王美玲, 常 海

（北京科技大學(xué) 國(guó)家材料服役安全科學(xué)中心, 北京 102206）

鎂合金由于密度低、比強(qiáng)度和比剛度高、導(dǎo)熱性好等優(yōu)點(diǎn)，在汽車輕量化、降低排放等方面具有重大的應(yīng)用潛力，被譽(yù)為“21世紀(jì)的綠色工程材料”[1]。然而，在溫度升高時(shí)鎂合金的強(qiáng)度和抗蠕變性能大幅度下降，極大地限制了其作為結(jié)構(gòu)材料在關(guān)鍵零部件上的使用[2]。因此，耐熱鎂合金的研發(fā)一直受到國(guó)內(nèi)外研究者的廣泛關(guān)注。

稀土元素(RE)添加帶來的固溶強(qiáng)化和時(shí)效硬化效果可以有效提高合金的室溫、高溫力學(xué)性能及抗蠕變性能[3-4]，其中WE系合金是目前商業(yè)應(yīng)用最為成功的例子，已被應(yīng)用到高性能跑車等領(lǐng)域[4]。而在Mg-Gd二元合金中加入Y、Nd、Zn、Zr等合金元素后制備出的鎂合金具有良好的析出強(qiáng)化效果及優(yōu)異的抗蠕變性能[5-8]。Anyanwu等[9]對(duì)Mg-Gd-Y-Zr合金在50～100 MPa/250～300 ℃條件下進(jìn)行拉伸蠕變，發(fā)現(xiàn)該合金具有比WE54和WE43更優(yōu)異的力學(xué)性能和耐高溫性能。何上明[10]的研究表明，與鑄造T6處理的合金相比，擠壓T5處理合金的蠕變性能大幅下降，是因?yàn)榫Яｏ@著細(xì)化，使原子擴(kuò)散路程大幅縮短和擴(kuò)散速度急劇增加，較易形成寬闊的晶界無析出區(qū)，加速了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)。鄭開云[11]分析了合金組織調(diào)控對(duì)蠕變性能的影響，認(rèn)為蠕變過程中的動(dòng)態(tài)析出是造成包括淬火態(tài)、欠時(shí)效態(tài)、峰值時(shí)效態(tài)和部分過時(shí)效態(tài)合金蠕變曲線中出現(xiàn)介于初始和穩(wěn)態(tài)蠕變階段的S形蠕變階段的主要原因。初始組織中均勻分布的板條狀β相則使過時(shí)效態(tài)合金蠕變性能升高。

初始組織對(duì)合金的蠕變性能具有重要的影響，而目前關(guān)于Mg-RE系合金蠕變行為的研究主要集中在T6態(tài)，對(duì)于初始組織的影響研究尚不夠充分。本研究以Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金為研究對(duì)象，通過對(duì)該合金進(jìn)行固溶處理、時(shí)效處理、擠壓變形等工藝對(duì)合金進(jìn)行初始微觀組織調(diào)控，分析晶粒尺寸、第二相以及析出相對(duì)蠕變性能的影響，探討合金的蠕變機(jī)理，為新型耐熱鎂合金組織性能調(diào)控提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

研究所用Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金采用高純鎂錠、Mg-30%Gd、Mg-20%Y、Mg-10%Zr中間合金在高頻電磁感應(yīng)爐中熔煉而成，熔煉和澆鑄過程中采用CO2和SF6混合氣體進(jìn)行保護(hù)。合金的化學(xué)成分如表1所示。

表1 實(shí)驗(yàn)合金化學(xué)成分 （質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of the studied alloy （mass fraction%）

實(shí)驗(yàn)合金的固溶處理工藝為460 ℃/10 h，時(shí)效處理工藝為200 ℃/90 h；擠壓工藝為：溫度370 ℃、擠壓比10∶1，擠壓速率3 mm/s，擠壓前合金在460 ℃，10 h條件下進(jìn)行固溶處理。蠕變實(shí)驗(yàn)在RDJ-30型電子蠕變?cè)囼?yàn)機(jī)上進(jìn)行，蠕變溫度200 ℃、應(yīng)力70 MPa，時(shí)間100 h，按照GB6397—86的標(biāo)準(zhǔn)加工蠕變?cè)嚇樱瑯?biāo)距為25 mm，直徑為5 mm。

采用Smart Lab型X-射線衍射儀(XRD)分析不同時(shí)態(tài)合金的相組成；利用BX53M光學(xué)顯微鏡(OM)和配備OXFORD能譜系統(tǒng)的JEM-2100型透射電鏡(TEM)進(jìn)行試樣顯微組織觀察和相結(jié)構(gòu)分析。透射電鏡樣品首先經(jīng)機(jī)械減薄至30 μm以內(nèi)，用離子減薄儀進(jìn)行離子減薄，離子束入射角小于10°。

