馮 艷，李曉庚，王日初，彭超群

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熱處理過程中Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金的組織演變及性能

馮 艷，李曉庚，王日初，彭超群

(中南大學材料科學與工程學院，長沙 410083)

采用透射電鏡、掃描電鏡、能譜分析、X射線衍射及力學性能等測試手段，研究熱處理工藝對水冷鑄造的Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr(質(zhì)量分數(shù))合金顯微組織、力學性能和耐腐蝕性能的影響。合金鑄態(tài)顯微組織由-Mg、Mg(Gd,Y)相、富Zr小顆粒相和-Mg24Y5網(wǎng)狀共晶組成。在520 ℃固溶24 h后，合金中共晶相固溶進基體，固溶演變過程為-Mg+-Mg24Y5相+ Mg(Gd,Y)→過飽和-Mg固溶體+Mg(Gd,Y)相。225 ℃時效，合金的析出序列為 Mg(S.S.S.S)→″(DO19)→′(CBCO)→1(FCC)→(FCC)，時效24 h達到峰時效態(tài)，合金的室溫抗拉強度達到 231 MPa，伸長率為 3.4%。時效處理能提高合金耐腐蝕性能，225 ℃時效72 h時合金析出穩(wěn)定(FCC)相，平均析氫速率最小，為0.22 mL/(cm2·h)，合金的耐腐蝕性能最強。

Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金；固溶處理；顯微組織；力學性能；析出序列

鎂合金在室溫下具有較好的力學性能，逐漸成為一種新興的工業(yè)結(jié)構(gòu)材料，然而，在高溫下的力學性能差成為制約輕質(zhì)鎂合金應(yīng)用的關(guān)鍵問題[1?2]。近年來，為了擴大鎂合金的應(yīng)用范圍，國內(nèi)外研究人員對高強耐熱鎂合金進行了深入研究[3?4]。稀土鎂合金是研究較多的高強耐熱鎂合金，由于稀土元素Gd、Y、Nd、Zr等對鎂合金具有除氫脫氧、細化晶粒和彌散強化作用，能很好地提高鎂合金的室溫及高溫力學性能[5?6]。同時，稀土元素能在鎂合金表面生成稀土轉(zhuǎn)化膜，提高鎂合金的耐腐蝕性能[7?8]，使得該合金在航空航天、汽車、軍工產(chǎn)品中具有廣闊的應(yīng)用 前景[9]。

Mg-Gd系鎂合金作為高強耐熱鎂合金的代表性合金系之一，是當前國內(nèi)外鎂合金研究的熱點，NEGISHI等[10]通過研究Mg-Gd-Nd合金的富Mg區(qū)相圖，得出了這一合金系的時效析出序列為Mg(S.S.S.S)→″(DO19)→′(BCO)→(FCC)。NIE等[11]在對Mg-Y-Nd合金系時效過程研究時，首次觀察到了1亞穩(wěn)定相，確定了其析出序列為Mg(S.S.S.S)→″(DO19)→′(BCO)→1(FCC)→(FCC)。APPS等[12]對Mg-7Gd-2Nd-Zr合金做了研究，發(fā)現(xiàn)該合金在250 ℃時效析出序列為Mg(S.S.S.S)→″(DO19)→′(CBCO)→1(FCC)→(FCC)，湯伊金等[13]研究Mg-Gd系合金時效析出序列與之前合金一致。謝中柱等[14]研究Mg-2.8Gd-0.3Nd合金在極限服役溫度300 ℃等溫時效狀態(tài)下析出相的形成和生長，確定了300 ℃等溫時效析出序列為Mg(S.S.S.S)→1(FCC)→(FCC)，未見常規(guī)服役溫度時效初期亞穩(wěn)相′。李慧中等[15]的研究表明，經(jīng)過變形和200 ℃時效20 h處理，Mg-10Gd-4.8Y-0.6Zr合金的常溫力學性能有較大的提高，均勻化后合金抗拉強度達到242.6 MPa，擠壓變形后抗拉強度達到304.5 MPa，擠壓態(tài)Mg-8Gd-4.8Y- 0.4Zr合金經(jīng)過220 ℃時效21 h，合金屈服強度達到最高值，達330 MPa，抗拉強度較擠壓態(tài)提高 29%~ 39%[16]。由此可以看出，對于Mg-Gd-RE系的鎂合金，其熱處理制度與組織演變和添加合金元素有關(guān)，對于合金成分不同的合金，其組織演變和力學性能存在一定差異，需要分別進行研究，并且合金熱處理工藝對耐腐蝕性能影響的研究較少，為此，本文作者研究熱處理過程中Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金的組織演變規(guī)律，通過觀察組織變化，測試力學性能及析氫測試耐腐蝕性能的方法得出熱處理對該合金組織、力學性能及耐腐蝕性能的影響。從而為制備性能優(yōu)良的Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金提供幫助。

