韓修柱， 逄錦程， 張緒虎， 單德彬， 劉楚明

(1.航天材料及工藝研究所，北京 100076;2.哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料學(xué)院，哈爾濱 150001;3.中南大學(xué)材料學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083)

近年來，隨著航天、航空和汽車等領(lǐng)域減重、節(jié)能和環(huán)保需求的日益迫切，構(gòu)件輕量化成為一個(gè)重要的發(fā)展趨勢(shì)，對(duì)輕質(zhì)高強(qiáng)材料的需求日益增加。鎂及其合金是目前工業(yè)應(yīng)用中最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料之一，以其出色的性能贏得廣泛青睞，被認(rèn)為是21世紀(jì)有色金屬材料中最具開發(fā)和應(yīng)用前途的金屬材料［1～3］，由于鎂合金特有的晶格結(jié)構(gòu)決定了其力學(xué)性能較低。如何提高鎂合金的力學(xué)性能以及工作溫度成為鎂合金材料及其制備工藝研究的重點(diǎn)［4，5］。目前，在鎂中加入稀土元素是提高鎂合金強(qiáng)度和工作溫度的一種主要強(qiáng)化方式［6］。1994 年，Luo等［7］初次報(bào)道了Mg-Y-Zn合金中的X相為18R長(zhǎng)周期結(jié)構(gòu)。根據(jù)析出相的形態(tài)和強(qiáng)化作用可以將稀土鎂合金大體分為不含長(zhǎng)周期相(LPSO)和包含長(zhǎng)周期相的兩種稀土增強(qiáng)型鎂合金。2001年，Kawamura等［8］通過快速凝固粉末冶金方法制備出了室溫下屈服強(qiáng)度高達(dá)610MPa、伸長(zhǎng)率達(dá)到5%的長(zhǎng)周期結(jié)構(gòu)增強(qiáng) Mg97Y2Zn1合金。2004年，Kawamura等［9］制備出了室溫下屈服強(qiáng)度達(dá)到375MPa、伸長(zhǎng)率達(dá)到4%的擠壓態(tài)長(zhǎng)周期結(jié)構(gòu)增強(qiáng)Mg97Y2Zn1合金。Hagihara等［10］研究了長(zhǎng)周期相對(duì)擠壓態(tài)Mg97Zn1Y2力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明:長(zhǎng)周期相的存在很大程度上增強(qiáng)了擠壓過程中鎂基體晶粒的細(xì)化，并且長(zhǎng)周期相在擠壓過程中作為硬相沿著擠壓方向分布，其與長(zhǎng)周期相的短纖維增強(qiáng)機(jī)制共同導(dǎo)致了擠壓后合金強(qiáng)度的提高。Shao等［11］研究了具有長(zhǎng)周期相的Mg-Zn-Y合金的強(qiáng)韌化機(jī)理，認(rèn)為擠壓后合金強(qiáng)度的提高主要是由于長(zhǎng)周期結(jié)構(gòu)通過扭折和限制動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形成等協(xié)同作用導(dǎo)致合金晶粒細(xì)化所帶來的。Yamasaki等［12］研究了多種模式組織演化對(duì)擠壓態(tài)Mg-Zn-Y的機(jī)械性能影響，研究認(rèn)為具有較弱的織構(gòu)取向的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的出現(xiàn)改善了合金的塑性，而具有較強(qiáng)基面織構(gòu)的熱加工晶粒和纖維形狀的長(zhǎng)周期結(jié)構(gòu)的有效分布是合金高強(qiáng)度的主要原因。

迄今為止，雖然對(duì)稀土鎂合金的強(qiáng)化機(jī)制做了大量的研究，但是其主要的強(qiáng)度來源和機(jī)理仍然不清楚。本工作擬對(duì)等溫鍛造后的稀土鎂合金鍛件在時(shí)效過程的組織演變和性能進(jìn)行分析，探討高強(qiáng)度稀土鎂合金的強(qiáng)化機(jī)制，提出可以優(yōu)化稀土鎂合金力學(xué)性能的途徑。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為富含稀土的 Mg-10Gd-2Y-0.5Zn-0.3Zr(原子分?jǐn)?shù)/%)合金，初始狀態(tài)為開坯后鍛態(tài)組織。利用等溫鍛造工藝對(duì)坯料進(jìn)行成形，獲得具有高筋薄腹板的精密鍛件，鍛件和試樣的取樣位置如圖1所示。利用PLOYVER-MET金相顯微鏡進(jìn)行金相分析。在TECNI-2010透射電子顯微鏡上進(jìn)行顯微組織觀察，工作電壓為300kV。為了提高鍛件的強(qiáng)度，對(duì)鍛件進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效溫度為200℃，隨后對(duì)時(shí)效處理后的顯微組織進(jìn)行分析。室溫力學(xué)性能測(cè)試在INSTRON5559拉伸測(cè)試試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為1mm/min。

