不同固溶溫度對Mg-10.5Gd-1.0Y-1.0Zn-0.5Zr鎂合金顯微組織和力學性能的影響

鐘羅喜，楊明波，袁 淑，張 奇，李林峰

(重慶理工大學 材料科學與工程學院， 重慶 400054)

鎂合金作為市場上最輕的金屬結構材料，還擁有較高的比強度、比剛度，優(yōu)異的鑄造加工性能、阻尼降噪減震和電磁屏蔽性能，因此是僅次于鋼鐵和鋁合金后又一大新型的合金類型，在航空航天領域應用比較廣泛[1-4]。為了提高鎂合金的強度，往往采用最常用的方式即對試驗合金進行熱處理，因為在熱處理過程中可以有效地阻礙位錯運動，在溫度升高時防止基面滑移[5-7]。在所有的Mg-RE合金中，Mg-Gd-Y-Zr系列合金顯得尤為突出。Kawamura等[8]研究發(fā)現，Mg97Y2Zn1合金隨著固溶處理的進行展現的屈服強度能夠達到610 MPa，而室溫延伸率只有5%。之所以固溶處理后能夠改變合金的組織和性能，是因為：(1)合金在固溶處理過程中會產生長周期有序堆垛結構(LPSO相)，其在固溶處理過程中比較容易形成，例如在Mg-RE-Zn合金中[9-10]，隨著溫度的升高，合金中的LPSO相能夠提高合金的性能[11-12]。但是目前對于這種LPSO相的研究還不是特別成熟。(2)試驗合金在固溶處理過程中，合金的一些共晶相會更加的細小且沿著晶界彌散分布，例如Mg24Y5和Mg5Gd相[13-14]。基于以上的理論研究基礎，試驗Mg-10.5Gd-1.0Y-1.0Zn-0.5Zr鎂合金隨著固溶處理勢必會改善其力學性能。因此，本文通過在12 h保溫時間下，分別采用460、480、500 ℃固溶溫度，比較相互之間的金相顯微組織、相組成和力學性能，同時與鑄態(tài)形成對比，最終確定相對較佳的固溶溫度，也為后續(xù)開發(fā)Mg-Gd-Y-Zn-Zr基高強鑄造鎂合金的熱處理工藝提供理論依據。

1 試驗材料及試驗方法

Mg-10.5Gd-1.0Y-1.0Zn-0.5Zr試驗合金以純Mg、純Zn(≥99.99%)和Mg-24.75%Gd、Mg-19.44Y和Mg-27.80%Zr(質量分數)作為原材料來進行熔煉，在熔煉過程中，最重要的控制因素是燒損率，同時還要考慮合金在熔煉過程的夾雜和商用價值等因素，因此稀土元素的加入均為中間合金的形式。試驗合金在SG2-7.5-12A型井式坩堝電阻爐中熔煉，熔煉之前首先要對爐體進行烘熱處理，溫度大約控制在400 ℃，以防止爐體在濕冷的環(huán)境中突然升溫燒斷電阻絲，然后將坩堝放入電阻爐中加熱，升溫至500 ℃，等待坩堝燒紅即可。先放入純Mg綻子，將溫度設置為720 ℃，等待純Mg全部融化后依次放入中間合金和純Zn，這時需將溫度升高至760 ℃，待所有合金全部融化后進行順時針來回攪拌，同時通入SF6(體積分數為1%)和CO2(體積分數為99%)保護氣體，關閉爐蓋靜置5 min，再將已經加熱的鎂合金專用精煉劑塞入鐘罩中對合金熔體進行除渣處理，將溫度降至720 ℃，靜置10 min，再注入已經預熱的金屬模具中，注入時應將坩堝懸空倒入，凝固后應該迅速開模取樣。先將鑄綻坯子線切割制成標準的拉伸棒，其次盡量在樣品芯部取樣。取5～10 mg打磨干凈的樣品裝入Al2O3坩堝中做DSC熱分析，樣品溫度為700 ℃，保溫時間5 min，升溫速率10 ℃/min，儀器型號為耐馳STA449F3型；試樣的熱處理設備為SX-G02103型熱處理爐，溫度設定分別為460、480、500 ℃，保溫時間均為12 h，冷卻方式為水冷；試驗合金微觀組織采用的腐蝕劑為4%硝酸酒精(鑄態(tài))，4.5 g苦味酸+25 mL乙醇+15 mL乙酸+30 mL蒸餾水(熱處理態(tài))；微觀組織觀察的儀器是DMI5000M光學顯微鏡，形貌分析是在蔡司ΣIGMA HDTM場發(fā)射掃描電鏡和JSM-6460LV(日本電子)鎢燈絲掃描電鏡，同時進行EDS能譜分析，物相分析是在PANalytical Empyrean Series 2型X射線衍射儀上進行的，最后將合金在自動轉塔數顯顯微硬度計上進行硬度測試，儀器型號為HXS-1000Z，載荷為50 N，保壓時間為15 s，測試15個點并求平均值。