1 實驗

用普通電阻爐進行Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金熔煉，實驗用鎂為高純鎂錠，稀土元素以Mg-32Gd、Mg-32Y、Mg-25Nd、Mg-33Zr(質(zhì)量分數(shù)，%)的中間合金形式加入。使用電阻爐進行熔煉，熔煉時采用鎂覆蓋劑隔絕空氣，澆注時用硫磺粉末防止合金氧化燒損，熔煉溫度為740~780 ℃。澆注使用鋼制水冷磨具，尺寸為200 mm×150 mm×20 mm，澆注溫度740 ℃左右。鑄錠的成分采用等離子化學成分分析，分析結(jié)果見表1。

表1 實驗合金的化學成分

同一高度取樣進行固溶處理，保證試樣的冷卻條件和成分保持一致。在箱式電阻爐內(nèi)進行固溶處理時，表面涂抹覆蓋劑以防止樣品氧化和燃燒。確定固溶工藝時，先從鑄錠上取樣進行DSC分析(見圖1)。由圖1可以看出，545 ℃以后合金析出相開始熔解，說明固溶溫度不能超過545 ℃。保溫時間選擇工業(yè)上能接受的2~30 h作為嘗試區(qū)間。根據(jù)以上所述，采用嘗試法研究合金最佳固溶處理工藝，固溶溫度選擇為500、510、520 ℃；保溫時間選擇為12、18和24 h，保溫結(jié)束后用常溫水進行淬火。

圖1 Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr鑄態(tài)合金樣品DSC曲線

試樣時效處理在箱式電阻爐內(nèi)進行，表面涂抹覆蓋劑以防止樣品氧化和燃燒。時效溫度為225 ℃，時效時間為1~96 h，空冷。

用D/max-rA型轉(zhuǎn)靶X射線衍射儀(XRD)對試驗樣品進行物相分析；用FEI QUANTA?200型掃描電鏡(SEM)及其所具備的能譜分析(EDAX)功能對試驗樣品進行顯微組織觀察和微區(qū)成分半定量分析；用Titan G260-300 with image corrector圖像球差校正場發(fā)射透射電鏡和對樣品進行觀察與分析，樣品制備為機械預減薄后用電解雙噴穿孔，電解液為4.5%(質(zhì)量分數(shù))的高氯酸酒精溶液，雙噴加載電壓為50 V，雙噴溫度為?30 ℃；用HB?3000B型布氏硬度計對試驗樣品進行硬度分析，硬度樣品尺寸30 mm×20 mm×15 mm，上下表面用金相砂紙打磨光滑，在上表面距離兩邊緣5 mm處取4個點，樣品中央取1點，共計5點做硬度實驗，以防止相互干擾，載荷為2450 N，保壓時間30 s，5個點去掉最高最低值后取平均值；常溫拉伸試樣尺寸依照GB?T 228.1?2010設(shè)計，高溫拉伸試樣尺寸依照GB/T 4338?2006設(shè)計，電火花切割制備試樣，用瑞格爾RGM?4000全數(shù)字化微機控制萬能試驗機對試驗樣品進行常溫及高溫力學性能測試，常溫拉伸測試速率為1.5 mm/min，高溫測試溫度選為200 ℃，保溫10 min，拉伸速率為1.0 mm/min，測試3個試樣取平均值，拉伸斷口放入無水乙醇中保存，并用超聲波清洗儀清洗。

