鐘羅喜，楊明波

（重慶理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400054）

鑄造鎂合金作為鎂合金材料的一個重要系列，其在汽車和航空航天等領(lǐng)域的應(yīng)用前景是相對較為廣闊的。然而，現(xiàn)有鑄造鎂合金的力學(xué)性能還難以滿足工業(yè)上對高強(qiáng)度鎂合金的要求［1-2］。因此，在原有技術(shù)的基礎(chǔ)上，亟待研究開發(fā)出高強(qiáng)高韌的新型鑄造鎂合金。Mg-Y-RE基鎂合金是一種擁有較好市場前景的高強(qiáng)高韌鑄造鎂合金，其研究開發(fā)備受國內(nèi)外的關(guān)注和重視［3-7］。然而，目前國內(nèi)外針對Mg-Y-RE基鑄造鎂合金的研究主要涉及的還是WE54（Mg-5.4Y-2.3Nd-1.6Gd-0.5Zr）和 WE43（Mg-4Y-3Nd-0.5Zr）等 Mg-YNd基鎂合金［8］。眾所周知，Dy元素的物理化學(xué)性質(zhì)與Nd元素相近，都具有優(yōu)良的固溶強(qiáng)化效果，有研究表明，當(dāng)2種不同的稀土元素同時加入到鎂合金中時，會降低對方在鎂中的固溶度，同時改變時效析出過程，并且會發(fā)生彼此互溶，最后滲入到對方的析出相中，從而達(dá)到提高合金的時效強(qiáng)化效果的要求［9］，預(yù)計(jì)Mg-Y-Dy基鎂合金應(yīng)該具有和Mg-Y-Nd基鎂合金相近的力學(xué)性能。因此，以現(xiàn)有Mg-Y-Nd基鑄造鎂合金的研究開發(fā)為前提，對Mg-Y-Dy等其他Mg-Y-RE基高強(qiáng)鑄造鎂合金的設(shè)計(jì)方法、制備手段及其顯微組織和拉伸性能展開研究，對于Mg-Y-RE基高強(qiáng)鑄造鎂合金的開發(fā)以及后續(xù)的擴(kuò)大其應(yīng)用價值具有重要作用。研究表明：稀土元素Gd與鎂一樣，均屬于密排六方晶體結(jié)構(gòu)，因此在鎂中有較大的平衡固溶度，其時效硬化特性相對較高，是一種比較典型的析出強(qiáng)化元素［10］，其次，Zn可以保證熔融態(tài)合金時的流動性，還可以改善合金的鑄造性能，并能抑制位錯的非基面滑移，最終提高合金的蠕變強(qiáng)度［11］。因此，同時添加 Zn和 Gd合金化和／或微合金化的方法可改善Mg-Y-Nd基鎂合金的拉伸性能?；诖?，本文在參考WE43鎂合金成分的基礎(chǔ)上，設(shè)計(jì)和制備了 Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Zn／Gd鑄造鎂合金，并對其顯微組織和拉伸性能進(jìn)行了研究，以期為Mg-Y-Dy基高強(qiáng)鑄造鎂合金的開發(fā)提供前期研究基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料及試驗(yàn)方法

按表1所設(shè)計(jì)的化學(xué)成分配制試驗(yàn)鎂合金。在合金制備時，考慮了化學(xué)元素的燒損，因此制備的試驗(yàn)鎂合金的實(shí)際含量與設(shè)計(jì)的含量出入不大。配置試驗(yàn)鎂合金的原材料分別為工業(yè)純Mg和純 Zn（＞99.9 wt%）以及 Mg-28 wt%Y、Mg-25 wt%Dy、Mg-30 wt%Zr和Mg-30 wt%Gd中間合金。試驗(yàn)合金選擇在井式坩堝電阻爐中進(jìn)行熔煉，熔煉溫度在750～780℃范圍，采用熔劑來保護(hù)。合金在熔化之后，先進(jìn)行人工攪拌，再加入鎂合金專用精煉劑進(jìn)行精煉大約5 min。精煉結(jié)束后將爐體溫度降低至700～720℃，靜置15 min，再澆注到已預(yù)熱的金屬模具中，待其冷卻凝固后打開模具取樣，再做組織分析和性能檢測。此外，為了觀察試驗(yàn)鎂合金的晶界，對其進(jìn)行了500℃×12 h＋水淬的固溶熱處理。進(jìn)一步，在耐馳STA 449F3型差熱分析儀上對試驗(yàn)鎂合金進(jìn)行了DSC差熱分析試驗(yàn)。差熱分析時分3個階段：第1階段是升溫階段，升溫速率為10℃／min，并加熱到700℃；第2階段是保溫階段，保溫時間為3 min；第3階段為降溫階段，以10℃／min的速率冷卻至室溫。試驗(yàn)鎂合金采用的腐蝕液是8%硝酸酒精溶液，在Olympus光學(xué)顯微鏡和配有 EDS裝置的 Zeiss Sigma HD場發(fā)射掃描電鏡上觀察顯微組織，在40 kV和40 mA下用DX-2500型X射線衍射儀分析試驗(yàn)合金的相組成，而合金的室溫拉伸性能測試在CMT5105拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，其中拉伸速率分別為3 mm／min。

