等温锻造Mg-10Gd-2Y-0.5Zn-0.3Zr稀土镁合金组织性能

韩修柱， 逄锦程， 张绪虎， 单德彬， 刘楚明

(1.航天材料及工艺研究所，北京 100076;2.哈尔滨工业大学材料学院，哈尔滨 150001;3.中南大学材料学院，长沙 410083)

近年来，随着航天、航空和汽车等领域减重、节能和环保需求的日益迫切，构件轻量化成为一个重要的发展趋势，对轻质高强材料的需求日益增加。镁及其合金是目前工业应用中最轻的金属结构材料之一，以其出色的性能赢得广泛青睐，被认为是21世纪有色金属材料中最具开发和应用前途的金属材料［1～3］，由于镁合金特有的晶格结构决定了其力学性能较低。如何提高镁合金的力学性能以及工作温度成为镁合金材料及其制备工艺研究的重点［4，5］。目前，在镁中加入稀土元素是提高镁合金强度和工作温度的一种主要强化方式［6］。1994 年，Luo等［7］初次报道了Mg-Y-Zn合金中的X相为18R长周期结构。根据析出相的形态和强化作用可以将稀土镁合金大体分为不含长周期相(LPSO)和包含长周期相的两种稀土增强型镁合金。2001年，Kawamura等［8］通过快速凝固粉末冶金方法制备出了室温下屈服强度高达610MPa、伸长率达到5%的长周期结构增强 Mg97Y2Zn1合金。2004年，Kawamura等［9］制备出了室温下屈服强度达到375MPa、伸长率达到4%的挤压态长周期结构增强Mg97Y2Zn1合金。Hagihara等［10］研究了长周期相对挤压态Mg97Zn1Y2力学性能的影响，结果表明:长周期相的存在很大程度上增强了挤压过程中镁基体晶粒的细化，并且长周期相在挤压过程中作为硬相沿着挤压方向分布，其与长周期相的短纤维增强机制共同导致了挤压后合金强度的提高。Shao等［11］研究了具有长周期相的Mg-Zn-Y合金的强韧化机理，认为挤压后合金强度的提高主要是由于长周期结构通过扭折和限制动态再结晶的形成等协同作用导致合金晶粒细化所带来的。Yamasaki等［12］研究了多种模式组织演化对挤压态Mg-Zn-Y的机械性能影响，研究认为具有较弱的织构取向的动态再结晶晶粒的出现改善了合金的塑性，而具有较强基面织构的热加工晶粒和纤维形状的长周期结构的有效分布是合金高强度的主要原因。

迄今为止，虽然对稀土镁合金的强化机制做了大量的研究，但是其主要的强度来源和机理仍然不清楚。本工作拟对等温锻造后的稀土镁合金锻件在时效过程的组织演变和性能进行分析，探讨高强度稀土镁合金的强化机制，提出可以优化稀土镁合金力学性能的途径。

1 实验材料与方法

实验材料为富含稀土的 Mg-10Gd-2Y-0.5Zn-0.3Zr(原子分数/%)合金，初始状态为开坯后锻态组织。利用等温锻造工艺对坯料进行成形，获得具有高筋薄腹板的精密锻件，锻件和试样的取样位置如图1所示。利用PLOYVER-MET金相显微镜进行金相分析。在TECNI-2010透射电子显微镜上进行显微组织观察，工作电压为300kV。为了提高锻件的强度，对锻件进行时效处理，时效温度为200℃，随后对时效处理后的显微组织进行分析。室温力学性能测试在INSTRON5559拉伸测试试验机上进行，拉伸速率为1mm/min。

2 结果与分析

图1 镁合金锻件形状和取样位置Fig.1 Photograph of isothermal forged magnesium alloy and cut area of the specimen

图2为初始锻态和等温锻造后合金的微观组织。可以看出在初始坯料中即已经发生了少量的再结晶，如图2a和b所示。等温锻造后合金基体上分布着大量的第二相，且等温锻造后合金的晶粒细化不明显，经XRD分析为Mg5(Gd，Y)(β')相，如图3所示。为了进一步提高该新型时效强化型镁合金的强度，对其在200℃不同保温时间时效处理后的力学性能和微观组织进行研究。

图2 初始和等温锻造后合金的坯料的微观组织 (a)，(c)初始坯料的微观组织;(b)，(d)等温锻造后的微观组织Fig.2 Microstructures of initial alloy and isothermal forged alloy (a)，(c)initial alloy;(b)，(d)isothermal forged alloy

