈狀析出相與晶界處網(wǎng)格狀的析出相組成，結(jié)合XRD 和EDS 結(jié)果，可以推測(cè)晶界處網(wǎng)格狀的析出相為Mg24Y5相，而塊狀與鏈條狀的析出相均為Al2Y 相。Wang 等［6］指出，塊體析出相為初生Al2Y 相，其形成后會(huì)作為異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)促進(jìn)晶粒的細(xì)化；而鏈條狀的Al2Y 相則是在凝固過(guò)程中發(fā)生共晶反應(yīng)形成，即L→α-Mg+Al2Y。此外，鑄態(tài)組織中晶界處還展現(xiàn)出灰白色特征，這主要是由于在凝固過(guò)程中較重的溶質(zhì)原子（如Y 原子）擴(kuò)散較慢，從而在晶界上產(chǎn)生的偏聚。與鑄態(tài)組織相比，固溶處理后組織（圖2（b））中的Al2Y 相仍然存在，這主要是由于Al2Y 相具有高的熔點(diǎn)（1475 ℃）。固溶處理后晶界處的Mg24Y5相消失，組織中析出新的層片狀結(jié)構(gòu)，即LPSO 相。由圖2（c）可以看出，經(jīng)T6 處理后組織沒(méi)有發(fā)生明顯變化，這可能是由于時(shí)效促進(jìn)β′相在晶粒內(nèi)析出，而SEM 較低的放大倍數(shù)并不能很好地觀察到析出的β′相。

圖2 Mg-12Y-1Al 合金在不同狀態(tài)下的SEM 圖（a）鑄態(tài)；（b）T4 態(tài)；（c）T6 態(tài)Fig.2 SEM images of Mg-12Y-1Al alloy at different states（a）as-cast；（b）T4 state；（c）T6 state

圖3 Mg-12Y-1Al 合金T4 態(tài)下的SEM-EDS 結(jié)果（a）圖2（b）中Ⅰ區(qū)的放大圖；（b）~（d）Mg，Al，Y 元素Fig.3 SEM-EDS results of Mg-12Y-1Al alloy at T4 state（a）magnified image of area Ⅰ in fig.2（b）；（b）-（d）Mg，Al and Y elements

表2 圖3（a）中不同區(qū)域的EDS 結(jié)果（原子分?jǐn)?shù)/%）Table2 EDS results for different areas in fig.3（a）（atom fraction/%）

固溶處理時(shí)LPSO 相的形成主要與高的溶質(zhì)濃度與低的擴(kuò)散速率有關(guān)［16-17］。一方面，Y 與Al 元素的加入降低合金的層錯(cuò)能，并且形成Al6Y8原子團(tuán)，這為L(zhǎng)PSO 相的形成提供基礎(chǔ)［9］；另一方面，合金凝固過(guò)程導(dǎo)致大量Y 元素偏聚在晶界，而在后續(xù)固溶處理過(guò)程中，由于固溶溫度較低，時(shí)間較短，溶質(zhì)擴(kuò)散速率相對(duì)較低，晶界處溶質(zhì)濃度變化輕微，從而導(dǎo)致溶質(zhì)原子不斷有序富集，形成周期性排列的堆垛塊，并逐步在層間完成有序化，即LPSO結(jié)構(gòu)［18］。

圖4 為Mg-12Y-1Al 合金在不同狀態(tài)下的金相組織?？梢钥闯?，鑄態(tài)，T4 態(tài)和T6 態(tài)的晶粒尺寸分別為83，84 μm 和86 μm，即經(jīng)過(guò)固溶處理后晶粒的組織沒(méi)有出現(xiàn)明顯的長(zhǎng)大，Li 等也報(bào)道了類(lèi)似的結(jié)果［11-12］。Li 等［12］對(duì)比了WZ101K（Mg-10Y-1Zn-2Zr）與W10K（Mg-10Y-2Zr）兩種合金在固溶處理（520 ℃×72 h）前后晶粒尺寸的變化，結(jié)果表明，WZ101K 與W10K 合金晶粒尺寸分別由31，30 μm 增長(zhǎng)至40，134 μm，即WZ101K 合金固溶處理前后晶粒尺寸沒(méi)有發(fā)生明顯變化，這主要是因?yàn)?，在固溶處理時(shí)晶界處析出的層片狀LPSO 相抑制了晶粒長(zhǎng)大。

