Y对高锌镁合金的拉伸蠕变行为的影响*

陈 鼎，张艳斌，王 维

(湖南大学 材料科学与工程学院，湖南 长沙 410082)

Y对高锌镁合金的拉伸蠕变行为的影响*

陈 鼎†，张艳斌，王 维

(湖南大学 材料科学与工程学院，湖南 长沙 410082)

采用扫描电镜，X射线衍射仪以及高温蠕变试验机等试验手段研究了Y含量对Mg-5.5Zn重力铸造镁合金抗蠕变性能和应力指数的影响.结果表明：随着Y含量的增加，Mg-5.5Zn合金中依次出现了Mg7Zn3,Mg3Zn6Y(I-相)和Mg3Zn3Y2(W-相)3种不同类型的强化相，而合金中第二相种类、体积分数发生变化，导致抗蠕变性不断提高.在同样的蠕变条件下，高熔点稀土相比低熔点Mg7Zn3相更能降低合金的稳态蠕变速率.Mg-5.5Zn-(0.7，1.5，3.5)Y(wt%)3种合金在175 ℃/50～60 MPa下的应力指数n分别为5.2,3.2和2.2，在200 ℃/50～60 MPa下应力指数n分别为11.0，3.8和2.9.Mg-5.5Zn-0.7Y合金在175 ℃/55 MPa和200 ℃/55 MPa条件下的蠕变机制分别为位错攀移和Power-Law方程失效.Mg-5.5Zn-(1.5，3.5)Y两种合金在175～200 ℃/50～60 MPa范围下的蠕变机制是位错粘滞运动.

蠕变抗力;Mg-Zn-Y；第二相；稀土Y; 蠕变机制

镁合金高温抗蠕变性能不足成为限制镁合金应用于航空、汽车等工业的关键零部件(如发动机)材料的主要问题之一[1].研究表明：Mg-Zn-Y系合金中存在3种三元平衡相，即，I-相(Mg3Zn6Y),W-相(Mg3Zn3Y2)和 X-相(Mg12ZnY)[2-3]，其中准晶I-相熔点为450 ℃，W-相熔点为510 ℃[4-5].并且Mg-Zn-Y系合金表现出超高的室温和高温强度而一直是人们研究的热点[6].目前，很多高强度耐热镁合金都以Mg-Zn合金作为基体，例如：Mg-Zn-RE系的ZE41,ZE63和Mg-Zn-Cu系的ZC62,ZC63.ZE系列合金在150～200 ℃具有很好的抗蠕变极限.Mg-Zn-Cu合金是迄今商业化应用比较成功的Mg-Zn系合金，在150 ℃以下的高温性能较好[7].Boehlert C J[8]对Mg-Zn系合金的研究发现，在同等条件下Mg-4.1Zn-0.2Y的蠕变应变远小于Mg-2.9Zn,Mg-3.3Zn和Mg-4.1Zn合金.Garcesa G等[9]研究了铸态Mg97Y2Zn1(at.%)合金蠕变性能，结果表明在300 ℃/40 MPa条件下，由于存在长周期X-相(Mg12ZnY)，导致铸态Mg97Y2Zn1(at.%)合金比WE系列及Mg-Gd-Sc-Mn合金表现出更好的抗蠕变性能.邹宏辉等[10]研究了添加Y的镁合金Mg-5Zn-2A1(2Y)，合金在蠕变过程中MgZn2相，Al11Y3相和Al2Y颗粒，使合金的抗蠕变性能大大提高.然而，关于Mg-Zn-Y系高温抗蠕变性能的研究较少，特别是Mg-Zn-Y系高锌合金中蠕变性能的研究有待完善.因此，研究Mg-Zn-Y高Zn合金中不同强化相、抗蠕变性能和蠕变机理的关系对Mg-Zn-Y系合金的发展有十分重要的意义.本文重点研究了Mg-5.5%Zn-(0.5，1.5，3.5)%在不同条件下的蠕变组织、蠕变性能以及蠕变机制，并阐述了这三者之间内在联系.