图4为合金在200℃不同时间时效后的硬化曲线。合金在200℃时效60h后，其硬度达到峰值。因此，对于该种新型高稀土镁合金来说，在200℃时效获取最高强度的保温时间为60h。图5为合金在200℃保温6h，60h和80h后的微观组织照片。可以发现:时效6h后在片层和晶界间开始有长条状的析出相;60h后析出相明显增多，相的体积明显增大，且呈带状分布于晶界和片层间;此时从析出相中可观察到两种形貌，一种呈长方体，一种投影面成菱形状，析出相总体积分数最高;时效80h后，析出相形貌发生改变，组织变得粗化，说明此时合金已经处于过时效状态。表1为初始锻态、等温锻造后和后续200℃时效过程中合金的力学性能对比。可以看出，单纯的等温锻造而没有时效处理，合金的强度并没有大的改进;但是等温锻造合金相对于原始锻态合金来说，基体中有较多的第二相弥散析出，从而促进等温锻造合金的屈服强度对于原始材料略有改善。时效工艺对于合金强度的提高具有重要的意义，合金的峰值时效工艺参数为200℃/60h。

图3 等温锻造后合金中析出相的XRD分析Fig.3 XRD analysis of the secondary phases of the isothermal forged alloy

图4 等温锻造合金200℃时效/硬化曲线Fig.4 Ageing/hardening curve of the isothermal forged alloy at 200℃

图5 200℃不同时效时间下合金的微观组织Fig.5 Microstructures of the alloy aged at 200℃ in different times (a)，(b)6h;(c)，(d)60h;(e)，(f)80h

图6为峰值时效合金中晶界析出相和其相应的衍射斑点。由衍射斑点可以判断其为β'相，等温锻造过程中即有β'相从基体中析出，在随后的时效过程中有大量的β'相分布于基体上，该析出相为合金中主要的强化相之一，对时效后合金的强度的提高具有重要的作用。图7a和b为初始坯料和峰值时效合金中的长周期相的分布。可以看出在初始坯料中存在的长周期相数量较少，而在峰值时效合金中长周期相数量大幅度增加，研究发现，该种长周期相由于其特有的结构对于镁合金强度的提高具有显著的作用［10］。图7c和d为时效后合金中长周期相的高分辨图和相应的衍射斑点。由分析可知该种长周期相为14H型长周期相。该种长周期相是一种稳

定的结构，在变形和随后的热处理过程中均不会转变成其他的长周期相。

表1 初始坯料、等温锻造和时效后坯料的力学性能对比Table 1 Mechanical properties of the initial alloy，isothermal forged alloy and aged alloy

图6 时效后合金中晶界析出相及其相应的衍射斑点 (a)晶界析出相;(b)晶界析出相与基体复合衍射斑点Fig.6 Precipitates at grain boundaries and corresponding SAED patterns(a)precipitates at grain boundaries;(b)corresponding SAED patterns

图7 初始坯料和峰值时效合金中的长周期相 (a)初始锻态合金;(b)峰值时效合金;(c)长周期相的高分辨图;(d)为(c)中长周期相的衍射斑点Fig.7 LPSO phase in the initial alloy and peak-aged alloy (a)initial alloy;(b)peak-aged alloy;(c)high resolution TEM image of LPSO phase;(d)corresponding SAED pattern LPSO phase in(c)

以上分析表明，峰值时效合金中的β'相和长周期相数量大幅度增多。研究表明:长周期相对于稀土镁合金材料强度的具有明显的改善作用［10］，主要由于长周期是一种有序的原子堆垛结构组成，其在塑性变形或者时效过程中在晶界处形核，由晶界沿着一定的取向向晶内生长，且每个晶粒内部的长周期相具有不同的取向;这种在晶粒内部形成的大尺寸的长条形周期相对于合金在拉伸过程中位错的开动和滑移具有明显的阻碍作用，在很大程度上改善了合金的强度;而β'相是一种典型的时效强化相，其不仅存在于铸态合金中，也存在于塑性变形和时效合金中，但只有弥散析出的纳米尺度的β'相才能有效地改善合金的强度［13～16］。对于本工作研究的新型高稀土合金来说，锻造和时效过程中大量析出的长周期相是其强度大幅度提高的主要原因;β'相的弥散析出是合金强度的部分来源，对于合金强度的提高具有一定的作用。