2.2 力學(xué)性能

圖5 為Mg-12Y-1Al 合金在室溫和200 ℃下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)。熱處理前后的極限抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率如圖6 所示?？芍?，室溫下鑄態(tài)，T4 態(tài)和T6態(tài)合金的屈服強(qiáng)度分別為156.4，149.3 MPa 和158.2 MPa，極限抗拉強(qiáng)度分別為205.9，206.1 MPa 和211.2 MPa，伸長(zhǎng)率分別為1.3%，1.5%和1.3%。對(duì)比鑄態(tài)與T4 態(tài)合金的力學(xué)性能，可以發(fā)現(xiàn)，固溶處理后合金的強(qiáng)度和塑性幾乎沒(méi)有發(fā)生改變，這主要與其組織的變化有關(guān)。鎂合金的力學(xué)性能主要受晶粒尺寸與析出相的影響。由金相結(jié)果可知，鑄態(tài)與T4 態(tài)合金晶粒尺寸相當(dāng)，根據(jù)霍爾-佩奇（Hall-Petch）關(guān)系σy=σ0+kd-1/2（其中σy為合金的屈服強(qiáng)度，σ0為位錯(cuò)在滑移面運(yùn)動(dòng)時(shí)受到的晶格阻力，k為霍爾-佩奇系數(shù)，代表晶粒尺寸敏感性，d為平均晶粒尺寸），兩種狀態(tài)下晶粒尺寸對(duì)強(qiáng)度的作用基本一致。通常合金中的細(xì)小析出相可阻礙變形過(guò)程中的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而有效提高材料的強(qiáng)度。鑄態(tài)Mg-12Y-1Al 合金中的析出相主要是Al2Y 相與Mg24Y5相，在固溶處理后，雖然晶界處的Mg24Y5相消失，但產(chǎn)生了新的LPSO 相，同樣會(huì)阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，從而保持強(qiáng)度不降低。與T4 態(tài)合金相比，時(shí)效處理后T6 態(tài)合金的強(qiáng)度增加不明顯，原因可能是，組織中形成的LPSO 相與Al2Y 相消耗了大量的Y 原子，從而導(dǎo)致α-Mg 基體中固溶的Y 原子較少，同時(shí)Y 原子在低溫下（225 ℃）擴(kuò)散較慢，較短時(shí)間的時(shí)效處理（30 h）使析出強(qiáng)化效果不明顯，從而不能對(duì)變形過(guò)程中晶內(nèi)位錯(cuò)的增殖與運(yùn)動(dòng)起到有效阻礙。

圖5 Mg-12Y-1Al 合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn) （a）室溫；（b）200 ℃Fig.5 Stress-strain curves of Mg-12Y-1Al alloy （a）room temperature；（b）200 ℃

圖6 不同狀態(tài)下Mg-12Y-1Al 合金的拉伸性能 （a）室溫；（b）200 ℃Fig.6 Tensile properties of Mg-12Y-1Al alloy at different states （a）room temperature；（b）200 ℃