1 实验过程

本实验设计了Mg-5.5Zn-(0.7，1.5，3.5)Y 3种不同成分的合金.熔炼合金原材料为：纯Mg(99.95%)，纯Zn(99.90%)，Mg-33.3 wt%Y中间合金，原材料表面需打磨光亮，熔炼之前预热至300 ℃左右.熔炼温度设定为760 ℃，覆盖剂及精炼剂选用RJ-2熔剂，熔炼前先把坩埚加热到暗红(400～500 ℃)后加入镁锭，待融化后依次加入Mg-Y中间合金和纯锌，期间喷洒覆盖剂，以保证合金不会烧损和氧化.待其完全融化均匀后，精炼10 min，静止0.5 h后，扒渣浇铸.采用金属模重力铸造，模具预热至300～400 ℃，最后浇注成200 mm×120 mm×20 mm铸锭.选取铸锭中下部，加工成标准蠕变试样并细磨抛光，蠕变部位尺寸为25 mm×6 mm×2 mm(长×宽×厚)，蠕变测试在GWT304高温蠕变试验机上进行，蠕变时间定为100 h，蠕变机温控精度±2 ℃，变形计精度在0.001 mm.铸造和蠕变后组织制备成金相试样，腐蚀液为6%硝酸水溶液，采用金相显微镜观察微观组织，再通过JEOL7600F、扫描电镜自带的Oxford能谱分析仪检测合金的成分和形貌.合金中相结构分析在D5000型X射线衍射仪上进行，第二相体积分数通过Pro-Plus图像分析软件估测得到.

2 结果分析

2.1 铸态组织

图1是3种合金铸态金相组织，图2为Mg-5.5Zn-(0.7，1.5，3.5)Y(wt%)3种铸态合金XRD衍射结果.许多文献指出[11-12]，通过调整Zn/Y(wt%)，Mg-Zn-Y合金可得到:Mg7Zn3，Mg3Zn6Y(I-相)，Mg3Zn3Y2(W-相)和X-相 (Mg12YZn)几种不同类型的第二相.结合图2可知，在图1(a)中Mg-5.5Zn-0.7Y合金晶界弥散分布颗粒状Mg7Zn3共晶相和少量I-相(Mg3Zn6Y).从图1(b)可观察到，当Y质量分数为1.5%时，晶界上主要为I-相(Mg3Zn6Y)，并夹杂少量的Mg7Zn3相.而从图1(c)中可发现，当Y质量分数增加到3.5%时，Mg7Zn3和I相消失，晶界及三角晶界上分布粗大的W相(Mg3Zn3Y2).通过Pro-Plus图像分析软件对3种合金中第二相体积分数测算，结果显示，随着Y含量不断增加，合金中第二相体积分数明显增多，分别为1.9%，2.8%，3.3%.由此可知，随着Y含量不断增加，Mg-5.5Zn合金的相组成，体积分数，形貌及分布发生了显著的变化，并且合金中第二相在晶界的分布由弥散的细小颗粒状→块状→长条状半连续演变.

2.2 合金的蠕变行为

图3和图4分别为Mg-5.5Zn-(0.7，1.5，3.5)Y 3种合金在175 ℃/55 MPa和200 ℃/55 MPa下的蠕变曲线和蠕变100 h后的总应变.表1是(0.7，1.5，3.5)wt%Y含量的3种合金在175～200 ℃/50～60 MPa下的稳态蠕变速率.如图3所示，3种合金在175 ℃/55 MPa下100 h蠕变后均未发生断裂，仍保持在稳态蠕变阶段.结合图4和表1，0.7%Y含量的合金稳态最小蠕变速率和总蠕变应变分别为4.4×10-8s-1和3.7%.而1.5%和3.5%Y含量合金都表现出较低的最小蠕变速率，并在同一数量级，分别为3.5×10-10s-1，2.2×10-10s-1.此时，1.5%和3.5%Y含量的合金总蠕变应变分别为0.27%和0.24%.由图3可知，在55 MPa下当蠕变温度由175 ℃提高到200 ℃时，Mg-5.5Zn-(0.7，1.5，3.5)Y 3种合金稳态最小蠕变速率和蠕变总应变有明显的提高.而0.7%Y含量的合金蠕变过程中蠕变速率最大，仅13 h就发生断裂.结合图5和表2可得，1.5%Y含量合金稳态最小蠕变速率为7.4×10-9s-1，比3.5%Y含量合金大得多(1.2×10-9s-1)，蠕变总应变分别为0.64%，0.49%.因此，Y元素的添加能显著降低合金在蠕变过程中的稳态最小速率及蠕变总应变，从而提高合金的蠕变性能.