耐腐蝕性能測試則利用析氫實驗完成，將10 mm×10 mm的試樣非工作面用酚醛塑料粉密封，用金相砂紙對工作面逐級打磨，完成后將試樣放入室溫下，3.5%NaCl(質(zhì)量分數(shù))中性溶液中，收集腐蝕過程中析出的氫氣，計算氫氣體積來反映鎂合金腐蝕速率。

2 結(jié)果與分析

2.1 鑄態(tài)Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金顯微組織及相分析

圖2所示為鑄態(tài)Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金的SEM像。由圖2可知，鑄態(tài)合金組織由-Mg基體、晶界骨骼狀第二相、固溶于-Mg基體中的顆粒狀第二相和方塊狀第二相組成，X射線衍射分析結(jié)果見圖3，對第二相的能譜成分分析見表2。由圖3和表2的檢測結(jié)果可知，B相沿晶界形成呈現(xiàn)明顯網(wǎng)狀特征，由Mg、Gd、Y和Nd元素組成，稀土元素含量高，為非平衡凝固產(chǎn)生的鎂稀土相，結(jié)合XRD分析，Mg-RE相為-Mg24Y5。研究表明，-Mg24Y5相中的Y原子可以被Gd和Nd等原子取代[12]，故該相中Gd、Nd元素含量較高。C相分布在基體與B相附近，呈明顯方塊狀，其中的Gd和Y的含量高于Mg元素的含量，結(jié)合能譜和XRD分析，為游離的稀土元素固溶體相(-RE、Mg(Gd,Y))，在鑄態(tài)組織中數(shù)量不多。D相經(jīng)檢測為富鋯粒子，富鋯粒子的這種分布有利于細化鎂合金鑄錠的晶粒尺寸[17]，由掃描照片可以看出，實驗中的Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金的晶粒尺 寸＜100 μm，一般Mg-Gd-Y合金的晶粒尺寸約為1000 μm[18]，符合添加Zr元素的規(guī)律。

2.2 固溶處理對合金顯微組織及力學性能的影響

2.2.1 固溶處理對合金顯微組織的影響

圖4所示為Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金進行不同固溶溫度保溫24 h后的SEM像。從圖4可以看出，合金進行固溶處理以后，Mg-RE共晶組織減少，對于500 ℃與510 ℃而言，到24 h時，仍有部分Mg-RE共晶相未溶解完成。經(jīng)520 ℃固溶24 h以后，Mg-RE共晶相大部分固溶進基體，僅剩少量塊狀Mg(Gd,Y)相存在。研究表明[19]，Mg(Gd,Y)相在保溫時間延長至72 h后仍然存在。由此可以得出，Mg-8Gd-3Y-1Nd- 0.5Zr合金在固溶過程中的顯微組織演變?yōu)?Mg+-Mg24Y5相+Mg(Gd,Y)→過飽和-Mg固溶體+Mg(Gd,Y)相。

圖2 Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr鑄態(tài)合金的SEM像

表2 Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金第二相粒子成分分析

圖3 Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金鑄態(tài)和520 ℃、24 h固溶處理的XRD譜

圖4 鑄態(tài)組織在500、510、520 ℃下保溫24 h后的SEM像

2.2.2 固溶處理對合金力學性能的影響

圖5所示為520 ℃固溶處理不同時間的Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金布氏硬度變化曲線。圖6所示為520 ℃固溶處理不同時間Mg(Gd, Y)方塊相的分布情況。由圖5可知，固溶4 h之前，合金的硬度下降，這是由于-Mg24Y5相開始固溶進鎂基體，枝晶偏析逐漸消除，導致合金硬度下降，隨著固溶時間增加，-Mg24Y5相中Gd、Y、Nd等稀土元素在鎂基體中的大量固溶產(chǎn)生了固溶強化，導致合金硬度上升， 8 h左右，大量Mg(Gd, Y)方塊相生成，導致合金固溶強化作用有所下降，硬度上升變緩；到12 h后，Mg(Gd,Y)方塊相開始固溶至基體中，固溶強化效果恢復，合金硬度再次快速上升，隨著時間延長，固溶過程結(jié)束，合金硬度趨于穩(wěn)定。在520 ℃固溶24 h時，第二相幾乎能全部溶入-Mg基體，Mg(Gd,Y)相數(shù)量較少，合金達到較好的固溶效果。