2 試驗結果與分析

2.1 試驗合金的顯微組織和相組成

圖1為試驗合金的金相顯微組織。從圖1(a)可以觀察到，試驗合金的鑄態(tài)顯微組織主要包含一些呈枝晶狀的α-Mg基體相和少量的網狀共晶組織，鑄態(tài)組織中的共晶化合物大部分是彌散分布的。圖1(b)是試驗合金在460 ℃條件下保溫12 h固溶組織照片，從圖中可以明顯地觀察到，合金組織中Gd、Y、Zr原子會溶于α-Mg基體中，共晶相沿著晶界分布，晶粒較為細小，而合金在經過480 ℃下保溫同樣的時間后，晶粒有逐漸長大的趨勢，較460 ℃下保溫同樣時間下，晶粒變得更大了，且第二相的尺寸也變大了，但是晶界顯得更加清晰平直，最后，合金在經過500 ℃下保溫12 h后，共晶相變得更加的少且散亂分布在晶界處，合金晶粒也變得更加細小，共晶組織變得少且細小。通過固溶態(tài)與鑄態(tài)對比可知，在經過固溶處理的過程中，合金中的共晶相大部分溶于α-Mg基體相中，共晶相的形態(tài)也沒有鑄態(tài)時那么粗糙。其次，合金在固溶過程中，會析出一種由晶界指向晶內的LPSO相，試驗合金在經過不同的固溶溫度下保溫相同的時間后，合金中的LPSO相變得更加少，合金在460 ℃時較鑄態(tài)析出更多的LPSO相，且當固溶溫度在480 ℃時，合金中的LPSO相最多，但是，當溫度升高到500 ℃后，試驗合金中的LPSO相幾乎消失了。

圖1 試驗合金的金相顯微組織

圖2 試驗合金的DTA熱分析曲線(a)和XRD圖譜(b)

圖3是試驗合金的低倍SEM照片。從圖中的形貌可以明顯地觀察到，試驗合金鑄態(tài)時主要呈現的是一種網狀的斷續(xù)狀的組織，無明顯的片層狀的LPSO相結構，但是合金在經過460 ℃保溫12 h固溶處理時，出現了該相(圖3(b)中的A點)，該相在SEM下呈片層狀，但是比較模糊，且LPSO相能夠穿透其余的第二相，主要是Mg24Y5和Mg5Gd相，是因為合金中的第二相主要沿著晶界分布，而LPSO相的分布是由晶內指向晶界的。圖3(c)中的B和圖3(d)中的C中均存在著這種相，但是隨著溫度從480 ℃升至500 ℃時，試驗合金中的LPSO相基本上溶于基體相中。從低倍的SEM照片還可以知道，隨著固溶處理溫度的不斷升高，試驗合金中的Mg24Y5和Mg5Gd等第二相呈現先增加后減少的趨勢，在500 ℃下保溫12 h后，合金中的第二相最為細小且體積分數減少。

圖3 試驗合金的低倍SEM照片

圖4是試驗合金的高倍SEM照片，通過照片可以更加清楚地看到，鑄態(tài)組織中沒有出現片層狀的結構。結合表1 EDS能譜分析，可以得出結論：試驗合金鑄態(tài)組織中不包含有LPSO相結構的存在。但是在經過固溶處理時，LPSO相逐漸析出，其中在480 ℃保溫12 h出現的最多。其次，隨著固溶溫度的升高，合金中的第二相有先長大后又逐漸溶于基體中的趨勢，從圖4(b)到圖4(c)過程中，含稀土的方塊相增多了。根據表1的EDS分析可知，該方塊相為Mg5(Gd,Y)相，有呈現魚骨狀的稀土相為Mg24(Y,Gd)5，當溫度升高后，LPSO相也出現了溶解的現象，也同樣驗證了圖2(a)的溶解過程。

圖4 試驗合金的高倍SEM照片

表1 試驗合金鑄態(tài)EDS結果 at.%

2.2 試驗合金的力學性能

圖5是試驗合金的硬度曲線。從圖5可以看出，在經過固溶處理后，試驗合金的硬度顯著提高。合金隨著固溶溫度的升高，硬度出現了先減小后增大的趨勢。這主要是由于合金在經過固溶處理過程中，隨著固溶溫度的升高，溶質原子不斷地擴散到α-Mg基體中以及不斷析出的第二相中，能夠有一定的強化第二相的作用，這樣對于合金的硬度有一定的增益作用[15]。在整個固溶處理過程中，LPSO相占據著主導地位，結合DTA熱分析曲線，也可以發(fā)現合金在503 ℃時開始發(fā)生溶解，也就是合金在500 ℃時硬度最高，且在500 ℃時也會有固溶強化和析出強化的作用，在二者的作用下合金的硬度也可以進一步提高。同時，在500 ℃下保溫12 h后合金組織變得更加細小均勻，消除了枝晶偏析，這樣可以改善合金的力學性能。

圖5 試驗合金的硬度曲線

3 結論

1) Mg-10.5Gd-1.0Y-1.0Zn-0.5Zr試驗合金的鑄態(tài)組織主要是枝晶狀和網狀結構，同時呈彌散分布在晶界上。合金在經過固溶處理后，晶界平直清晰，合金中的第二相大部分會溶于α-Mg基體相中，但是LPSO相呈現先增大后減少的趨勢。

2) Mg-10.5Gd-1.0Y-1.0Zn-0.5Zr試驗合金的鑄態(tài)硬度均低于固溶處理的硬度，其中以500 ℃保溫12 h固溶處理的硬度達到最大值，固溶處理可以提高合金的硬度。