Mg-Gd-Y-Zr合金熱軋板材的粗晶超塑性行為與微結構

李 理，張新明，周 楠，唐昌平，鄧運來

(1. 中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083；2. 湖南工學院 機械工程系，衡陽 421008)

Mg-Gd-Y-Zr合金熱軋板材的粗晶超塑性行為與微結構

李 理1,2，張新明1，周 楠1，唐昌平1，鄧運來1

(1. 中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083；2. 湖南工學院 機械工程系，衡陽 421008)

對初始晶粒度為66 μm的軋制板材在不同溫度和不同變形速率下進行超塑性拉伸實驗，研究Mg-Gd-Y-Zr合金粗晶熱軋板材的超塑性行為與微結構特征。在溫度為435 ℃、應變速率為5×10-4s-1的變形條件下獲得的最大伸長率為 380%，應變速率敏感系數為 0.56。合金的表觀變形激活能高于鎂的晶界擴散激活能或晶格擴散激活能；合金的超塑性變形機制為晶格擴散控制的位錯協調晶界滑動機制。微結構分析結果表明：第二相釘軋晶界，較軟的不規則塊狀的β相承受了部分塑性變形。

Mg-Gd-Y-Zr合金；熱軋；第二相；超塑性變形行為；微結構

金屬板材成形是制造薄壁輕質產品的加工方法。鎂合金結構材料由于具有較高的比強度，在交通運輸工具輕量化等方面具有很大的應用潛力[1]。已有研究表明，在鎂中添加Gd以及其他稀土元素(RE)，通過固溶強化與析出強化可使鎂合金的耐熱性能(200～300 ℃)顯著提高[2-5]。這種良好的力學性能滿足相關領域耐熱零部件的性能要求。

近年來，超塑性成形(SPF)技術已應用于成形復雜形狀的鎂合金零件，其力學性能及可靠性明顯優于一般鑄造件[6-8]。稀土鎂合金中的稀土元素大部分存在于第二相中，稀土對超塑性的影響是雙方面的。分布于晶界的第二相具有穩定細晶組織的作用，對超塑性變形有利；同時，稀土第二相也阻礙超塑性變形時晶界的滑動，對進一步的超塑性變形不利。馬洪濤等[9]對加工態的MB26研究表明：超塑性變形機制是位錯運動與擴散蠕變協調下的晶界滑動機制，變形初期的動態再結晶(DRX)對獲得微細等軸晶粒起重要作用。WATANABE[10]研究了WE43合金的超塑性變形行為，認為強化相界面上幾乎無應力集中，超塑性機制是晶界滑動控制下的強化相界面通道協調機制。大量關于AZ系列SPF研究工作[11-14]表明：鎂合金在超塑變形過程中易發生 DRX。TAN等[15]發現 AZ31合金在超塑變形時發生連續動態再結晶(CDRX)，首先由位錯胞轉變為亞晶界，再由亞晶界不斷吸收位錯轉變成大角度晶界，而且不需要額外的沉淀相顆粒作為形核中心。

關于Mg-Gd-X合金超塑性變形的研究尚不系統；向鎂中添加稀土元素(如 Gd)后，過飽和的 Mg-Gd-X合金的析出序列為β″相→β″相→β1相→β相[2-5]，析出相對Mg-Gd-X合金的超塑變形及DRX的影響尚不清楚。為此，本文作者在對 Mg-Gd-Y-Zr合金軋制板材的超塑性變形機制進行研究，分析 Mg-Gd-Y-Zr合金中的第二相對超塑性變形的影響。

1 實驗

實驗合金為Mg-9.0Gd-4.0Y-0.4Zr合金(質量分數，%)。合金鑄錠經(520 ℃, 8 h)均勻化處理(圖1)后，平均晶粒尺寸為200 μm，在350 ℃下軋制成板材。每道次的下壓量小于10%，道次間的退火工藝為(500 ℃,15 min)。從初始厚度為4 mm的鑄錠軋至1.3 mm的板材，軋輥以汽油噴燈加熱。高溫拉伸試樣直接從軋制板材上以電火花線切割切取，標距長為10 mm、跨度為3.5 mm，拉伸方向平行于軋向。高溫拉伸實驗在配備有電阻爐的 MTS萬能試驗機上進行，夾頭兩端及試樣標距內安置靈敏的鉑銠合金熱電偶，數字溫控儀保證3處的溫度差不超過2 ℃。