由圖6 可以看出，Mg-12Y-1Al 合金的熱穩(wěn)定性能突出，200 ℃下的屈服強(qiáng)度與極限抗拉強(qiáng)度與其室溫強(qiáng)度相當(dāng)，伸長(zhǎng)率有大幅度提升，其中T4 態(tài)合金的伸長(zhǎng)率達(dá)到12.5%，表明合金在高溫下具有良好的運(yùn)用潛力。合金在高溫下能夠保持高的強(qiáng)度，主要是由于LPSO 相與Al2Y 相均具有良好的高溫?zé)岱€(wěn)定性。另外，分布在晶界處的LPSO 相能夠有效地阻礙晶界的滑移，進(jìn)而保證合金在高溫下的性能［8，11-12］。高溫下伸長(zhǎng)率的提高，主要是因?yàn)?，高的溫度促進(jìn)其非基面滑移系開(kāi)動(dòng)，導(dǎo)致合金的變形協(xié)調(diào)能力增強(qiáng)。同時(shí)，晶界處原子的擴(kuò)散能力增強(qiáng)，使得塞積的位錯(cuò)可以通過(guò)攀移來(lái)緩解［19］，兩者的協(xié)同作用使得合金在高溫下具有良好的伸長(zhǎng)率。

圖7 為T(mén)4 態(tài)Mg-12Y-1Al 合金拉伸斷口形貌照片。對(duì)比室溫與高溫拉伸后的斷口發(fā)現(xiàn)，室溫下的斷口存在大量的解理面且尺寸較大，反映出脆性斷裂特征，根據(jù)組織表征結(jié)果（圖2），晶粒內(nèi)與晶界區(qū)域分別分布著Al2Y 相與LPSO 相，在拉伸過(guò)程中，這些析出相位置會(huì)優(yōu)先產(chǎn)生應(yīng)力集中，誘發(fā)微裂紋的萌生與擴(kuò)展，進(jìn)而導(dǎo)致材料斷裂失效。200 ℃下拉伸后的斷口形貌解理面較少且尺寸較小，還存在韌窩與撕裂棱，即斷裂特征表現(xiàn)為韌性斷裂與脆性斷裂相結(jié)合。高溫拉伸后斷口中韌窩的存在，說(shuō)明合金在高溫下具有良好的塑性，而撕裂棱的產(chǎn)生需要交滑移參與，撕裂時(shí)局部會(huì)發(fā)生一定的塑性變形，阻礙位錯(cuò)移動(dòng)，吸收更多的能量，從而表現(xiàn)出良好的塑性變形能力，這與力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果相一致。

圖7 T4 態(tài)Mg-12Y-1Al 合金拉伸斷口形貌 （a）室溫；（b）200 ℃Fig.7 Fracture morphologies of Mg-12Y-1Al alloy at T4 state （a）room temperature；（b）200 ℃

2.3 腐蝕性能

Mg-12Y-1Al 合金在3.5%NaCl 溶液中的開(kāi)路電位（OCP）隨時(shí)間變化結(jié)果如圖8 所示?？梢钥闯觯煌瑺顟B(tài)下的開(kāi)路電位初始時(shí)均出現(xiàn)急劇增大，表明樣品表面產(chǎn)生瞬時(shí)性的保護(hù)膜。隨后開(kāi)路電位出現(xiàn)降低，表明樣品表面形成的疏松性保護(hù)膜在逐漸溶解，基體開(kāi)始腐蝕。最后開(kāi)路電位又逐漸增大并達(dá)到穩(wěn)定，表明保護(hù)性氧化膜的溶解和形成達(dá)到了一個(gè)動(dòng)態(tài)平衡［20］。

圖8 Mg-12Y-1Al 合金在不同狀態(tài)下的開(kāi)路電位Fig.8 Open circuit potential of Mg-12Y-1Al alloy at different states