表1 試驗(yàn)鎂合金的實(shí)際成分 wt%

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 鑄態(tài)顯微組織

圖1為 Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Zn／Gd試驗(yàn)鎂合金鑄態(tài)組織的XRD圖譜。從圖1可知，試驗(yàn)鎂合金的鑄態(tài)組織相組成為α-Mg、Mg3Dy17以及Mg24Y5。在圖1中還可以看到，含Gd的1＃合金鑄態(tài)組織中的Mg24Y5相和Mg3Dy17相的衍射峰強(qiáng)度比較高，而含Zn的2＃和3＃合金鑄態(tài)組織中 Mg24Y5相和Mg3Dy17相的衍射峰強(qiáng)度相對較弱。上述結(jié)果表明：只含Gd或Zn以及同時含Gd和Zn的Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Zn／Gd鎂合金中，第2相的數(shù)量會有一定的差異?？赡艿囊蛩刂饕校禾砑拥腉d元素，可與Y和Dy相互作用，從而降低彼此在鎂合金中的固溶度，便促進(jìn)了Mg24Y5相和Mg3Dy17相析出；也可能是與Zn添加后合金析出相中出現(xiàn)的Mg12YZn相有關(guān)，只不過由于其數(shù)量相對較少從而導(dǎo)致沒被XRD檢測分析到。

圖1 試驗(yàn)合金鑄態(tài)組織的XRD結(jié)果

圖2 是Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Zn／Gd試驗(yàn)鎂合金鑄態(tài)組織的金相照片。從圖2可以看出，試驗(yàn)合金的鑄態(tài)組織均呈現(xiàn)出典型的枝晶狀形態(tài)。進(jìn)一步從圖2看到：僅含Gd的1＃合金為明顯的等軸枝晶結(jié)構(gòu)，組織較為細(xì)小，而含Zn的2＃和3＃合金鑄態(tài)組織中存在明顯的柱狀枝晶結(jié)構(gòu)，組織較為粗大。上述結(jié)果說明：僅含Gd或Zn以及同時含Gd和Zn的 Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Zn／Gd鎂合金鑄態(tài)組織在晶粒尺寸上存在差異。這可以從試驗(yàn)合金的固溶熱處理組織照片中得到進(jìn)一步證實(shí)。圖3為Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Zn／Gd試驗(yàn)鎂合金 500℃ ×12 h固溶處理后的金相照片，并且依據(jù)晶粒測量結(jié)果，與圖3（a）（b）和（c）對應(yīng)合金的平均晶粒尺寸分別為（18±0.3）μm、（33±0.5）μm和（50±0.8）μm。很顯然，含Gd的1＃合金的晶粒較為細(xì)小，含Zn的2＃和3＃合金的晶粒較為粗大，而其中又以同時含Gd和Zn的3＃合金的晶粒最為粗大。圖4顯示了Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Zn／Gd鑄態(tài)試驗(yàn)合金熱分析DSC冷卻曲線。從圖4可以看到：含Gd的1＃合金的開始結(jié)晶溫度Tl為636.1℃，而含Zn的2＃和3＃合金的開始結(jié)晶溫度比較接近，分別為643.8℃和641.7℃。根據(jù)經(jīng)典凝固理論，臨界形核半徑r*與過冷度ΔT間的關(guān)系可表示為［12］：

式中：σ是界面能；Tm是平衡結(jié)晶溫度；Lm是熱焓，ΔT＝Tm-Tl。根據(jù)式（1），隨著開始結(jié)晶溫度Tl的減小，過冷度增大，臨界形核半徑減小，形核率增加，從而導(dǎo)致晶粒和化合物細(xì)化。很顯然，本文中不同試驗(yàn)合金的晶粒尺寸差異可能與開始結(jié)晶溫度不同導(dǎo)致過冷度不同有關(guān)。

圖2 Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Zn／Gd合金鑄態(tài)組織的金相照片

圖3 Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Zn／Gd合金固溶處理后的金相照片

圖4 Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Gd／Zn合金的DSC冷卻曲線

表2 Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Zn／Gd鑄態(tài)合金EDS結(jié)果（原子百分比） %

圖5和圖6分別為 Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Zn／Gd試驗(yàn)鎂合金鑄態(tài)組織的低倍和高倍SEM圖。

