田凱凱， 李全安,2， 陳曉亞,2， 梅婉婉， 陳培軍， 李向宇， 譚勁峰

(1. 河南科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 河南 洛陽 471023；2. 有色金屬新材料與先進(jìn)加工技術(shù)省部共建協(xié)同創(chuàng)新中心， 河南 洛陽 471023；3. 洛陽晟雅鎂合金科技有限公司， 河南 洛陽 471921；4. 洛陽銅加工集團(tuán)有限責(zé)任公司， 河南 洛陽 471003；5. 中鋁洛陽銅加工有限公司， 河南 洛陽 471003)

鎂合金作為“21世紀(jì)綠色工程材料”，在滿足綠色環(huán)保要求的基礎(chǔ)上，還具有高比剛度和比強(qiáng)度、優(yōu)異的彈性模量、良好的阻尼性、導(dǎo)熱性和鑄造性能等諸多優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、汽車裝備及電子通訊產(chǎn)業(yè)具有廣闊的應(yīng)用前景[1-2]。與鋁合金和鋼鐵等結(jié)構(gòu)材料相比，鎂合金的輕量化特征更為明顯，資源更加豐富，然而由于其絕對強(qiáng)度低、變形加工困難、高溫抗蠕變性能及耐蝕性差等問題，嚴(yán)重阻礙了鎂合金的大規(guī)模應(yīng)用[3-4]。近年來，長周期堆垛有序結(jié)構(gòu)(LPSO)引起了人們廣泛關(guān)注，LPSO結(jié)構(gòu)具有顯著的強(qiáng)韌性，在增強(qiáng)鎂合金強(qiáng)度的同時還能保證其具有較好的塑性，其形狀和數(shù)量可通過RE/Zn的添加比例、合金的凝固條件和熱處理工藝進(jìn)行調(diào)控，這為改善鎂合金的組織性能提供了新方法[4-6]。

自Luo等[7]在研究Mg-Zn-Zr-RE合金中首次發(fā)現(xiàn)18R-LPSO結(jié)構(gòu)以來，含LPSO結(jié)構(gòu)的Mg-RE-Zn合金成為國內(nèi)外學(xué)者的研究熱點(diǎn)，并陸續(xù)發(fā)現(xiàn)了垂直于(0002)α-Mg基面，具有不同堆疊序列的6H、10H、14H、18R和24R的LPSO結(jié)構(gòu)[1,4-5,8]，Kawamura等[9]將不同類型LPSO結(jié)構(gòu)分為兩類：第一類LPSO結(jié)構(gòu)在凝固過程中作為第二相沿晶界形成；第二類LPSO結(jié)構(gòu)在高溫?zé)崽幚磉^程中從α-Mg基體中析出。Wu等[10]研究了LPSO結(jié)構(gòu)形貌對Mg-10Gd-1Zn-0.5Zr合金力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)沿晶界分布的塊狀LPSO結(jié)構(gòu)對力學(xué)性能影響較小，而基體內(nèi)析出的片狀LPSO結(jié)構(gòu)降低了合金塑性。Wang等[11]通過熱處理和微合金化等手段調(diào)控Mg-Gd-Y-Zn-Mn合金中LPSO結(jié)構(gòu)的種類、含量以及形態(tài)，發(fā)現(xiàn)層片狀LPSO結(jié)構(gòu)可顯著提高合金的強(qiáng)度，而塊狀LPSO結(jié)構(gòu)有利于合金塑性的提升，且層片狀LPSO結(jié)構(gòu)越細(xì)小致密，合金強(qiáng)度提升越明顯。Li等[12]對Mg-7Gd-3Y-1Nd-1Zn-0.5Zr合金的顯微組織進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)高溫?zé)崽幚砜稍诰Ы缂熬Ы绺浇纬蓧K狀LPSO結(jié)構(gòu)，而低溫有利于在α-Mg晶粒內(nèi)形成針狀LPSO結(jié)構(gòu)，進(jìn)一步研究發(fā)現(xiàn)這兩種形態(tài)的LPSO結(jié)構(gòu)均為14H-LPSO相，且固溶后爐冷會使塊狀LPSO結(jié)構(gòu)分解。曾小勤等[13]對Mg-Gd-Zn-Zr合金中LPSO結(jié)構(gòu)和時效相進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)合金經(jīng)固溶和時效處理后性能有明顯改善，晶內(nèi)、晶界處LPSO結(jié)構(gòu)和時效相復(fù)合強(qiáng)化是合金性能提高的主要原因。

