李曉航 陳 琪 王海瑞 單 聰

（裝甲軍代局駐西安地區(qū)軍代室，陜西 西安710032）

金屬鎂及鎂合金是迄今在工程應(yīng)用中最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料。變形鎂合金由于具有較高的強(qiáng)度其應(yīng)用愈加廣泛，但也存在室溫力學(xué)性能較低等缺點(diǎn)。在鎂合金中加入稀土元素Y、Gd、Nd等并輔以相應(yīng)的熱處理對提高合金的室溫強(qiáng)度有益[1-3]。張繼東等人研究了Y對Mg-Zn-Zr系鎂合金組織及強(qiáng)度的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)Y具有明顯的晶粒細(xì)化作用，當(dāng)含量為0.9%時，合金的組織和強(qiáng)度達(dá)到最佳。李媛媛等人研究了熱擠壓鎂合金AZ91的微觀組織及力學(xué)行為，發(fā)現(xiàn)固溶和人工時效處理可顯著提高合金的室溫拉伸性能[4]。Mg-Gd-Y系合金是可熱處理強(qiáng)化合金[5-7]，但目前國內(nèi)外對Mg-Gd-Y系擠壓鎂合金組織及性能的研究較少，因此本文選用Mg-Gd-Y合金系，探討Y含量對該合金組織及力學(xué)性能的影響，為進(jìn)一步提高M(jìn)g-Gd-Y系合金的強(qiáng)韌性提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

試驗(yàn)合金名義成分見表1。試驗(yàn)材料在坩堝電阻爐中進(jìn)行熔煉，采用熔劑保護(hù)，Gd以Mg-Gd中間合金的形式加入，澆鑄成Φ30mm的圓棒。將鑄錠經(jīng)520℃、10h的固溶處理，再將合金在一定的擠壓工藝下進(jìn)行擠壓：擠壓溫度350℃～370℃，擠壓比16：1，后經(jīng)200℃、1～100h的時效處理。采用光學(xué)顯微鏡觀察合金顯微組織；用402MVDTM數(shù)顯顯微維氏硬度計測量顯微硬度；采用拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸性能測試。

表1 Mg-Gd-Y系鎂合金名義成分Tab.1 Compositions of Mg-Gd-Y-Zn-Zr alloys

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 Y對Mg-6Gd-xY合金擠壓態(tài)顯微組織的影響

圖1為Mg-Gd-Y系鎂合金擠壓態(tài)顯微組織。從圖中可以看出，隨Y含量的增加，合金晶粒越細(xì)小，1#合金晶粒尺寸約15μm，2#合金晶粒尺寸約10μm，3#合金晶粒尺寸約5μm。根據(jù)Mg-Y相圖可知，Mg-Y的固溶線溫度隨著Y含量的增大而升高。合金的再結(jié)晶溫度主要受固溶線溫度和形變量影響，當(dāng)形變量一定的時候，固溶線溫度越高的材料再結(jié)晶溫度越高。Mg-5Y比Mg-4Y、Mg-3Y的固溶溫度高30～80℃，因此Y含量越高，變形溫度與再結(jié)晶溫度之間的差距就越小，相當(dāng)于低溫下擠壓。擠壓溫度越低，材料的動態(tài)再結(jié)晶晶粒越細(xì)，由鑄錠經(jīng)過擠壓變形合金的晶粒明顯細(xì)化。

試樣經(jīng)過均勻化處理后擠壓變形的合金組織中大量共晶于α-Mg固溶體的第二相隨著合金中Y含量的增加而顯著減少。Y含量越高，過飽和固溶程度越大；固溶到基體中的第二相數(shù)量越多。從圖1（c）可以看出合金組織中幾乎看不到有第二相的存在，合金晶粒內(nèi)部未溶解的鎂與稀土的化合物幾乎都溶入α-Mg固溶體，并且經(jīng)過擠壓變形后，晶界不太明顯，合金的晶粒晶界結(jié)合都比較緊密。

圖1 Mg-Gd-Y系鎂合金擠壓態(tài)顯微組織Fig.1 Microstructure of extruded Mg-Gd-Y magnesium alloy

圖2為Mg-Gd-Y系合金在200℃時效70h的顯微組織。合金在時效T5態(tài)下顯微組織均為細(xì)小的α-Mg等軸晶組織。相比圖1中擠壓態(tài)組織，晶粒有所增大。隨Y含量增加，合金的晶粒尺寸變化較小，晶粒細(xì)化程度減弱。由于隨著Y含量的增加，在擠壓過程中Y固溶在α-Mg基體中，所引起的點(diǎn)陣畸變不大，合金發(fā)生變形時產(chǎn)生的抗力不大，儲存的能量較低，發(fā)生再結(jié)晶的驅(qū)動力較小，所得的晶粒尺寸變化較小。經(jīng)過T5處理的2#合金組織中有大量的析出相以彌散的形式分布于α-Mg基體上(如圖4所示)。