圖1 均勻化處理的Mg-9.0Gd-4.0Y-0.4Zr合金鑄錠的金相組織Fig.1 Optical photograph of homogenized Mg-9.0Gd-4.0Y-0.4Zr billet

為了研究實驗合金的超塑性變形機制，在恒應變速率下進行拉伸實驗，測定應變速率敏感系數(m)。應變速率為 1×10-4～1×10-2s-1，溫度為 400～500 ℃。樣品在實驗溫度下保溫1 800 s后開始拉伸。樣品拉斷后，空冷進行微觀組織觀察。

XJP-6A金相顯微鏡(OM)用來對晶粒結構進行分析；用KYKY2800掃描電子顯微鏡(SEM)對第二相形貌進行觀察；D/Max2500型 X射線衍射儀(XRD)與Genesis 60S能譜儀(EDS)用來確定第二相組成與成分；JEM2100透射電子顯微鏡(TEM)進行微觀組織分析，TEM樣品的膜面平行于拉伸方向，用離子減薄法獲得薄區。

2 結果與分析

2.1 超塑性行為

經拉伸變形后試樣的流變應力與伸長率隨應變速率的變化如圖2所示。由圖2可看出，板材在溫度為435 ℃，應變速率為5×10-4s-1的條件下，獲得380%的最大伸長率。

由圖 2(a)可以看出，流變應力隨應變速率的增加而上升。σ—ε˙的關系曲線在對數坐標上呈現出常見的“S”形，S曲線的斜率即為m(應變速率敏感系數)，定義為

在各種實驗條件下，m的范圍為0.14～0.56。m越大，抗縮頸發展的能力越好，伸長率越大。

在圖2(b)中，伸長率隨應變速先增加后減少，最大伸長率對應于較高的m (0.56)。

2.2 軋制板材的微觀組織

圖 3所示為軋制板材的金相組織。由圖 3可看出，與均勻化處理后的鑄錠組織相比，軋制板材的平均晶粒尺寸為66 μm。測量方法按照d=1.74L(其中，L為軋面上的晶粒平均截線長度)，統計晶粒的數量為1 000個。經過多道次軋制及中間退火后，軋制板材中出現大量形變孿晶及部分再結晶晶粒。

圖4所示為軋制板材在435 ℃靜態退火的晶粒尺寸演變。由圖4可看出，在435 ℃保溫約2.5 h后，晶粒尺寸僅僅長大至 74 μm，長大速度遠遠低于 AZ或ZK系列鎂合金的。

圖2 拉伸變形后試樣的流變應力與伸長率隨應變速率的變化Fig.2 Changes of flow stress (a) and elongation-to-failure (b)with strain rate for deformed specimens

圖3 Mg-9.0Gd-4.0Y-0.4Zr合金熱軋板的金相組織Fig.3 Optical photograph of rolled Mg-9.0Gd-4.0Y-0.4Zr sheet

圖4 Mg-9.0Gd-4.0Y-0.4Zr合金軋制板材在 435 ℃靜態退火的晶粒尺寸演變Fig.4 Grain size evolution of rolled Mg-9.0Gd-4.0Y-0.4Zr sheet after static annealing at 435 ℃

圖5 所示為均勻化處理后鑄錠及軋制板材的SEM像。圖 5(a)顯示，均勻化處理后在晶界與晶內依然存在少量1～2 μm的第二相粒子(標記為Ⅰ)。圖5(b)中存在 2種形貌的粒子：一種為圓形粒子(標記為Ⅱ)，另一種為方形粒子(標記為Ⅲ)。表 1中的相應能譜分析(EDS)顯示，圓形粒子富含Zr元素。由于Zr與Gd和Mg均不反應，因此，圓形粒子為Zr核；方形相與鑄錠中第二相(標記為I)都富含Gd、Mg與Gd，其平均原子含量比為76.13∶24.32，由此可以確定該富Gd相為Mg3Gd[16]，它的存在將提高合金的耐熱性能。這些第二相均是在熔鑄時產生的結晶相[5]。