以上研究表明，合金成分、熱處理工藝不同，合金中組織變化以及對力學(xué)性能的影響也存在明顯的差別，為進(jìn)一步豐富Mg-Gd-Y系合金體系，本文以Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金為研究對象，對合金進(jìn)行固溶和時效處理，研究合金鑄態(tài)、固溶態(tài)、時效態(tài)組織變化及其對力學(xué)性能的影響等，討論力學(xué)性能強(qiáng)化機(jī)理，以期為開發(fā)新型輕質(zhì)高性能鎂合金提供一定的理論指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)所用原材料有純鎂錠(99.98%)、純鋅顆粒、中間合金Mg-30Gd、Mg-30Y和Mg-30Zr(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)。合金熔煉在型號為ZGJL0.01-40-4的中頻電磁感應(yīng)爐中進(jìn)行，熔煉采用剛玉坩堝，熔煉和澆鑄過程中持續(xù)通入體積比為99∶1的CO2和SF6混合氣體進(jìn)行保護(hù)。在熔煉時將純鎂塊、Mg-30(Gd/Y)、Mg-30Zr和純鋅顆粒依次加入，待合金完全熔化后在750 ℃保溫5 min，然后澆注到預(yù)熱200 ℃的鋼制模具中。將熔煉所得合金在箱式電阻爐中進(jìn)行固溶和時效處理。固溶工藝為500 ℃×10 h，時效工藝為225 ℃×12 h。

采用Zeiss Axio Vert A1光學(xué)顯微鏡(OM)和配有能譜儀(EDS)的JSM-7800F掃描電鏡(SEM)對合金不同區(qū)域的元素組成、顯微組織以及拉伸斷口形貌進(jìn)行觀察分析，采用D8 Advance型X射線衍射儀(XRD)對合金物相進(jìn)行分析，采用SHIMADZU AG-I 250 KN萬能試驗(yàn)機(jī)對不同狀態(tài)合金力學(xué)性能進(jìn)行測試，拉伸速率為1 mm/min。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖1為不同熱處理狀態(tài)Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的XRD圖譜。從圖1可以看出，合金鑄態(tài)、固溶態(tài)和時效態(tài)組織均由α-Mg基體、Mg5(Gd, Y, Zn)相和LPSO結(jié)構(gòu)組成。經(jīng)過固溶、時效處理后，合金中Mg5(Gd, Y, Zn)相對應(yīng)的衍射峰強(qiáng)度增加，表明固溶、時效處理后合金中Mg5(Gd, Y, Zn)相的含量增多。

圖1 不同熱處理狀態(tài)Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的XRD圖譜Fig.1 XRD patterns of the Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr alloy with different heat treatments

圖2為Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的光學(xué)顯微組織。鑄態(tài)合金組織由α-Mg基體、晶內(nèi)粗大的層片相、晶界處的塊狀相和黑色顆粒狀相組成(見圖2(a))。根據(jù)文獻(xiàn)[14-16]并結(jié)合圖1的XRD分析結(jié)果可知，晶界處黑色顆粒狀相為Mg5(Gd, Y, Zn)相，該相在晶界處偏聚；晶內(nèi)粗大的層片相和晶界處的塊狀相為LPSO結(jié)構(gòu)。與鑄態(tài)組織相比，合金固溶后的組織發(fā)生了明顯變化，從圖2(b)可以看出，晶內(nèi)粗大的層片相消失，出現(xiàn)了針狀的LPSO結(jié)構(gòu)，在基體中還發(fā)現(xiàn)一些分布較為均勻的黑色方塊狀顆粒，結(jié)合XRD圖譜分析可知，這些方塊狀顆粒為Mg5(Gd, Y, Zn)相。合金經(jīng)時效處理后的顯微組織如圖2(c)所示，能夠清晰地觀察到合金晶界，晶界處仍有許多塊狀LPSO結(jié)構(gòu)。