表3所列為Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金經(jīng)過不同固溶處理后的室溫拉伸力學性能和200 ℃高溫拉伸力學性能。由表3可以看出，合金經(jīng)過520 ℃固溶處理24 h以后，晶界處第二相固溶進鎂基體，合金塑性提高，而且在固溶強化的作用下，樣品抗拉強度有所上升，伸長率明顯提高。

圖5 Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金520 ℃固溶處理不同時間的布氏硬度變化曲線

圖6 520 ℃下保溫不同時間Mg(Gd,Y)相分布

2.3 時效處理對合金的組織及力學性能的影響

2.3.1 時效析出分析

圖7所示為合金經(jīng)過225 ℃不同時效時間后的TEM形貌及衍射斑點。圖7(a)~(b)所示為225 ℃、4 h時效試樣TEM明場像和選區(qū)電子衍射花樣。從圖7(a)和(b)中可以看出，合金組織中含有薄板狀析出相，且薄板長度為幾十納米，結(jié)合衍射斑點分析，此薄板狀組織與Mg-RE系合金中的″相一致，具有DO19結(jié)構(gòu)，晶格參數(shù)為=2Mg=0.64 nm，=Mg=0.52 nm，在1/2{0110}處產(chǎn)生額外衍射斑點[20]。由圖9(c)和(d)可以發(fā)現(xiàn)，在時效時間延長至24 h后，合金中有新相生成，新相為細小顆粒狀，尺寸約為幾納米，多個小顆粒相構(gòu)成沿同一方向排列的鏈狀結(jié)構(gòu)，鏈長約為100~150 nm左右，結(jié)合電子衍射斑點分析，析出相為′相，具有底心正交結(jié)構(gòu)(CBCO)，晶格參數(shù)=2Mg=0.64 nm，=2.2 nm，=Mg=0.52 nm，該相在1/2{0110}、1/4{0110}和3/4{0110}處產(chǎn)生額外衍射斑點[21]。

表3 不同熱處理狀態(tài)下Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金的力學性能

經(jīng)過225 ℃、30 h時效后，試樣中出現(xiàn)1相，如圖7(e)和(f)所示，1相為獨特的梭形形狀，其中兩頭與′相相連，標定電子衍射斑點可以得出，1相為面心立方結(jié)構(gòu)(FCC)，=0.73 nm，與Mg3Nd同構(gòu)[22]。繼續(xù)時效至72 h，合金中開始出現(xiàn)板條狀相，如圖7(g)所示，且板條狀粗化至長度達1 μm，厚度為100 nm，有電子衍射斑點標定(見圖7(h))可知，該相為面心立方結(jié)構(gòu)(FCC)，=2.22 nm，與Mg5Gd同構(gòu)，與Mg-RE合金中的相一致。

TEM表征結(jié)果表明，Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金在經(jīng)過225 ℃時效過程中經(jīng)過了4個時效析出序列過程：Mg(S.S.S.S)→″→′→1→，與Mg-Gd系合金析出序列一致[11]。

圖8所示為Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金時效試樣的XRD譜。由圖8可看出，衍射峰隨著時效狀態(tài)的不同發(fā)生明顯變化，除了-Mg基體和Mg(Gd,Y)方塊相衍射峰以外，其他各峰對應(yīng)物相都做了標定，到達24 h時，有明顯的峰值出現(xiàn)，30 h時出現(xiàn)了1的衍射峰值，但還存在部分′相，72 h時，出現(xiàn)物相峰，結(jié)果與TEM表征結(jié)果相同。

2.3.2 時效態(tài)合金的力學性能

圖9所示為固溶后的合金硬度隨時間變化規(guī)律曲線。由圖9可知，合金在225 ℃下具有較為明顯的時效硬化效果。時效初期(0~4 h)，合金硬度增加不明顯；當時間增長到6~18 h時，合金硬度迅速上升，時效時間為20~30 h時，合金硬度顯示出相當長的硬度平臺，24 h左右到達峰值104.4 HBS，之后，隨著時效時間的增長，合金硬度有所下降。利用TEM對合金時效析出行為進行研究，選取時效硬化曲線中的典型的時間點進行研究(4 h、24 h、30 h、72 h)。