(a) Mg-5.5Zn-0.7Y

(b) Mg-5.5Zn-1.5Y

(c) Mg-5.5Zn-3.5Y

2θ/(°)

t/h

合金种类

表1 实验合金在不同温度和应力下的稳态蠕变速率

最小蠕变速率是衡量材料抗蠕变性能的主要指标，最小蠕变速率越小材料抗蠕变性能越好.为了更进一步说明稀土Y对Mg-5.5Zn合金的抗蠕变性能的影响，图5是不含稀土Y的合金在不同条件下的蠕变性能比较图.从图5(a)和(b)明显发现，当稀土Y含量小于1.5%时，随着稀土含量的提高合金抗蠕变性能快速提高.但当稀土Y含量大于1.5%时，稀土Y含量对提高合金的抗蠕变性能效果明显减小.由此可知，稀土Y含量和合金抗蠕变性能并不是呈线性关系，Y含量虽能明显改善合金的抗蠕变性能，但随着Y含量增加，作用效果逐渐减弱.

(a) T=448 K，Y质量分数/%

(b) T=473 K，Y质量分数/%

2.3 蠕变后组织

图6是Mg-5.5Zn-(0.7，1.5，3.5)Y(wt%)3种合金在200 ℃/55 MPa下拉伸100 h蠕变后的扫描电子显微组织.图6(a)是0.7%Y合金蠕变前组织图，图6(b)是0.7%Y合金蠕变后组织图.对比图6(a)和(b)可观察到，蠕变前0.7%Y合金中Mg7Zn3第二相呈颗粒状和椭圆状，且均匀分布.但蠕变后Mg7Zn3相产生变形，由椭圆状变成含菱角的不规则形状，并变为分布不均匀.从图6(c)中可知，经过拉伸蠕变后，1.5%Y合金中的Mg3Zn6Y 第二相(I-相)产生许多微裂纹，裂纹沿同一个方向扩展，说明该相脆性较大.而3.5%Y合金中组织在蠕变前后未明显变化，粗大的Mg3Zn3Y2共晶相未产生明显裂纹和断裂(如图6(d)).

(a) Mg-5.5Zn-0.7Y(铸态)

(b) Mg-5.5Zn-0.7Y

(c) Mg-5.5Zn-1.5 Y

(d) Mg-5.5Zn-3.5Y

2.4 蠕变应力指数

研究表明[13-15]，在金属和合金的蠕变中，稳态蠕变阶段的蠕变速率最小，其变形机制相对较为简单，稳态蠕变速率一般为温度和应力的函数.通常金属和合金的稳态蠕变速率与温度和应力的关系可以用 Power-Law 方程表达为：

(1)

式中：ε为稳态蠕变速率；A为与材料相关的常数；σ为施加的应力；n为应力指数；R为摩尔气体常数；Qc为蠕变激活能；T为热力学温度.对式(1)两边取对数可得：

lnε=lnA+nlnσ-Qc/RT．

(2)

整理式(2)，在温度T恒定的条件下，式(1)中的应力指数可以用式(3)计算得到：

(3)