圖2 不同熱處理狀態(tài)Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的光學(xué)顯微組織(a)鑄態(tài)；(b)固溶態(tài)；(c)時效態(tài)Fig.2 Optical microstructure of the Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr alloy with different heat treatments(a) as-cast; (b) solution treated; (c) aged

圖3為Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的SEM組織形貌，表1為圖3中不同區(qū)域的EDS分析結(jié)果。從圖3(a)可以觀察到，鑄態(tài)合金的基體周圍分布著大量灰色的塊狀LPSO結(jié)構(gòu)以及較少的亮白色團(tuán)簇共晶相，并且這些團(tuán)簇共晶相附著在塊狀LPSO結(jié)構(gòu)之間，而層片狀LPSO結(jié)構(gòu)相對較少。固溶處理后的SEM組織如圖3(b)所示，針狀LPSO結(jié)構(gòu)分布在晶界處的塊狀LPSO結(jié)構(gòu)周圍，并向晶內(nèi)生長，這與文獻(xiàn)[12,14]描述的14H-LPSO結(jié)構(gòu)一致；此外，鑄態(tài)合金中亮白色的團(tuán)簇共晶相消失，另一種較小的亮白色方塊狀Mg5(Gd, Y, Zn)相分布在塊狀和針狀LPSO結(jié)構(gòu)周圍。合金經(jīng)時效處理后的SEM組織如圖3(c)所示，與固溶態(tài)相比，時效態(tài)合金中LPSO結(jié)構(gòu)含量更多且分布更加均勻。根據(jù)表1的EDS分析結(jié)果可知，鑄態(tài)、固溶態(tài)以及時效態(tài)合金中，塊狀LPSO結(jié)構(gòu)中的稀土(Gd、Y)含量分別為7.05%、6.78%和6.10%，固溶和時效態(tài)合金中亮白色方塊狀Mg5(Gd, Y, Zn)相的稀土(Gd、Y)含量較高，分別達(dá)到66.10%和62.81%?？梢?，經(jīng)固溶處理和時效處理后，塊狀LPSO結(jié)構(gòu)中稀土元素的含量有微量減少，說明塊狀LPSO結(jié)構(gòu)在固溶和時效過程中發(fā)生了部分溶解；亮白色方塊狀Mg5(Gd, Y, Zn) 相在固溶處理過程中產(chǎn)生，且在時效后仍保持較高的稀土含量，表明Mg5(Gd, Y, Zn)相為高溫穩(wěn)定相，這與文獻(xiàn)[9，16]的描述一致。

圖3 不同熱處理狀態(tài)Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的SEM組織(a)鑄態(tài)；(b)固溶態(tài)；(c)時效態(tài)Fig.3 SEM microstructure of the Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr alloy with different heat treatments(a) as-cast; (b) solution treated; (c) aged

表1 圖3中各標(biāo)注點(diǎn)的EDS分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)

2.2 力學(xué)性能與強(qiáng)化機(jī)制

不同狀態(tài)Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的力學(xué)性能測試結(jié)果如圖4所示，UTS、YS和EL分別表示最大抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率。鑄態(tài)合金最大抗拉強(qiáng)度和伸長率僅有187.96 MPa、8.48%，合金經(jīng)固溶處理后的最大抗拉強(qiáng)度和伸長率分別提高到223.26 MPa和13.33%。進(jìn)一步時效處理后，合金的最大抗拉強(qiáng)度達(dá)到241.93 MPa，伸長率為13.91%。固溶和時效處理明顯提高了合金的強(qiáng)度和伸長率。與鑄態(tài)合金相比，固溶態(tài)和時效態(tài)合金的最大抗拉強(qiáng)度分別提高了18.78%和28.71%，伸長率分別提高了57.19% 和64.03%。