2 結(jié)果與分析

2.1 蠕變前微觀組織觀察

圖1是蠕變前不同初始狀態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的金相顯微組織。從圖1(a)可以看出，鑄態(tài)合金沿晶界分布有條狀的第二相；經(jīng)過460 ℃/10 h固溶處理，這種長(zhǎng)條狀的第二相基本消失，如圖1(b)所示；在200 ℃時(shí)效處理90 h后，合金的晶界變得平直，如圖1(c)；圖1(d)為擠壓態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的OM組織，由于擠壓過程中發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，可見大量的等軸晶及少數(shù)沿?cái)D壓方向被拉長(zhǎng)的晶粒。由于擠壓前對(duì)合金進(jìn)行了固溶處理，從光學(xué)顯微組織中觀察不到初始第二相。圖2為鑄態(tài)合金晶界第二相的SEM形貌及能譜分析，可以看出第二相呈骨骼狀分布在晶界處，其主要成分為Mg、Gd、Y三種元素。

圖2 鑄態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金SEM形貌以及能譜分析 （a）SEM形貌；（b）鑄態(tài)第二相能譜分析Fig. 2 SEM morphology and EDS of the second phase in the cast Mg-8Gd-2Y-0.5Zr alloy （a）SEM morphology；（b）EDS

表2為利用線截法對(duì)圖1中不同狀態(tài)合金的晶粒尺寸的統(tǒng)計(jì)結(jié)果。可以看出，鑄態(tài)合金晶粒尺寸約為77.8 μm，與鑄態(tài)合金相比，合金在固溶和時(shí)效處理過程中，晶粒長(zhǎng)大不明顯，這主要是由于加入稀土Gd、Y后，晶界處的Gd、Y原子在固溶處理過程中會(huì)釘扎晶界，從而阻礙晶粒的長(zhǎng)大。而擠壓態(tài)合金由于發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，晶粒明顯細(xì)化，平均晶粒尺寸下降至6.7 μm。

表2 不同初始組織Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的晶粒尺寸Table 2 Grainsize of the Mg-8Gd-2Y-0.5Zr alloy with different initial microstructures

圖1 不同狀態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的光學(xué)顯微組織 （a）鑄態(tài)；（b）固溶態(tài)；（c）時(shí)效態(tài)；（d）擠壓態(tài)Fig. 1 Optical microstructures of Mg-8Gd-2Y-0.5Zr alloys before creep （a）as-cast；（b）as-solution；（c）T6；（d）as-extruded

圖3是不同狀態(tài)下Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的XRD圖譜。從圖3中可知，鑄態(tài)合金主要由基體α-Mg相和Mg5Gd第二相組成，根據(jù)圖2中的能譜，可見第二相還含有Y原子，因此綜合能譜及XRD結(jié)果，推斷鑄態(tài)合金中的初始第二相為Mg5(Gd,Y)相；固溶處理后，Mg5(Gd,Y)第二相消失，XRD衍射圖譜中只含α-Mg相的衍射峰；擠壓態(tài)合金的XRD圖譜與固溶態(tài)的合金一致，只含α-Mg相的衍射峰，說明在本研究所采用的固溶處理?xiàng)l件下，鑄態(tài)合金中的第二相已基本固溶到基體中，且在擠壓過程中沒有新相產(chǎn)生；時(shí)效處理試樣的XRD圖譜中除了基體α-Mg相的衍射峰外，還有β′相的衍射峰。

圖3 不同組織狀態(tài)下Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的XRD衍射圖譜Fig. 3 XRD pattern of Mg-8Gd-2Y-0.5Zr alloy with different initial microstructures before creep

圖4為時(shí)效態(tài)合金TEM組織。圖4(a)表明，經(jīng)過時(shí)效處理后，Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金晶內(nèi)析出了大量彌散分布的β′相；根據(jù)圖4(b)中的基體相衍射斑點(diǎn)，確定β′相存在三種變體，分別沿著[100]Mg、[100]Mg、[ 010]Mg方向排列。為了進(jìn)一步確認(rèn)在擠壓過程中是否有新相生成，利用TEM對(duì)擠壓態(tài)合金進(jìn)行顯微組織觀察，結(jié)果如圖5所示?？芍?，擠壓后合金內(nèi)部晶粒襯度較為一致，雖然有少量細(xì)小彌散相，但無明顯第二相析出。