圖 5 Mg-9.0Gd-4.0Y-0.4Zr合金均勻化處理后的鑄錠(a)與軋制板材(b)的SEM像Fig.5 SEM images of homogenized Mg-9.0Gd-4.0Y-0.4Zr billet (a) and sheet after repeating rolling (b)

表1 EDS鑒定的圖5與圖6中的第二相化學成分Table1 Corresponding compositions of second phases identified by EDS in Figs.5 and 6 (mass fraction, %)

2.3 試樣拉伸后的微觀組織

圖6所示為試樣在435 ℃、5×10-4s-1拉斷后的SEM像。由圖6可看出，相對于初始板材及試樣夾頭，標據內的基體晶粒明顯細化(12 μm)且為等軸狀，晶界明顯寬化，在晶界及晶內出現了大量的第二相。由于試樣夾頭的晶粒結構僅受到熱影響未受到應變的影響，而標距內的晶粒結構既受到熱影響又受到應變的影響，因此，標據內晶粒細化是DRX的結果。

圖6 試樣在溫度為435 ℃、應變速率為5×10-4 s-1的條件下拉伸后的SEM像Fig.6 SEM images of Mg-Gd-Y-Zr rolling sheet stretched under conditions of 435 ℃ and 5×10-4 s-1: (a) Gauge of specimen; (b) Grip of specimen

圖5 與圖6中的第二相的EDS成分鑒定結果列于表1中。其中，多數第二相是與Ⅳ處成分接近的白色不規則塊狀相，運用化學計量方法，分析5處白色不規則塊狀相的成分，Mg與(Gd+Y)的平均物質量比為5.03∶1，可以確定不規則塊狀相為 Mg5(Gd, Y)，即 β相[16]；拉伸后，存在從β相析出的Mg2Y3Gd2(Ⅴ處)[17]；此外，依然存在結晶相Mg3Gd(Ⅵ處)。

圖7所示的XRD掃描結果顯示：拉伸后的譜線中β的小峰(標記為“●”)數量明顯增加，可知析出了大量的β相，這與SEM分析結果一致。

圖7 試樣的XRD譜Fig.7 XRD patterns of rolled sheet (a) and specimen tested at 435 ℃ and 5×10-4 s-1 (b)

圖8 所示為試樣在435 ℃、5×10-4s-1的條件下拉斷后的TEM像。在圖8(a)中，觀察到晶界(GB)及亞晶界(SGB)被第二相粒子釘扎在圖8(b)中，觀察到晶內殘存位錯的條狀再結晶晶粒形成于第二相粒子之間。再結晶晶粒中存在位錯說明再結晶的過程是連續動態再結晶[18]。

從圖8(c)中清楚地看到β相中存在大量位錯網，這說明β相也參與了變形。圖8(c)中的小圖為β相選區電子衍射照片，入射束平行于β相的[1 12]晶帶軸。可以看到，β相中又有新相析出，新析出相可能為Mg2Y3Gd2相[17]。

3 討論

圖8 試樣在溫度為435 ℃、應變速率為5×10-4 s-1的條件下拉伸后的TEM像Fig.8 TEM images of fractured specimen tested at 435 ℃ and 5×10-4 s-1: (a) Grain boundary and subgrain boundary pinned by second phases; (b) Strip recrystallized grain developed between second phases; (c) Dislocation network within β phase and electron diffraction pattern of selected area of β phase with zone axis parallel to [1 12]β

在435 ℃與5×10-4s-1的條件下拉伸，m值約為0.5(圖 1(b))以及拉斷后的等軸晶粒(圖 6(a))都證明晶界滑動(GBS)在變形中起到決定作用[19]。晶界滑動出現在許多鎂合金的超塑性變形中[20]。晶界滑動依靠擴散控制的位錯運動來協調[21]。當表觀變形激活能(Q)等于晶格擴散激活能(QL)時，GBS是由晶格擴散控制的；當表觀變形激活能等于晶界擴散激活能(QGb)時，GBS是由晶界擴散控制的[21]。圖 9所示為根據式(2)計算的表觀變形激活能[22]：