圖4 不同熱處理狀態(tài)Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的室溫力學(xué)性能Fig.4 Mechanical properties at room temperature of the Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr alloy with different heat treatments

圖5為Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金拉伸斷口形貌。由圖5(a)可知，鑄態(tài)合金拉伸斷口具有大量的撕裂棱。與鑄態(tài)合金相比，固溶態(tài)合金和時效態(tài)合金的斷口形貌仍具有大量的撕裂棱和解理刻面，且固溶態(tài)合金斷口上的解理刻面比時效態(tài)大(見圖5(b，c))。不同狀態(tài)合金的拉伸斷口形貌均以脆性斷裂為主。

圖5 不同熱處理狀態(tài)Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的拉伸斷口形貌(a)鑄態(tài)；(b)固溶態(tài)；(c)時效態(tài)Fig.5 Tensile fracture morphologies of the Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr alloy with different heat treatments(a) as-cast; (b) solution treated; (c) aged

稀土元素Gd和Y的原子半徑分別為0.179 nm和0.178 nm，與Mg(原子半徑0.160 nm)原子尺寸相差不大，兩者在鎂中的最大固溶度分別為23.3%、12.0%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，且隨溫度降低，固溶度顯著降低[17-18]。在固溶過程中，溶質(zhì)原子Gd和Y溶入合金基體中形成置換固溶體，由于與Mg存在原子半徑和彈性模量上的差異，導(dǎo)致原來規(guī)則排列的晶格發(fā)生不同程度的畸變，當(dāng)位錯經(jīng)過畸變區(qū)域時會使其運(yùn)動受阻[19]，起到固溶強(qiáng)化的作用，進(jìn)而提高了合金強(qiáng)度；時效處理時，Gd和Y在鎂中的固溶度急劇下降，從過飽和固溶體中析出后形成具有較高強(qiáng)度和硬度的第二相，彌散分布在基體和晶界，這些彌散分布的第二相可有效釘扎位錯，起到時效強(qiáng)化的作用，從而導(dǎo)致合金強(qiáng)度增加。此外，固溶和時效處理使合金中的稀土元素分布更加均勻，減小了晶界處的應(yīng)力集中，也有利于合金性能的提升。

結(jié)合圖3的組織分析可知，鑄態(tài)合金塑性較差的主要原因是鑄態(tài)合金中第二相聚集在能量較為混亂的晶界處，在拉伸過程中應(yīng)力在晶界處集中，形成裂紋源，最終造成試樣斷裂。經(jīng)固溶處理后，合金中大部分第二相溶入基體中形成方塊相，方塊相和針狀LPSO結(jié)構(gòu)均可有效地釘扎位錯，阻礙位錯運(yùn)動，提高合金的強(qiáng)度，而晶界處的塊狀LPSO結(jié)構(gòu)不僅可以有效阻礙位錯在晶界處移動，還能釘扎晶界，抑制晶界滑動，提高合金的強(qiáng)韌性。時效處理使合金中的LPSO結(jié)構(gòu)含量增多且分布更加均勻，使LPSO結(jié)構(gòu)的強(qiáng)化效果更明顯，因此，時效后合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率進(jìn)一步提高。

3 結(jié)論

1) Mg-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金鑄態(tài)、固溶態(tài)和時效態(tài)組織均由α-Mg基體、Mg5(Gd, Y, Zn)相和LPSO相組成，固溶處理促進(jìn)了Mg5(Gd, Y, Zn)相和針狀LPSO結(jié)構(gòu)的析出，時效使LPSO結(jié)構(gòu)的含量增加且分布更加均勻。

2) 固溶和時效處理可明顯提高M(jìn)g-8Gd-3Y-1.5Zn-0.6Zr合金的力學(xué)性能。合金經(jīng)固溶和時效處理后的最大抗拉強(qiáng)度由鑄態(tài)的187.96 MPa提高到241.93 MPa，提高了28.71%，伸長率由鑄態(tài)的8.48%提高到13.91%，提高了64.03%。