由式(3)可知应力指数即曲线lnε-lnσ的斜率， 因此，在某一温度下，施加不同的应力得到该条件下的稳态蠕变速率.通过拟合lnε-lnσ曲线的斜率，即可得到实验合金在该温度下的应力指数n，而不同的应力指数对应材料不同的蠕变机制.

lnσ

lnσ

本实验测试了Mg-5.5Zn-(0.7，1.5，3.5)Y (wt%)合金在不同条件下的蠕变性能，并计算出稳态蠕变速率(如表2所示).图7是合金在175 ℃/50～60 MPa和200 ℃/50～60 MPa下的lnε-lnσ曲线.从图7中可以发现，稳态蠕变速率和蠕变应力的对数值之间存在线性关系.由图7(a)可得，(0.7，1.5，3.5)%Y含量的3种合金在175 ℃/50～60 MPa下的蠕变应力指数n分别为5.2，3.2和2.2.但从图7(b)可知，Mg-5.5Zn-(0.7，1.5，3.5)Y 3种合金在200 ℃/50～60 MPa下的蠕变应力指数n分别为11.0,3.8和2.9.

3 结果讨论

随着Y含量增加，Mg-5.5Zn合金中先后形成了Mg7Zn3,Mg3Zn6Y和Mg3Zn3Y23种强化相.有研究表明[11-12]：Mg-Zn-Y(-Zr)合金中第二相的形成与Zn/Y比(质量分数)有关.当Zn/Y比大于4.38时，合金中主要形成I-相和Mg7Zn3相；当Zn/Y比在1.10～4.38之间时，合金由I相和W相组成；当Zn/Y比小于1.10时，合金由W相组成；当Zn/Y比更小时，合金形成长周期X相.而合金中第二相的体积分数、种类形貌能对抗蠕变性能产生决定性的影响.通常第二相体积分数增加，合金抗蠕变性能将不断提高.Mg-Al合金中当温度超过120 ℃时合金的力学性能会大幅度下降，这是由于该类合金中的主要强化相β-Mg17Al12的热稳定性低，容易软化分解，导致较低的高温强度[16].在高温蠕变条件下，合金晶界强度降低，而 0.7%Y含量的合金中存在的低熔点颗粒状 Mg7Zn3(340 ℃)[17]，在拉伸蠕变应力下容易软化变形，不利于阻碍合金中晶界的滑移和位错运动，这导致0.7%Y含量合金拥有最差的抗蠕变性能.此外，在200 ℃/50～60 MPa条件下0.7%Y含量合金只包含初级蠕变阶段，同时表现出很快的蠕变速率(13 h断裂)和较大的蠕变总应变(3.8%).而Kassnen[18]等研究表明，蠕变初级阶段变形机理主要为晶界滑移控制.因此，在高温拉伸蠕变条件下，蠕变初级阶段变形中发生大量的晶界滑移，导致合金中低熔点颗粒状 Mg7Zn3第二相软化变形和分布不均匀.而1.5%Y含量的合金中存在更多的高熔点的I-相.这种I-相拥有较高的强度，较好的热稳定，在塑性变形过程中具有优良的晶界结合力[19-20].这可阻碍位错运动和晶界滑移.因此，这可解释当Y含量由0.7%增加到1.5%时，合金的抗蠕变性能得到急剧提高.在3.5%Y含量的合金中，一方面稀土Y含量大幅增加，导致3.5%Y含量的合金比1.5%Y合金有更多体积分数的第二相；另一方面更粗大和连续条状W-相在蠕变过程中不易破碎和移动，使合金的热稳定性提高[21-22].因此，虽然准晶相I-相拥有较强的力学性能，但3.5%Y合金中W-相有更强的阻碍位错滑移或攀移和晶界滑移或迁移的作用.所以3.5%Y含量的合金表现出最佳的抗蠕变性能.