表4所示為Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr鑄態(tài)合金經(jīng)過520 ℃、24 h固溶處理，225 ℃時效不同時間后的力學性能，可以看出在時效狀態(tài)下合金的抗拉強度上升，而伸長率與固溶狀態(tài)相比有所下降，在峰時效225 ℃、24 h時，抗拉強度最高，比鑄態(tài)合金高出80 MPa。

Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr鑄態(tài)合金經(jīng)過520 ℃、24 h固溶，225 ℃時效處理，組織和性能發(fā)生改變。時效初期，晶內(nèi)析出″相，合金硬度稍有增加。隨著時效時間的增加，達到峰時效時，晶內(nèi)主要析出相為′相，當合金進入過時效階段時，1相逐漸產(chǎn)生，不斷粗化，消耗了′相而形成平衡相，導致晶內(nèi)的′相體積分數(shù)降低，從而使得合金的硬度下降。

′相能夠顯著提高合金強度是因為它與基體共格、長軸垂直于基面的橢球形狀、和相互鏈接的密集分布、′相周圍的產(chǎn)生應(yīng)變場能夠阻礙位錯的運動[23]?！錂E球呈鏈狀排列，相互交聯(lián)，形成對位錯基面滑移的良好阻礙[24]。

時效初期產(chǎn)生的細小板條狀″相也對合金強化起重要作用，但由于太過細小，容易被位錯切過[23]，所以強化作用有限。過時效階段產(chǎn)生的1相與相，本身尺寸過于粗大，在單個晶體內(nèi)數(shù)量密度有限，其強化作用不如初期的亞穩(wěn)定析出相。

2.3.3 時效態(tài)合金的耐腐蝕性能

圖10所示為不同狀態(tài)下Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金析氫量與浸泡時間的關(guān)系。從圖10中可以看出，熱處理對合金的耐腐蝕性能影響較為明顯。鑄態(tài)合金析氫量最高，平均析氫速率為2.48 mL/(cm2·h)。由于鑄態(tài)合金中的晶界第二相較多，與基體形成電偶腐蝕，-Mg24Y5相和Mg(Gd,Y)相在腐蝕過程中作為陰極相，導致其邊緣的-Mg基體優(yōu)先發(fā)生腐蝕，合金耐腐蝕性能不佳[25]。固溶態(tài)合金的平均析氫速率為0.79 mL/(cm2·h)，合金耐腐蝕性能顯著提高。由于固溶態(tài)合金中晶界Mg24Y5相固溶進鎂基體，陰極相明顯減少，腐蝕原電池的驅(qū)動力降低導致合金的耐腐蝕性能提高。

圖7 Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金的TEM明場像及選區(qū)電子衍射花樣

表4 225 ℃時效不同時間Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金的力學性能

圖8 Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金時效試樣的XRD譜

圖9 Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金時效硬化曲線

225 ℃時效使Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金的耐腐蝕性能繼續(xù)提高。隨著時效時間的延長，合金內(nèi)的析出相發(fā)生變化，影響了合金的析氫速率。時效4 h后，合金基體內(nèi)密集析出尺寸約為15 nm的亞穩(wěn)″相，合金耐腐蝕性能提高，平均析氫速率為0.56 mL/(cm2·h)；時效16 h后，合金內(nèi)彌散析出尺寸約為0.2 μm的亞穩(wěn)′相，″相數(shù)量減少(消失)，合金的耐腐蝕性能下降，平均析氫速率為0.64 mL/(cm2·h)，與時效4 h相比略有上升；時效24 h后，合金達到峰時效狀態(tài)，合金內(nèi)亞穩(wěn)′相數(shù)量達到最高(形狀由彌散的塊狀變成線條狀)，合金的耐腐蝕性能提高，平均析氫速率下降到0.40 mL/(cm2·h)。時效72 h后，合金進入過時效階段，合金內(nèi)大量生成穩(wěn)定第二相，合金耐腐蝕性能提高，平均析氫速率最小，為0.22 mL/(cm2·h)。由時效態(tài)Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金的耐腐蝕性能可知，當鎂基體處于過飽和的熱力學不穩(wěn)定狀態(tài)時，鎂基體中合金元素容易析出，此時析出的第二相為亞穩(wěn)相，合金的耐腐蝕性能較低，當鎂基體中析出穩(wěn)定第二相時，鎂基體處于熱力學相對穩(wěn)定的狀態(tài)，有益于提高鎂合金的耐腐蝕性能提高。