圖5 Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Gd／Zn合金鑄態(tài)組織的低倍SEM圖

圖6 Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Gd／Zn合金鑄態(tài)組織的高倍SEM圖

從圖5和圖6可以看到：僅含Gd的1＃合金組織中第二相數(shù)量較少，而含Zn的2＃和3＃合金組織中第二相數(shù)量較多。結(jié)合試驗(yàn)合金的EDS結(jié)果分析（見表2），進(jìn)一步從圖5和6中可以看到：僅含Gd的1＃合金在晶界上存在明顯Y、Gd和Dy元素富集，組織中呈顆粒狀的細(xì)小第二相主要為Mg24Y5以及 Mg3Dy17相，而含 Zn的 2＃和 3＃合金在晶界沒有觀察到明顯的Y、Gd和Dy元素富集，組織中呈顆粒狀和片層狀的較為粗大的第二相分別為Mg24Y5、Mg3Dy17和Mg12YZn相。先前的研究表明［10］：在含Y的鎂合金中添加Zn會形成Mg12YZn相，說明本文含 Zn的2＃和3＃合金組織中存在Mg12YZn相與已有的研究結(jié)果吻合。根據(jù)上面的結(jié)果并結(jié)合XRD分析（見圖1），基本上可以斷定：僅含Gd或Zn以及同時含 Gd和Zn的 Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Zn／Gd鎂合金中第二相的數(shù)量和類型都存在一定的差異。很顯然，不同試驗(yàn)鎂合金在第二相數(shù)量、類型及形貌上的差異必然也會影響到合金的力學(xué)性能。

2.2 鑄態(tài)拉伸性能

表3列出了 Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Zn／Gd試驗(yàn)鎂合金鑄態(tài)下的室溫拉伸性能。從表3可以發(fā)現(xiàn)，僅含Gd的1＃合金具有最優(yōu)良的室溫抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率，其次依次是含Zn的2＃合金和3＃合金。眾所周知，工程合金的組織越細(xì)小，其力學(xué)性能就越高。由上面的結(jié)果可知，含Gd的1＃合金的晶粒較為細(xì)小，含Zn的2＃和3＃合金的晶粒較為粗大，而其中又以同時含Gd和Zn的3＃合金的鑄態(tài)晶粒最為粗大。相應(yīng)地，Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Zn／Gd試驗(yàn)鎂合金展示了不同的室溫拉伸性能。當(dāng)然，不同合金鑄態(tài)組織中第二相在數(shù)量、類型及形貌上的差異必然也會影響到合金的力學(xué)性能，其可能的原因如下：一方面是由于含Zn的2＃合金和3＃合金組織中第二相數(shù)量較多，在拉伸變形過程中，更加容易造成應(yīng)力集中，從而造成第二相破裂或脫離基體形成微孔，進(jìn)而導(dǎo)致微裂紋生成；另一方面也可能是由于含Zn的3＃合金組織中第二相更為粗大且棱角更為尖銳（見圖6c），也會造成拉伸變形過程中容易在棱角附近造成高度應(yīng)力集中，從而導(dǎo)致裂紋產(chǎn)生。圖7是Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Zn／Gd試驗(yàn)鎂合金鑄態(tài)下室溫拉伸斷口的SEM照片。從圖7可以看到，僅含Gd的1＃合金的拉伸斷口形貌上出現(xiàn)比較多明顯的撕裂棱和少量的韌窩，與韌性斷裂的特征形貌相似，說明合金的斷裂方式為解理和／或準(zhǔn)解理斷裂，而這也與含Gd的1＃合金具有最高的室溫抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率是吻合的。而含Zn的2＃合金和3＃合金的拉伸斷口雖然也有少量的韌窩，但主要由解理面組成，說明合金的斷裂方式也屬于典型的解理斷裂和／或準(zhǔn)解理斷裂［13］。

表3 試驗(yàn)合金的鑄態(tài)室溫拉伸性能

3 結(jié)論

1）在 Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Zn／Gd試驗(yàn)鎂合金中，含1.0 wt%Gd的試驗(yàn)合金主要是包括α-Mg、Mg3Dy17以及Mg24Y5相，而含0.2 wt%Zn和含0.2 wt%Zn＋1.0 wt%Gd合金則主要是 α-Mg、Mg3Dy17、Mg24Y5相以及少量的 Mg12YZn相。此外，含1.0 wt%Gd合金的鑄態(tài)晶粒尺寸相對較為細(xì)小，含0.2 wt%Zn和含0.2 wt%Zn＋1.0 wt%Gd合金的鑄態(tài)晶粒組織較為粗大，而其中又以含0.2 wt%Zn＋1.0 wt%Gd合金的鑄態(tài)晶粒最為粗大。

2）在 Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-Zn／Gd試驗(yàn)鎂合金中，以含1.0 wt%Gd合金具有相對較高的室溫拉伸性能，然后依次是含0.2 wt%Zn和含0.2 wt%Zn＋1.0 wt%Gd合金。Mg-4Y-3Dy-0.4Zr-1.0Gd試驗(yàn)鎂合金的室溫屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率分別可以達(dá)到110 MPa、214 MPa和6.5%。