鐘羅喜，楊明波，袁 淑，張 奇，李林峰

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

鎂合金作為市場(chǎng)上最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，還擁有較高的比強(qiáng)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(lǐng)域應(yīng)用比較廣泛[1-4]。為了提高鎂合金的強(qiáng)度，往往采用最常用的方式即對(duì)試驗(yàn)合金進(jìn)行熱處理，因?yàn)樵跓崽幚磉^程中可以有效地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，在溫度升高時(shí)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(xiàn)，Mg97Y2Zn1合金隨著固溶處理的進(jìn)行展現(xiàn)的屈服強(qiáng)度能夠達(dá)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?yàn)椋?1)合金在固溶處理過程中會(huì)產(chǎn)生長周期有序堆垛結(jié)構(gòu)(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(duì)于這種LPSO相的研究還不是特別成熟。(2)試驗(yàn)合金在固溶處理過程中，合金的一些共晶相會(huì)更加的細(xì)小且沿著晶界彌散分布，例如Mg24Y5和Mg5Gd相[13-14]?；谝陨系睦碚撗芯炕A(chǔ)，試驗(yàn)Mg-10.5Gd-1.0Y-1.0Zn-0.5Zr鎂合金隨著固溶處理勢(shì)必會(huì)改善其力學(xué)性能。因此，本文通過在12 h保溫時(shí)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(xué)性能，同時(shí)與鑄態(tài)形成對(duì)比，最終確定相對(duì)較佳的固溶溫度，也為后續(xù)開發(fā)Mg-Gd-Y-Zn-Zr基高強(qiáng)鑄造鎂合金的熱處理工藝提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及試驗(yàn)方法

Mg-10.5Gd-1.0Y-1.0Zn-0.5Zr試驗(yàn)合金以純Mg、純Zn(≥99.99%)和Mg-24.75%Gd、Mg-19.44Y和Mg-27.80%Zr(質(zhì)量分?jǐn)?shù))作為原材料來進(jìn)行熔煉，在熔煉過程中，最重要的控制因素是燒損率，同時(shí)還要考慮合金在熔煉過程的夾雜和商用價(jià)值等因素，因此稀土元素的加入均為中間合金的形式。試驗(yàn)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(duì)爐體進(jìn)行烘熱處理，溫度大約控制在400 ℃，以防止?fàn)t體在濕冷的環(huán)境中突然升溫?zé)龜嚯娮杞z，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(shè)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(shí)需將溫度升高至760 ℃，待所有合金全部融化后進(jìn)行順時(shí)針來回?cái)嚢瑁瑫r(shí)通入SF6(體積分?jǐn)?shù)為1%)和CO2(體積分?jǐn)?shù)為99%)保護(hù)氣體，關(guān)閉爐蓋靜置5 min，再將已經(jīng)加熱的鎂合金專用精煉劑塞入鐘罩中對(duì)合金熔體進(jìn)行除渣處理，將溫度降至720 ℃，靜置10 min，再注入已經(jīng)預(yù)熱的金屬模具中，注入時(shí)應(yīng)將坩堝懸空倒入，凝固后應(yīng)該迅速開模取樣。先將鑄綻坯子線切割制成標(biāo)準(zhǔn)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(shí)間5 min，升溫速率10 ℃/min，儀器型號(hào)為耐馳STA449F3型；試樣的熱處理設(shè)備為SX-G02103型熱處理爐，溫度設(shè)定分別為460、480、500 ℃，保溫時(shí)間均為12 h，冷卻方式為水冷；試驗(yàn)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(xué)顯微鏡，形貌分析是在蔡司ΣIGMA HDTM場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡和JSM-6460LV(日本電子)鎢燈絲掃描電鏡，同時(shí)進(jìn)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(jìn)行的，最后將合金在自動(dòng)轉(zhuǎn)塔數(shù)顯顯微硬度計(jì)上進(jìn)行硬度測(cè)試，儀器型號(hào)為HXS-1000Z，載荷為50 N，保壓時(shí)間為15 s，測(cè)試15個(gè)點(diǎn)并求平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 試驗(yàn)合金的顯微組織和相組成