圖4 時(shí)效態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的TEM形貌及基體相衍射分析 （a）TEM形貌；（b）基體相衍射斑點(diǎn)分析Fig. 4 TEM analysis of Mg-8Gd-2Y-0.5Zr alloy after T6 （a）TEM microstructure ；（b）SAED pattern of Mg matrix

圖5 擠壓態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金TEM顯微組織Fig. 5 TEM analysis of the as-extruded Mg-8Gd-2Y-0.5Zr alloy

2.2 Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的蠕變性能

圖6(a)是鑄態(tài)、固溶處理態(tài)、峰時(shí)效態(tài)及擠壓態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金在200 ℃/70 MPa條件下蠕變100 h的蠕變曲線，圖6(b)為圖6(a)的局部放大圖，圖6(c)為圖6(a)對(duì)應(yīng)的瞬時(shí)蠕變速率曲線。根據(jù)圖6得到不同狀態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金在200 ℃/70 MPa條件下蠕變100 h的蠕變量及穩(wěn)態(tài)蠕變速率如表3所示。由圖6(a)可以看出，擠壓態(tài)合金蠕變量最大，T6合金蠕變量最小，鑄態(tài)和固溶態(tài)蠕變量較為接近，位于前兩者之間。進(jìn)一步比較鑄態(tài)和固溶態(tài)蠕變曲線可知，在蠕變初期，鑄態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的蠕變性能優(yōu)于固溶態(tài)合金，但是隨著蠕變變形的進(jìn)行，鑄態(tài)合金的蠕變性能則低于固溶態(tài)合金，如圖6(b)所示。所有狀態(tài)合金的瞬時(shí)蠕變速率隨蠕變時(shí)間的增加而減小，并逐漸趨近于達(dá)到恒定值。經(jīng)過時(shí)效處理的Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金100 h的蠕變量及穩(wěn)態(tài)蠕變速率均低于鑄態(tài)和固溶處理態(tài)合金約1個(gè)數(shù)量級(jí)，較擠壓態(tài)合金的蠕變量及穩(wěn)態(tài)蠕變速率低約2個(gè)數(shù)量級(jí)；固溶態(tài)合金的蠕變量及穩(wěn)態(tài)蠕變速率略小于鑄態(tài)合金。綜合來看，四種不同組織合金中，時(shí)效態(tài)合金抗蠕變性能最好，擠壓態(tài)合金最差，而鑄態(tài)和固溶態(tài)合金位于兩者之間。

圖6 不同初始組織Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的蠕變及相應(yīng)蠕變速率曲線 （a）蠕變曲線；（b）局部放大蠕變曲線；（c）蠕變速率曲線Fig. 6 Creep strain curves and corresponding creep rates of Mg-8Gd-2Y-0.5Zr alloys with different microstructure （a）creep strain curves；（b）creep strain curves in large magnification；（c）creep rates curves

表3 不同初始組織Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的穩(wěn)態(tài)蠕變性能Table 3 Creep properties of Mg-8Gd-2Y-0.5Zr alloy with different microstructures

2.3 蠕變機(jī)理分析

在高溫下晶界滑移是重要的變形機(jī)制[12-13]，因此晶粒尺寸是影響合金蠕變性能的一個(gè)重要參數(shù)。在高溫條件下，晶界活性提高，原子擴(kuò)散加劇，晶粒尺寸越小，擴(kuò)散距離越短。本研究中擠壓態(tài)合金的晶粒尺寸遠(yuǎn)小于鑄態(tài)、固溶處理態(tài)及時(shí)效態(tài)合金的晶粒尺寸，晶界的體積分?jǐn)?shù)升高使得晶界滑移對(duì)變形量的貢獻(xiàn)增加，因此擠壓態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金在高溫下的抗蠕變性能遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于其他狀態(tài)合金。

第二相的形狀及其與基體的位向關(guān)系也會(huì)顯著影響鎂合金的力學(xué)行為及強(qiáng)化效果[7-11]。一般來說，位錯(cuò)在應(yīng)力的作用下在基體的滑移面上運(yùn)動(dòng)時(shí)，遇到第二相顆粒會(huì)與之發(fā)生相互作用，根據(jù)共格程度以及顆粒大小的不同可能發(fā)生以上兩種反應(yīng)。當(dāng)?shù)诙囝w粒與基體共格時(shí)，位錯(cuò)可以切過第二相顆粒繼續(xù)向前運(yùn)動(dòng)；第二相顆粒與基體非共格時(shí)，位錯(cuò)不能切過第二相顆粒，而是通過Orowan機(jī)制繞過顆粒。Mg-Gd系合金中β′相是其關(guān)鍵強(qiáng)化因子，與Mg基體滿足：(020)β′∥(101 ?0)Mg，[001]β′∥[0001]Mg的位向關(guān)系[14]，當(dāng)位錯(cuò)切過共格β′相時(shí)需要克服界面能和基體畸變能，并且析出相尺寸越小、數(shù)量越多，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)所需要消耗的能量越高，合金的力學(xué)性能也越高。本研究中時(shí)效態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金在蠕變前已析出大量β′相，因此在晶粒尺寸差別不大的情況下，時(shí)效態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金表現(xiàn)出優(yōu)異的抗蠕變性能。