2 結(jié)果與分析

圖1 鎂合金鍛件形狀和取樣位置Fig.1 Photograph of isothermal forged magnesium alloy and cut area of the specimen

圖2為初始鍛態(tài)和等溫鍛造后合金的微觀組織?？梢钥闯鲈诔跏寂髁现屑匆呀?jīng)發(fā)生了少量的再結(jié)晶，如圖2a和b所示。等溫鍛造后合金基體上分布著大量的第二相，且等溫鍛造后合金的晶粒細(xì)化不明顯，經(jīng)XRD分析為Mg5(Gd，Y)(β')相，如圖3所示。為了進(jìn)一步提高該新型時(shí)效強(qiáng)化型鎂合金的強(qiáng)度，對(duì)其在200℃不同保溫時(shí)間時(shí)效處理后的力學(xué)性能和微觀組織進(jìn)行研究。

圖2 初始和等溫鍛造后合金的坯料的微觀組織 (a)，(c)初始坯料的微觀組織;(b)，(d)等溫鍛造后的微觀組織Fig.2 Microstructures of initial alloy and isothermal forged alloy (a)，(c)initial alloy;(b)，(d)isothermal forged alloy

圖4為合金在200℃不同時(shí)間時(shí)效后的硬化曲線。合金在200℃時(shí)效60h后，其硬度達(dá)到峰值。因此，對(duì)于該種新型高稀土鎂合金來說，在200℃時(shí)效獲取最高強(qiáng)度的保溫時(shí)間為60h。圖5為合金在200℃保溫6h，60h和80h后的微觀組織照片。可以發(fā)現(xiàn):時(shí)效6h后在片層和晶界間開始有長(zhǎng)條狀的析出相;60h后析出相明顯增多，相的體積明顯增大，且呈帶狀分布于晶界和片層間;此時(shí)從析出相中可觀察到兩種形貌，一種呈長(zhǎng)方體，一種投影面成菱形狀，析出相總體積分?jǐn)?shù)最高;時(shí)效80h后，析出相形貌發(fā)生改變，組織變得粗化，說明此時(shí)合金已經(jīng)處于過時(shí)效狀態(tài)。表1為初始鍛態(tài)、等溫鍛造后和后續(xù)200℃時(shí)效過程中合金的力學(xué)性能對(duì)比。可以看出，單純的等溫鍛造而沒有時(shí)效處理，合金的強(qiáng)度并沒有大的改進(jìn);但是等溫鍛造合金相對(duì)于原始鍛態(tài)合金來說，基體中有較多的第二相彌散析出，從而促進(jìn)等溫鍛造合金的屈服強(qiáng)度對(duì)于原始材料略有改善。時(shí)效工藝對(duì)于合金強(qiáng)度的提高具有重要的意義，合金的峰值時(shí)效工藝參數(shù)為200℃/60h。

圖3 等溫鍛造后合金中析出相的XRD分析Fig.3 XRD analysis of the secondary phases of the isothermal forged alloy

圖4 等溫鍛造合金200℃時(shí)效/硬化曲線Fig.4 Ageing/hardening curve of the isothermal forged alloy at 200℃

圖5 200℃不同時(shí)效時(shí)間下合金的微觀組織Fig.5 Microstructures of the alloy aged at 200℃ in different times (a)，(b)6h;(c)，(d)60h;(e)，(f)80h