式中：σ為穩定流動應力；N為應力因子(N=1/m)；R與T分別為氣體常數與熱力學溫度。激活能的計算結果為 222 kJ/mol，遠高于鎂的 QGb(75 kJ/mol)與QL(134 kJ/mol)[23]，這與晶界及晶內大量分布的稀土化合物有關。Ball-Hutchison提出的位錯協調晶界滑動模型認為：GBS會在三叉晶界處或晶界弓出處受阻，而位錯的滑移(攀移)及后續位錯的塞積可以使GBS克服阻礙繼續進行。當晶界及晶內存在第二相時，晶界滑動受阻，位錯易在相界處塞積，此時會出現2種情況：其一，當溫度足夠高時，第二相軟化并發生變形(圖8(c))；其二，當第二相強度較高時，位錯依靠擴散在相界處攀移產生相界滑動[10]或湮滅于相界的空洞處。這些情況都將消耗更多的能量，致使變形激活能大幅提高。

圖9 軋制態Mg-Gd-Y-Zr合金的超塑性變形的表觀變形激活能曲線(ln(σ) vs 1/T))Fig.9 Apparent activation energy curve of ln(σ) vs 1/T in superplastic deformation of rolled Mg-Gd-Y-Zr sheet

Mg-Gd-Y-Zr合金板材的組織中有的第二相都是熱穩定相(Zr核與富稀土相)。第二相對晶界或亞晶界有強烈的釘扎作用(圖8(a))。因此，第二相抑止晶粒的長大，以至于在歷經約2.5 h的高溫加熱后晶粒長大并不顯著(圖4)。

β相的熔點約為658 ℃，在435 ℃下的高溫拉伸過程中，β相已經開始軟化，而且明顯變形(圖8(c))，說明相界上的應力集中容易得到松弛，而且變形從基體轉移至β相中。

4 結論

1) 在溫度為435 ℃、應變速率為5×10-4s-1的條件下，獲得材料的最大伸長率為380%，相應的m值為0.56。

2) Mg-Gd-Y-Zr合金軋制板材的超塑性表觀變形激活能為222 kJ/mol，變形主導機制為晶格擴散控制的位錯協調晶界滑動。

3) 拉伸過程中析出大量的塊狀 β相，硬度較低的β相松弛了應力集中并且變形從基體轉移至β相中。

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Coarse-grained superplastic behavior and microstructural characterization of Mg-Gd-Y-Zr hot-rolled sheet

LI Li1,2, ZHANG Xin-ming1, ZHOU Nan1, TANG Chang-ping1, DENG Yun-lai1
(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;2. Department of Mechanical Engineering, Hunan Institute of Technology, Hengyang 421008, China)

The superplastic behavior and microstructural characteristics of coarse-grained Mg-Gd-Y-Zr rolled sheet with initial grain size of 66 μm were investigated systematically, the tensile tests at various temperatures and strain rates were conducted. The results show that the sheet exhibits a maximum elongation of 380% and a sensitivity coefficient of strain rate of 0.56 at 435 ℃ and 5×10-4s-1. The apparent activation energy of this alloy is larger than the diffusion activation energy of grain bound or lattice diffusion energy of Mg. The superplastic behavior is attributed to grain boundary sliding accommodated by dislocation motion assisted by lattice diffusion. It is suggested from microstructural analysis results that the second phases exhibit significant effect of pinning grain boundaries, and that β phase deforms and the strain partly transfers from the matrix to the β phase.

Mg-Gd-Y-Zr alloy; hot rolling; second phase; superplastic behavior; microstructure

TG 146.2

A

1004-0609(2010)03-0390-07

國家重點基礎發展計劃資助項目(5311001E)

2009-05-19；

2009-10-12

張新明，博士生導師，教授；電話：0731-88830265；E-mail: zmzhang_cn@yahoo.cn

(編輯 楊 華)