镁合金在低温变形主要是孪生基面和非基面的滑移导致的，而高温蠕变主要受位错和晶界运动两种变形方式控制[23-24].基于经典理论[25-27]可知，当应力指数n=2 时，蠕变为晶界滑移机制；n=3 时，蠕变为位错粘滞运动(位错拖拽溶质原子气团运动)机制；n为 4～6时，蠕变为错攀移机制；当n>7 时，通常认为Power-Law方程失效.结合图7所示，在175 ℃/50～60 MPa下，Mg-5.5%Zn-0.7Y合金的蠕变应力指数n为5.2.因此，在该条件下合金可能是受位错攀移控制的蠕变机制.在200 ℃/50～60 MPa下，Mg-5.5Zn-0.7Y合金蠕变应力指数n为11(>7)，可能是Power-Law方程失效.而Mg-5.5Zn-(1.5，3.5)Y两种合金在175～200 ℃/50～60 MPa范围内的蠕变应力指数n都在2～4范围之间.因此，可以推断该两种合金可能受位错运动的蠕变机制.

4 结 论

1)随着Y含量的增加，Mg-5.5Zn合金中第二相组织发生明显变化，依次出现了Mg7Zn3，Mg3Zn6Y(I-相)，Mg3Zn3Y2(W-相)3种不同类型的强化相，且第二相体积分数不断增加，这导致了合金的抗蠕变性能的不断提高.

2)Y能显著提高Mg-5.5Zn合金的蠕变性能.高熔点高强度三元稀土相比低熔点的Mg7Zn3能更好地阻碍晶界和位错的运动，从而有更强的高温强化效果.因此，Mg-5.5Zn-(1.5，3.5)Y在200 ℃/55 MPa下仍呈现良好的蠕变抗力，其稳态蠕变速率分别达7.4×10-9s-1，1.2×10-9s-1，比Mg-5.5Zn-0.7Y合金低出几个数量级.

3)Mg-5.5Zn-0.7Y合金在175 ℃/55 MPa和200 ℃/55 MPa蠕变机制分别为位错攀移和Power-Law方程失效.Mg-5.5Zn-(1.5，3.5)Y两种合金在175～200 ℃/50～60 MPa范围下的蠕变过程受位错粘滞运动机制控制.

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Tensile Creep Behavior of Y Addition in High Zinc Magnesium Alloy

CHEN Ding†, ZHANG Yan-bin,WANG Wei

(College of Materials Science and Engineering, Hunan Univ, Changsha, Hunan 410082, China)

The effect of earth element Y addition on the creep properties and creep stress exponent of Mg-5.5Zn gravity cast magnesium alloy was investigated by using scanning electron microscopy(SEM),X-ray diffraction(XRD) and creep property testing at elevated temperature. The results show that, with the increase of yttrium content in Mg-5.5Zn (wt%)alloy ,three second phases,Mg7Zn3，Mg3Zn6Y(I-phase)and Mg3Zn3Y2(W-phase), are found. The variety categories and the increasing volume fraction of the second phase cause the increase of the creep resistance obviously. Compared with Mg7Zn3phase, rare earth phases have a high melting point and it have a stronger effect for reducing the creep rate of alloy in the same given creep conditions. When the applied stresses are 50～60 MPa at the temperature 448 K, the calculated stress exponentnis 5.2, 3.2, and 2.2, respectively for the as-cast Mg-5.5Zn-Χ%Y(Χ=0.7,1.5,3.5)alloys. The results indicate that the rate controlling mechanism of Mg-5.5Zn-0.7Y alloy at 175 ℃/55 MPa and 200 ℃/55 MPa is respectively the dislocation creep and power law breakdown，and the creep mechanism of Mg-5.5Zn-(1.5,3.5)Y two alloys is dislocation viscous motion at the applied stresses of 50～60 MPa and the temperature of 448～473 K.

creep resistance;Mg-Zn-Y; second phase; ytterbium; creep mechanism

1674-2974(2015)06-0053-07

2014-03-05

湖南自然科学基金杰出青年资助项目(14JJ013)

陈 鼎(1975-)，男，湖南长沙人，湖南大学教授，博士生导师

†通讯联系人，E-mail:imr99@163.com

TG146.2；TG111.8

A