热处理对Mg-Gd-Cu合金组织和性能的影响

贺 雷，柳 伟，宗喜梅，许春香，牛晓峰，张金山

（太原理工大学,山西太原 030024）

0 引言

稀土镁合金除具有镁合金的固有优点外，同时还兼具高温强度高、抗蠕变性能优良及耐热性能好等新特点，并具有良好的塑性和耐腐蚀性，在航空航天业应用中很有发展前景[1,2]。随着对稀土镁合金的深入研究发现，在Mg-RE-TM (RE=Y、Gd、Dy、Ho、Er、Tm、Tb，TM=Zn、Cu、Ni、Co) 及Mg-Al-Gd中能够形成6H、10H、14H、18R 或24R 类型的长周期结构[3,4,5]。长周期堆垛有序结构(LPSO)作为镁合金中的一种新型有效增强相，能显著改善合金的强度和塑性，因而受到广泛的关注。

2005 年Matsuura 等在快速凝固的条带状Mg98Y1Cu1合金中发现存在14H 长周期结构[6]，首次发现了Cu 元素也能参与到长周期结构的形成。2006 年Kawamura 等报道了在铸态Mg97Y2Cu1合金中发现了18R 长周期结构，合金的屈服强度为120 MPa，抗拉强度为180 MPa，延伸率为3.5%，虽然合金的铸态力学性能较差，但是和Mg-RE-Zn 合金相同，通过挤压能够极大地提高合金的力学性能[7]。镁合金中添加Cu 元素，既能提高合金强度也能改善塑性[8]，但在含长周期结构的Mg-RE-Cu 研究中，目前主要侧重于Mg-Y-Cu 合金，对Cu 参与到Mg-Gd 合金的长周期结构相中还未见报道。本文作者采用常规金属型铸造方法制备了Mg96Gd3Cu1(a%)合金，并对合金热处理前后的长周期结构相变规律及力学性能进行了研究。

1 实验步骤

合金的化学成分如表1 所示，合金熔炼的原料为 纯Mg (w=99.99%)、纯Gd (w=99.99%) 和 纯Cu(w=99.99%)，在N2(φ=97.4%)和CH2FCF3(φ=2.6%)的混合气体保护的坩埚电阻炉中进行熔炼。在1023 K (750℃)下保温20 min，当溶液降至993 K (720℃)时在金属铸型中浇注成铸锭。T4 和T6 处理均在SX2-8-10 箱型高温电阻炉中进行，固溶处理温度为753 K (480℃)，保温时间为30 h，采用热水水淬处理。T6 处理为固溶处理后在473 K (200℃)进行时效处理，保温时间为50 h，也采用热水水淬处理。

使用光学显微镜(Leica DM2500M)对铸态和热处理态合金的显微组织进行观察，观察前用1%的硝酸酒精对合金进行腐蚀。物相组成分析使用X-射线衍射仪(XRD,DX-2700)，选用的靶材为Cu 靶。采用了配有能谱仪(EDS)的扫描电子显微镜对合金的显微组织和相成分进行测定。使用DNS100型万能试验机对试样进行力学性能测试。布氏硬度的测量使用HB-300 测试机，加载载荷为62.5 kg，时间为15 s。

表1 合金的化学成分 (w%)

2 结果与讨论

2.1 合金的显微组织

合金的铸态、T4 态和T6 态的金相组织如图1所示。图1.a～c 为 铸态、T4 和T6 态Mg96Gd3Zn1(a%)合金的金相显微图，图1.d 为铸态合金的背散射(BSE)显微图。

图1 合金的铸态、T4态和T6态金相组织

合金中均可观察到明显的枝晶。图1.a 显示铸态合金由镁基体和晶界处的第二相组成，合金中未观察到Mg-Y-Zn，Mg-Gd-Zn 等合金中类似的网状共晶组织。T4 和T6 态合金均由镁基体、晶界处的灰色块状相及从块状相边界向晶内生长的层片状相组织。图1.d 的背散射扫描图显示铸态合金的第二相由两种不同的相A 和相B 组成，它们属于晶间偏析型离异共晶。

图2 铸态、T4态、T6态合金的XRD图谱

图2 为合金的XRD图谱，铸态合金的主要衍射峰对应的物相 为α-Mg、M g5G d 和LPSO 相(与已有研究的14H 长周期结构相Mg12YZn 衍射峰的位置相同)。T4 和T6 态合金的主要衍射峰对应的物相为α-Mg 和LPSO相，Mg5Gd 相的衍射峰变的很弱。说明在固溶处理的过程中Mg5Gd 相发生了溶解，而T6 态和T4 态相比，并没有发生明显相变。图3 为T6 态合金低倍和高倍的SEM 组织图片，如图3.b 所示，晶界处有边缘比较光滑的深灰色块状C 相，边缘生长为层片状的灰色D 相及分布在晶界和镁基体内的亮白色小块状E 相。结合表2 中各相的EDS 成分分析可知，铸态合金的A 相为Mg5Gd，B 相为14H 长周期结构的Mg88Gd5.8Cu6.2。T4、T6 态合金的C 相为Mg87.8Gd6.0Cu6.2，D 相为Mg91.7Gd6.4Cu1.9，E 相为富稀土相（常见于稀土镁合金中，形貌一般为方块状[9]）。由于T4、T6 态合金的XRD 的相应峰只有α-Mg和LPSO 相，结合D相的层片状形貌(长周期结构的典型形貌)，认为D相为固溶处理过程中析出的LPSO 相。C 相和B 相化学成分相近，这与14H 长周期结构相具有较高的稳定性相符，铸态形成的LPSO 相在固溶处理前后形貌和成分未发生变化。固溶处理过程中，Mg5Gd 相逐渐发生溶解，由于晶界富集着溶质原子，晶界与晶内存在着浓度差，新的LPSO 相首先在晶界处形核，伴随着固溶处理过程，生成长周期结构的Mg91.7Gd6.4Cu1.9相。