圖9 為不同狀態(tài)Mg-12Y-1Al 合金在3.5%NaCl溶液中的動(dòng)電位極化曲線(xiàn)?？梢钥闯觯煌瑺顟B(tài)下的極化曲線(xiàn)形狀相似，且均陰極分支的斜率大于陽(yáng)極分支，表明陰極的析氫反應(yīng)是鎂合金腐蝕過(guò)程中的主要控制步驟［21］。對(duì)于Mg-12Y-1Al 合金，在經(jīng)過(guò)T4 與T6 處理后，不同狀態(tài)下的陰極電流密度相似，說(shuō)明熱處理引起的LPSO 相的產(chǎn)生不會(huì)加速陰極的反應(yīng)。在陽(yáng)極區(qū)域，不同狀態(tài)下的合金均展現(xiàn)出偽鈍化特征，表明合金表面生成保護(hù)性的膜，這與開(kāi)路電位測(cè)試結(jié)果一致［22-23］。此外，相對(duì)于鑄態(tài)樣品，固溶與時(shí)效處理后，Mg-12Y-1Al 合金的陽(yáng)極電流密度明顯左移，表明腐蝕速率逐漸減小，即Mg 的溶解速率逐漸降低［21］。

為了進(jìn)一步比較不同狀態(tài)下腐蝕速率的差異性，采用外推法對(duì)不同狀態(tài)下的極化曲線(xiàn)進(jìn)行擬合，結(jié)果如表3 所示?？梢钥闯?，T4 態(tài)與T6 態(tài)合金的自腐蝕電位Ecorr相當(dāng)，二者明顯高于鑄態(tài)合金（-1.896 V）。一般認(rèn)為，自腐蝕電位可以從熱力學(xué)上表征合金的腐蝕傾向性，自腐蝕電位越高，合金的腐蝕傾向性越低。合金的腐蝕速率通常用腐蝕電流密度表示［24］。Mg-12Y-1Al 合金在鑄態(tài)，T4 態(tài)和T6 態(tài)下的腐蝕電流密度icorr分別為 2.799×10-5，1.551×10-5A/cm2和1.584×10-5A/cm2，即T4 態(tài)與T6 態(tài)合金腐蝕速率大致相同，二者明顯低于鑄態(tài)樣品。鑄態(tài)樣品高的腐蝕速率主要與組織中較多的Mg24Y5共晶相有關(guān)。相關(guān)研究表明，Mg24Y5相普遍比α-Mg 基體的電位要高［25］，因此其在腐蝕過(guò)程中會(huì)作為一個(gè)強(qiáng)陰極相促進(jìn)α-Mg基體的腐蝕。然而，當(dāng)Mg-12Y-1Al 合金經(jīng)固溶處理后，晶界處的Mg24Y5相轉(zhuǎn)變?yōu)楹琈g-Y-Al 三元的LPSO 相，相對(duì)于Mg24Y5相，LPSO 相的電位較低［13，26］，即其與α-Mg 基體之間的微電偶腐蝕效應(yīng)減弱，導(dǎo)致合金的腐蝕速率降低。同時(shí)，任曉霞等［27］指出，在晶界處連續(xù)分布的LPSO 相在腐蝕介質(zhì)中具有高的穩(wěn)定性，往往會(huì)起到腐蝕屏障的作用，阻止電解質(zhì)與內(nèi)部基體接觸，從而抑制腐蝕向內(nèi)部擴(kuò)展。

表3 極化曲線(xiàn)擬合結(jié)果Table3 Fitting results of potentiodynamic polarization curves

3 結(jié)論

（1）Mg-12Y-1Al 合金的鑄態(tài)組織由α-Mg 基體、Mg24Y5相和Al2Y 相組成，經(jīng)520 ℃×16 h（T4）的固溶處理后，Mg24Y5相消失，組織中產(chǎn)生新的片層狀LPSO 相。

（2）Mg-12Y-1Al 合金具有良好的熱穩(wěn)定性，520 ℃固溶處理后晶粒未見(jiàn)長(zhǎng)大。與室溫下的性能相比，T4 態(tài)合金在200 ℃下的極限抗拉強(qiáng)度沒(méi)有降低，而伸長(zhǎng)率由室溫的1.3%提高至12.5%。

（3）固溶處理促進(jìn)LPSO 相的產(chǎn)生，可以明顯改善Mg-12Y-1Al 合金的耐腐蝕性能，腐蝕電流密度由鑄態(tài)的2.799×10-5A/cm2降低至1.551×10-5A/cm2。