圖10 不同狀態(tài)下Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金析氫量與浸泡時間的關(guān)系

3 結(jié)論

1) Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr鑄態(tài)合金顯微組織主要由-Mg、-Mg24Y5、富Zr顆粒和Mg(Gd,Y)方塊相組成。

2) Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金固溶組織演變過程為：-Mg+-Mg24Y5相+Mg(Gd,Y)→過飽和-Mg固溶體+Mg(Gd,Y)相。時效析出序列為Mg (S.S.S.S)→″→′→1→，主要時效增強相為′相。

3) Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金在520 ℃、24 h固溶后力學性能增強，常溫抗拉強度為181.6 MPa，伸長率為6.1%；200 ℃、24 h處理后，抗拉強度為169.1 MPa，伸長率為6.5%；經(jīng)過225 ℃、24 h時效處理后，常溫抗拉強度為231.3 MPa，伸長率為3.4%；200 ℃、24 h處理后，抗拉強度為210.5 MPa，伸長率為3.9%。

4) 時效熱處理提高Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr合金的耐腐蝕性能。時效初期，鎂合金析出亞穩(wěn)第二相″和′，基體處于熱力學不穩(wěn)定狀態(tài)，合金的耐腐蝕性能較低，當鎂基體中析出穩(wěn)定第二相時，鎂基體處于熱力學相對穩(wěn)定的狀態(tài)，此時平均析氫速率最小，為0.22 mL/(cm2·h)，合金的耐腐蝕性能最強。

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(編輯 李艷紅)

Microstructure evolution and performance of Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr alloy during heat treatment

FENG Yan, LI Xiao-geng, WANG Ri-chu, PENG Chao-qun

(School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

The effects of heat treatments on the microstructures and properties of the Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr alloy were studied. The cast Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr alloy consists-Mg, Mg(Gd,Y) second phases and eutectic phases of Zr-rich particle phase and-Mg24Y5reticular. After solid solution treatment at 520℃ for 24 h, the microstructure evolution of the alloy follows this sequence,-Mg+-Mg24Y5phase + Mg(Gd,Y)→oversaturated-Mg solid solution +Mg(Gd,Y) phase. After aged at 225 ℃, the second phases in the Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr alloy precipitate following this sequence, Mg(S.S.S.S)→″(DO19)→′(CBCO)→1(FCC)→(FCC). The peak aging state occurs when the alloy is aged at 225 ℃ for 24 h. The room temperature tensile strength gets 231 MPa and the elongation rate gets 3.4%, respectively. Moreover, aging treatment improves the corrosion resistance of the alloy. After aged at 225 ℃ for 72 h, stable(FCC) phase precipitates in the Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr alloy, which express the best corrosion resistance. The lowest average hydrogen precipitation rate is 0.22 mL/(cm2·h).

Mg-8Gd-3Y-1Nd-0.5Zr alloy; solid solution treatment; microstructure; mechanical property; precipitation sequence

Project(2015JC3004) supported by the Science and Technology Plan Projects of Hunan Province, China; Project(2016JJ2147) supported by the National Science Foundation of Hunan Province, China

2016-04-20; Accepted date: 2017-01-11

WANG Ri-chu; Tel: +86-731-88836638; E-mail: rcwcsu@163.com

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.09.05

1004-0609(2017)-09-1794-09

TG146

A

湖南省科技計劃項目(2015JC3004)；湖南省自然科學基金項目(2016JJ2147)

2016-04-20；

2017-01-11

王日初，教授，博士；電話：0731-88836638；E-mail：rcwcsu@163.com