图3 T6态合金的低倍和高倍扫描组织图片

2.2 合金的力学性能

图4 显示了铸态、T4 态和T6 态合金的抗拉强度、布氏硬度和伸长率。

铸态合金的抗拉强度、伸长率和布氏硬度均最低，大约为145 MPa、2%和87.2 HB。固溶处理以后，合金的抗拉强度和伸长率均有所提高，分别为161 MPa 和2.6%，但布氏硬度略有下降，为86.3 HB。这是由于Mg5Gd 是一种硬脆相，且高温稳定性不够高，而LPSO 相属于强韧相，固溶处理后生成层片状的LPSO 相既相当于增加了合金中LPSO 相的体积分数，又增加了镁基体与LPSO 相之间界面的数量，Shao 等认为新形成的界面可以成为位错运动的阻碍，从而利于合金性能的提高[10]。长周期结构相的层片状结构在位错移动时能够形成位错平面塞积群，当造成的应力集中够大时，才会引起基体的塑性变形，而且层片状长周期结构也可以发生弯曲变形吸收位错，表现出一定的变形能力，所以对合金的强度和塑性都有利。但较高温度的固溶处理使合金晶粒粗化，根据Hall-Petch 公式，晶粒的粗化使得合金的布氏硬度降低。T6 态合金的综合性能得到较大的提高，相比于铸态合金，抗拉强度、伸长率和布氏硬度分别增加了87 MPa、1.4%和20.8 HB。已有研究表明T6 处理时Mg-RE 合金中能够形成细小弥散的β 相（由于含量较少，本文XRD 图谱中并没有出现明显相应的衍射峰），它具有显著的时效硬化效果[11]，可以作为强化相强化。而且固溶后的合金经过较长时间的时效后，合金的强化相能够更好的分布于基体中，使合金的固溶强化和弥散强化得到充分的发挥，因此T6 态合金表现出较好的综合性能。

表2 合金中不同相的化学成分组成

3 结论

(1)铸态Mg96Gd3Cu1(a%)合金即存在14H 长周期结构相，T4 态和T6 态合金中有新的层片状Mg92Gd6Cu2长周期结构形成。

图4 铸态、T4态和T6态合金的抗拉强度、布氏硬度和伸长率

(2)铸态合金中的14H 长周期结构相具有较高的稳定性，在固溶处理过程中形貌和成分未发生变化。Mg5Gd 相在固溶处理时发生溶解，并在相应位置析出层片状结构的长周期结构相从而提高了合金的性能。

(3)T6 处理后由于长周期相和时效硬化的复合作用，T6 态合金的抗拉强度、伸长率和布氏硬度分别达到232 MPa、3.4%和108 HB。

[1]席俊杰,刘杰.高性能稀土镁合金的研究及其应用[J].Hot Working Technology,2014,43 (10):6-10.

[2]梁艳,黄晓峰,王韬,等.高强镁合金的研究状况及发展趋势[J].中国铸造装备与技术,2009,01:8-11.

[3]Yamasaki M.,Hashimoto K.,Hagihara K.,et al.Effect of multimodal microstructure evolution on mechanical properties of Mg–Zn–Y extruded alloy[J].Acta Materialia,2011,59(9):3646-3658.

[4]Kishida K.,Yokobayashi H.,Inui H.,et al.The crystal structure of the LPSO phase of the 14H-type in the Mg–Al–Gd alloy system[J].Intermetallics,2012,31:55-64.

[5]Mi S.B.,Jin Q.Q..New polytypes of long-period stacking ordered structures in Mg–Co–Y alloys[J].Scripta Materialia,2013,68(10):635-638.

[6]Matsuura M.,Konno K.,Yoshida M.,et al.Precipitates with peculiar morphology consisting of a disk-shaped amorphous core sandwiched between 14H-typed long period stacking order crystals in a meltquenched Mg98Cu1Y1alloy[J].Materials Transactions,2006,47(4):1264-1267.

[7]Kawamura Y.,Kasahara T.,Izumi S.,et al.Elevated temperature Mg97Y2Cu1alloy with long period ordered structure[J].Scripta Materialia,2006,55:453-456.

[8]黎文献.镁及镁合金[M].长沙:中南大学出版社,2005.11:85.

[9]Zhang J.S.,Xin C.,Cheng W.L.,et al.Research on long-periodstacking-ordered phase in Mg-Zn-Dy-Zr alloy[J].Journal of Alloys and Compounds,2013,558:195-202.

[10]Shao X.H.,Yang Z.Q.,Ma X.L..Strengthening and toughening mechanisms in Mg–Zn–Y alloy with a long period stacking ordered structure[J].Acta Materialia,2010,58(14):4760-4771.

[11]曾小勤,吴玉娟,彭立明,林栋樑,丁文江,彭赢红.Mg-Gd-Zn-Zr合金中的LPSO结构和时效相[J].金属学报,2010,46(9):1041-1046.