3 结论

(1)等温锻造 Mg-10Gd-2Y-0.5Zn-0.3Zr镁合金的屈服强度较原始锻态合金略有上升，主要是由于等温锻造过程中有较多的第二相弥散析出。

(2)等温锻造合金在时效过程中，随着时效时间的延长，在时效60h后合金的强度达到峰值，峰值时的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为379MPa、245MPa和4.6%。

(3)时效后合金中有大量的β'相和长周期相出现，具有大尺寸且在晶粒内部具有一定取向分布的长周期是合金获得较高强度的主要原因，β'相的弥散析出对于合金强度的提高也具有一定的作用。

［1］张崧，唐建新，冯可芹，等.高强度镁合金的研究现状及发展［J］.热加工工艺，2004(8):52－54.(ZHANG S，TANG J X ，FENG K Q ，et al.Current situation and trend of reseach on high strength Mg alloy［J］.Hot Working Technology，2004(8):52 －54.)

［2］康鸿跃，陈善华，马永平，等.镁合金在军事装备中的应用［J］.金属世界，2008(1):61－62.(KANG H Y，CHEN S H，MA Y P，et al.Applications of magnesium alloys in military equipment［J］.Metal World，2008(1):61 －62.)

［3］郭学锋，魏建锋，张忠明.镁合金与超高强度镁合金［J］.铸造技术，2002，23(3):133－136.(GUO X F，WEI J F，ZHANG Z M.Review on magnesium alloys and super-high strength magnesium alloys［J］.Foundry Technology，2002，23(3):133 －136.)

［4］何维维，张坤，黄敏，等.不同增强相对挤压态Mg-Zn-Mn-Y合金动态再结晶影响分析［J］.航空材料学报，2012，32(5):7－8.(HE W W，ZHANG K，HUANG M，et al.Influence of secondary phases on dynamic recrystallization mechanisms in extruded Mg-Zn-Y magnesium alloy［J］.Journal of Aeronautical Materials，2012，32(5):7 －8.)

［5］李理，周楠.EW94耐热镁合金板材热拉延能力的实验研究［J］.航空材料学报，2013，33(5):22－23.(LI L，ZHOU N.Experimental investigation of hot deep drawability of EW94 heat resistant alloy sheet［J］.Journal of Aeronautical Materials，2013，33(5):22 －23.)

［6］MORDIKE B L，EBERT T，Magnesium properties-applications-potential［J］.Materials Science and Engineering(A)，2001，302(1):37 －45.

［7］LUO Z P ，ZHANG S Q ，TANG Y L，et al.Microstructures of Mg-Zn-Zr-RE alloys with high RE and low Zn contents［J］.J Alloys Compd，1994(209):275.

［8］KAWAMURA Y，HAYASHI K，INOUE A，et al.Rapidly solidified powder metallurgy Mg97Zn1Y2 alloys with excellent tensile yield strength above 600MPa［J］.Mater Trans J IM，2001(42):1171.

［9］KAWAMURA Y.Abstracts of the 134th annual meeting of the Japan Institute of Metals［J］.Japan Institute of Metals Sendai Japan，2004(263):264.

［10］HAGIHARA K，KINOSHITA A，SUGINO Y，et al.Effect of long-period stacking ordered phase on mechanical properties of Mg97Zn1Y2 extruded alloy［J］.Acta Materialia，2010(58):6282－6293.

［11］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):4760－4771.

［12］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):3646－3658.

［13］LIU K，ZHANG J H，ROKHLIN L L.Microstructures and mechanical properties of extruded Mg-8Gd-0.4Zr alloys containing Zn［J］.Materials Science and Engineering(A)，2009，505(1/2):13－19.

［14］HE S M，ZENG X Q，PENG L M.Precipitation in a Mg-10Gd-3Y-0.4Zr(wt.%)alloy during isothermal ageing at 250℃ ［J］.Journal of Alloys and Compounds，2006(421):309－313.

［15］YANG Z，LI J P，GUO Y C.Precipitation process and effect on mechanical properties of Mg-9Gd-3Y-0.6Zn-0.5Zr alloy［J］.Materials Science and Engineering(A)，2007(454/455):274－280.

［16］BARUCCA G，FERRAGUT R，FIORI F.Formation and evolution of the hardening precipitates in a Mg-Y-Nd alloy［J］.Acta Materialia，2011，59(10):4151 －4158.