雖然鑄態(tài)與固溶態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的晶粒尺寸相近，在蠕變初期，鑄態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的蠕變性能優(yōu)于固溶態(tài)合金，但是隨著蠕變變形的進(jìn)行，蠕變性能則逐漸低于固溶態(tài)合金。這主要由兩個(gè)因素導(dǎo)致：首先，晶界及晶界附近的第二相必然會(huì)對(duì)合金材料的高溫性能尤其是抗蠕變性能產(chǎn)生重要的影響[15-17]。晶界相可以有效地阻礙晶界滑移[8,18]，提高合金的抗蠕變性能，如圖7(a)所示。然而蠕變過程中晶界附近會(huì)形成一定寬度的晶界無析出帶(PFZ)，如圖7(b)所示，這反而導(dǎo)致了晶界弱化而使晶界相強(qiáng)化效果減弱，導(dǎo)致抗蠕變性能降低，因此本研究中鑄態(tài)合金蠕變初期抗蠕變性能略優(yōu)于固溶態(tài)合金。另一方面，蠕變過程是一個(gè)長(zhǎng)時(shí)的熱處理過程。圖8為蠕變后鑄態(tài)以及固溶態(tài)合金的TEM顯微組織。比較圖8(a)、(b)可以看出，鑄態(tài)以及固溶態(tài)合金在200 ℃/70 MPa蠕變過程中均析出了β′相，但固溶態(tài)合金中過飽和的Gd、Y元素在熱/力耦合作用下更加容易析出，隨著蠕變時(shí)間的延長(zhǎng)，析出的β′相密度更高，這將有利于提升固溶態(tài)合金的抗蠕變性能。固溶態(tài)合金在蠕變過程當(dāng)中動(dòng)態(tài)析出的β′相與基體更加傾向于單一的位相關(guān)系，第二相的形狀及其與基體的位向關(guān)系也會(huì)顯著影響以析出強(qiáng)化為主要強(qiáng)化機(jī)制的鎂合金的力學(xué)行為及強(qiáng)化效果。因此，隨著蠕變的進(jìn)行，固溶處理態(tài)合金的蠕變性能逐漸優(yōu)于鑄態(tài)合金。

圖7 鑄態(tài)合金蠕變過程中晶界Mg5（Gd, Y）相附近形貌微觀組織演變 （a）晶界第二相；（b）晶界Fig. 7 Evolution of micromorphology near second phase Mg5（Gd, Y） during creep process （a）near Mg5（Gd, Y） phase；（b）grain boundary without second phase

圖8 蠕變后鑄態(tài)以及固溶態(tài)合金的TEM顯微組織 （a）鑄態(tài)合金；（b）固溶態(tài)合金Fig. 8 TEM microstructure of the as-cast and as-solution alloys after creep （a） as-cast；（b）as-solution

3 結(jié)論

（1）在200 ℃/70 MPa蠕變條件下，時(shí)效態(tài)合金具有最佳的抗蠕變性能，穩(wěn)態(tài)蠕變速率為2.18×10?10，100 h蠕變量為0.032；擠壓態(tài)合金的抗蠕變性能最低，穩(wěn)態(tài)蠕變速率為1.52×10?8，100 h蠕變量為0.885；鑄態(tài)和固溶態(tài)合金抗蠕變性能位于前兩者之間。

（2）晶粒尺寸細(xì)小是導(dǎo)致擠壓態(tài)合金抗蠕變性能較低的主要因素；在晶粒尺寸差別不大的情況下，時(shí)效態(tài)合金中析出的大量與基體完全共格的β′相是時(shí)效態(tài)合金具有最佳抗蠕變性能的主要原因。

（3）在蠕變初期，鑄態(tài)合金中晶界Mg5(Gd,Y)相導(dǎo)致鑄態(tài)Mg-8Gd-2Y-0.5Zr合金的蠕變性能略優(yōu)于固溶態(tài)合金；隨著蠕變時(shí)間的延長(zhǎng)，Mg5(Gd,Y)相強(qiáng)化作用減弱，固溶態(tài)合金中動(dòng)態(tài)析出的大量β′相則是固溶態(tài)合金抗蠕變性能逐漸優(yōu)于鑄態(tài)合金的主要因素。