圖6為峰值時(shí)效合金中晶界析出相和其相應(yīng)的衍射斑點(diǎn)。由衍射斑點(diǎn)可以判斷其為β'相，等溫鍛造過程中即有β'相從基體中析出，在隨后的時(shí)效過程中有大量的β'相分布于基體上，該析出相為合金中主要的強(qiáng)化相之一，對(duì)時(shí)效后合金的強(qiáng)度的提高具有重要的作用。圖7a和b為初始坯料和峰值時(shí)效合金中的長(zhǎng)周期相的分布?？梢钥闯鲈诔跏寂髁现写嬖诘拈L(zhǎng)周期相數(shù)量較少，而在峰值時(shí)效合金中長(zhǎng)周期相數(shù)量大幅度增加，研究發(fā)現(xiàn)，該種長(zhǎng)周期相由于其特有的結(jié)構(gòu)對(duì)于鎂合金強(qiáng)度的提高具有顯著的作用［10］。圖7c和d為時(shí)效后合金中長(zhǎng)周期相的高分辨圖和相應(yīng)的衍射斑點(diǎn)。由分析可知該種長(zhǎng)周期相為14H型長(zhǎng)周期相。該種長(zhǎng)周期相是一種穩(wěn)

定的結(jié)構(gòu)，在變形和隨后的熱處理過程中均不會(huì)轉(zhuǎn)變成其他的長(zhǎng)周期相。

表1 初始坯料、等溫鍛造和時(shí)效后坯料的力學(xué)性能對(duì)比Table 1 Mechanical properties of the initial alloy，isothermal forged alloy and aged alloy

圖6 時(shí)效后合金中晶界析出相及其相應(yīng)的衍射斑點(diǎn) (a)晶界析出相;(b)晶界析出相與基體復(fù)合衍射斑點(diǎn)Fig.6 Precipitates at grain boundaries and corresponding SAED patterns(a)precipitates at grain boundaries;(b)corresponding SAED patterns

圖7 初始坯料和峰值時(shí)效合金中的長(zhǎng)周期相 (a)初始鍛態(tài)合金;(b)峰值時(shí)效合金;(c)長(zhǎng)周期相的高分辨圖;(d)為(c)中長(zhǎng)周期相的衍射斑點(diǎn)Fig.7 LPSO phase in the initial alloy and peak-aged alloy (a)initial alloy;(b)peak-aged alloy;(c)high resolution TEM image of LPSO phase;(d)corresponding SAED pattern LPSO phase in(c)

以上分析表明，峰值時(shí)效合金中的β'相和長(zhǎng)周期相數(shù)量大幅度增多。研究表明:長(zhǎng)周期相對(duì)于稀土鎂合金材料強(qiáng)度的具有明顯的改善作用［10］，主要由于長(zhǎng)周期是一種有序的原子堆垛結(jié)構(gòu)組成，其在塑性變形或者時(shí)效過程中在晶界處形核，由晶界沿著一定的取向向晶內(nèi)生長(zhǎng)，且每個(gè)晶粒內(nèi)部的長(zhǎng)周期相具有不同的取向;這種在晶粒內(nèi)部形成的大尺寸的長(zhǎng)條形周期相對(duì)于合金在拉伸過程中位錯(cuò)的開動(dòng)和滑移具有明顯的阻礙作用，在很大程度上改善了合金的強(qiáng)度;而β'相是一種典型的時(shí)效強(qiáng)化相，其不僅存在于鑄態(tài)合金中，也存在于塑性變形和時(shí)效合金中，但只有彌散析出的納米尺度的β'相才能有效地改善合金的強(qiáng)度［13～16］。對(duì)于本工作研究的新型高稀土合金來說，鍛造和時(shí)效過程中大量析出的長(zhǎng)周期相是其強(qiáng)度大幅度提高的主要原因;β'相的彌散析出是合金強(qiáng)度的部分來源，對(duì)于合金強(qiáng)度的提高具有一定的作用。

3 結(jié)論

(1)等溫鍛造 Mg-10Gd-2Y-0.5Zn-0.3Zr鎂合金的屈服強(qiáng)度較原始鍛態(tài)合金略有上升，主要是由于等溫鍛造過程中有較多的第二相彌散析出。

(2)等溫鍛造合金在時(shí)效過程中，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，在時(shí)效60h后合金的強(qiáng)度達(dá)到峰值，峰值時(shí)的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為379MPa、245MPa和4.6%。

(3)時(shí)效后合金中有大量的β'相和長(zhǎng)周期相出現(xiàn)，具有大尺寸且在晶粒內(nèi)部具有一定取向分布的長(zhǎng)周期是合金獲得較高強(qiáng)度的主要原因，β'相的彌散析出對(duì)于合金強(qiáng)度的提高也具有一定的作用。

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