圖2 Mg-Gd-Y系合金在200℃時效70h的光學(xué)金相組織Fig.2 Microstructure of Aging treatment of extruded Mg-Gd-Y magnesium alloy at 225℃/80h

2.2 Y對擠壓Mg-6Gd-xY合金顯微硬度的影響

圖3為1#、2#、3#合金在200℃的時效硬化曲線。從圖中可以看出，隨著含Y量的增大，合金在不同時效時間的硬度逐漸增大。3#合金比1#合金時效峰值的顯微硬度高20HV。隨著含Y量的增大，出現(xiàn)時效峰值的時間有所提前。3#合金比1#合金時效峰值的時間提前35h。對于從時效峰值到過時效硬度降低這一過程，高Y含量的合金要比含Y量低的進(jìn)行得緩慢。

由于合金的時效硬化是通過從α-Mg固溶體中析出細(xì)小的析出物而產(chǎn)生的，隨著Y量越大，合金中固溶體的過飽和程度越高，析出的第二相顆粒就越多，使得合金的時效硬度上升。也正是由于Y含量高的合金的過飽和程度較高，所以從固溶體中析出便發(fā)生得較快，在較短的時效時間內(nèi)就達(dá)到強(qiáng)度和硬度的最大值，使得發(fā)生時效硬化轉(zhuǎn)變的過程要比含Y量低的合金早。

2.3 Y對擠壓Mg-6Gd-xY合金室溫拉伸性能的影響

圖3 合金在200℃的時效硬化曲線Fig.3 Hardness-time curve of the Mg-Gd-Y alloys at 200℃

表2為Mg-Gd-Y合金的室溫拉伸性能。從表2看出，隨著Y含量的增加，合金的抗拉強(qiáng)度、延伸率明顯下降。由于Y含量的增加，在時效過程中晶粒尺寸有所增大（如圖2所示），使得抗拉強(qiáng)度、延伸率有所下降。表明低Y含量的合金的變形能力要強(qiáng)與高Y含量的合金。

經(jīng)過200℃、70h時效后合金的抗拉強(qiáng)度比未時效合金的抗拉強(qiáng)度提高34～81 MPa，表明時效處理可顯著增強(qiáng)合金的抗拉強(qiáng)度。由于在時效過程中析出增強(qiáng)相Mg(Gd,Y)相所致（如圖4所示）。

表2 Mg-Gd-Y合金的室溫拉伸性能Tab.2 Tensile properties of Mg-Gd-Y alloy at room temperature

圖4 1#合金在200℃時效70h的TEM顯微組織Fig.4 TEM micrographs of the 1#alloys at 200℃/70h

3 結(jié)論

3.1 Y對擠壓Mg-Gd-Y系鎂合金具有晶粒細(xì)化作用，但效果不明顯。

3.2 隨Y含量增大，合金顯微硬度值有所增加，時效峰值時間提前35h。

3.3 熱擠壓變形后的時效處理顯著提高合金的室溫抗拉強(qiáng)度。

3.4 隨Y含量增大，抗拉強(qiáng)度、延伸率有所下降。

［1］J.P.Li,Z.Yang,T.Liu,et al.Microstructures of Extruded Mg-12Gd-1Zn-0.5Zr and Mg-12Gd-4Y-1Zn-0.5Zr Alloys[J].Scripta Materialia,2007,56:137-140.

［2］S.M.He,X.Q.Zeng,L.M.Peng,et al.Microstructure and Strengthening Mechanism of High Strength Mg-10Gd-2Y-0.5Zr Alloy[J].Alloys and Compounds,2006.

［3］李媛媛，計海濤，申健,等.熱擠壓鎂合金AZ91的微觀組織及其力學(xué)行為[J].沈陽工業(yè)大學(xué)學(xué)報，2005，27（2）：151-153.

［4］Q.M.Peng,Y.M.Wu,D.Q.Fang,et al.Microstructures and Properties of Mg-7Gd Alloy Containing Y[J].Alloys and Compounds,2006.

［5］劉宏偉，羅承萍，劉江文.釔及混合稀土對鎂鋁鋅合金組織與性能的影響[J].特種鑄造及有色合金，2003（5）：13-15.

［6］Q.D.Wang,Y.Z.Lu,X.Q.Zeng,et al.Effects of RE on microstructure and properties of AZ91magnesium alloy[J].TransNonferrousMetSocChina,2000,4(10):235-239.

［7］L.L.Rokhlin.Magnesium Alloys Containing Rare Earth Metals[M].Taylor and Francis,2003,83.