圖1為試驗(yàn)合金的金相顯微組織。從圖1(a)可以觀察到，試驗(yàn)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(wǎng)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(yàn)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(huì)溶于α-Mg基體中，共晶相沿著晶界分布，晶粒較為細(xì)小，而合金在經(jīng)過480 ℃下保溫同樣的時(shí)間后，晶粒有逐漸長大的趨勢(shì)，較460 ℃下保溫同樣時(shí)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(jīng)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(xì)小，共晶組織變得少且細(xì)小。通過固溶態(tài)與鑄態(tài)對(duì)比可知，在經(jīng)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(shí)那么粗糙。其次，合金在固溶過程中，會(huì)析出一種由晶界指向晶內(nèi)的LPSO相，試驗(yàn)合金在經(jīng)過不同的固溶溫度下保溫相同的時(shí)間后，合金中的LPSO相變得更加少，合金在460 ℃時(shí)較鑄態(tài)析出更多的LPSO相，且當(dāng)固溶溫度在480 ℃時(shí)，合金中的LPSO相最多，但是，當(dāng)溫度升高到500 ℃后，試驗(yàn)合金中的LPSO相幾乎消失了。

圖1 試驗(yàn)合金的金相顯微組織

圖2 試驗(yàn)合金的DTA熱分析曲線(a)和XRD圖譜(b)

圖3是試驗(yàn)合金的低倍SEM照片。從圖中的形貌可以明顯地觀察到，試驗(yàn)合金鑄態(tài)時(shí)主要呈現(xiàn)的是一種網(wǎng)狀的斷續(xù)狀的組織，無明顯的片層狀的LPSO相結(jié)構(gòu)，但是合金在經(jīng)過460 ℃保溫12 h固溶處理時(shí)，出現(xiàn)了該相(圖3(b)中的A點(diǎn))，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?yàn)楹辖鹬械牡诙嘀饕刂Ы绶植?，而LPSO相的分布是由晶內(nèi)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(shí)，試驗(yàn)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(yàn)合金中的Mg24Y5和Mg5Gd等第二相呈現(xiàn)先增加后減少的趨勢(shì)，在500 ℃下保溫12 h后，合金中的第二相最為細(xì)小且體積分?jǐn)?shù)減少。

圖3 試驗(yàn)合金的低倍SEM照片

圖4是試驗(yàn)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(xiàn)片層狀的結(jié)構(gòu)。結(jié)合表1 EDS能譜分析，可以得出結(jié)論：試驗(yàn)合金鑄態(tài)組織中不包含有LPSO相結(jié)構(gòu)的存在。但是在經(jīng)過固溶處理時(shí)，LPSO相逐漸析出，其中在480 ℃保溫12 h出現(xiàn)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(shì)，從圖4(b)到圖4(c)過程中，含稀土的方塊相增多了。根據(jù)表1的EDS分析可知，該方塊相為Mg5(Gd,Y)相，有呈現(xiàn)魚骨狀的稀土相為Mg24(Y,Gd)5，當(dāng)溫度升高后，LPSO相也出現(xiàn)了溶解的現(xiàn)象，也同樣驗(yàn)證了圖2(a)的溶解過程。

圖4 試驗(yàn)合金的高倍SEM照片

表1 試驗(yàn)合金鑄態(tài)EDS結(jié)果 at.%

2.2 試驗(yàn)合金的力學(xué)性能

圖5是試驗(yàn)合金的硬度曲線。從圖5可以看出，在經(jīng)過固溶處理后，試驗(yàn)合金的硬度顯著提高。合金隨著固溶溫度的升高，硬度出現(xiàn)了先減小后增大的趨勢(shì)。這主要是由于合金在經(jīng)過固溶處理過程中，隨著固溶溫度的升高，溶質(zhì)原子不斷地?cái)U(kuò)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(qiáng)化第二相的作用，這樣對(duì)于合金的硬度有一定的增益作用[15]。在整個(gè)固溶處理過程中，LPSO相占據(jù)著主導(dǎo)地位，結(jié)合DTA熱分析曲線，也可以發(fā)現(xiàn)合金在503 ℃時(shí)開始發(fā)生溶解，也就是合金在500 ℃時(shí)硬度最高，且在500 ℃時(shí)也會(huì)有固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化的作用，在二者的作用下合金的硬度也可以進(jìn)一步提高。同時(shí)，在500 ℃下保溫12 h后合金組織變得更加細(xì)小均勻，消除了枝晶偏析，這樣可以改善合金的力學(xué)性能。

圖5 試驗(yàn)合金的硬度曲線

3 結(jié)論

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

2) Mg-10.5Gd-1.0Y-1.0Zn-0.5Zr試驗(yàn)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(dá)到最大值，固溶處理可以提高合金的硬度。