Mg-13Gd-1Zn合金的组织与力学性能

295 编辑：中冶有色技术网来源：甄睿,吴震,许恒源,谈淑咏

2024-04-09 15:54:14

在对LPSO结构增强Mg-Gd-Zn三元合金系的早期研究[1,2,3]中，在Mg-Gd-Zn 合金铸态组织中很少出现长周期结构相，但是高温退火后结构为14H的长周期相从基体α-Mg的过饱和固溶体中析出，因此将其归为第II类Mg-RE-Zn合金[2,4] 后来的研究发现，在Mg-Gd-Zn合金的铸态基体中也能生成层片状14H-LPSO结构[5,6,7,8,9]，且其成分在一定范围内变化近期的研究结果表明，在铸态Mg-Gd-Zn合金的基体中能生成18R-LPSO结构的层片相[10,11] 在不同条件下热处理后在α-Mg基体中分别生成了结构为10H、14H、18R和24R的长周期相：凝固时生成18R，热处理温度为300~420℃时形成24R，热处理温度为420~460℃时生成10H和14H [11]

Mg-Gd-Zn合金系具有优良的力学性能，是长周期结构增强稀土镁合金中最具开发前景的合金系之一[12,13,14,15,16] 14H-LPSO结构作为一种高温强化结构，对Mg-Gd-Zn合金的高温抗拉强度和蠕变性能有显著的贡献[17,18,19,20,21] 本文用传统铸造和热加工工艺制备Mg-13Gd-1Zn(%，质量分数)合金，研究铸态、退火态、挤压态和时效态合金的组织演化、室温力学性能和高温蠕变性能

1 实验方法

使用纯镁(≥99.90%)、纯钆(≥99.90%)和纯锌(≥99.95%)配制Mg-13Gd-1Zn合金原料将干燥处理过的原料在井式坩埚炉中熔炼，保护气体为流量比为1:100的SF6+CO2混合气体将坩埚预热至暗红色后装满经清洁和预热的镁锭，待镁锭完全熔化后加入稀土Gd，熔体升温至740~750℃时搅拌1~2 min以使成分均匀清除熔渣后升温至750~760℃时加入小块Zn，保温10~15 min 待合金全部溶解后停止加热，温度降至720℃时将溶液浇铸进直径为60 mm的水冷铜模得到铸锭将铸锭在510℃均匀化退火12 h后在350 t的立式挤压机上挤压成直径为20 mm的圆棒挤压温度为430℃，挤压模预热至250℃ 将挤压得到的圆棒空冷至室温最后将挤压态合金在温度为200℃的DHG-9036A型精密干燥箱中时效处理(T5)20 h

用Olympus BHM光学金相显微镜(OM)和Sirion200场发射扫描电子显微镜(SEM)观察各个状态合金的显微组织使用机械研磨、机械抛光和腐蚀的方法制备金相和SEM试样腐蚀用的侵蚀剂为硝酸酒精，浸蚀时间为5~6 s 用D8 DISCOVER型X射线衍射仪和选区电子衍射(SAED)方法鉴别合金中的组成相，试验条件为：Cu靶Ka线、电压为40 KV、电流为25 mA、扫描速度为2°/min，测量角度误差小于0.01° 用FEI Tecnai G2 F20 S-TWIN型透射电子显微镜(TEM)分析观察沉淀析出相和位错的形貌采用电子双喷和离子减薄的方法制备TEM试样，双喷的浸蚀液为30vol%H3PO4+70vol%C2H5OH，双喷温度为-10℃～-20℃，电压10 V~15 V 使用CMT-5105型电子万能试验机测试合金的室温拉伸性能，拉伸速率为2 mm/min 用RD2-3型高温蠕变试验机测试高温拉伸蠕变

2 结果和讨论2.1 铸态和退火态的显微组织

图1给出了Mg-13Gd-1Zn合金的X射线衍射分析结果由图1可见，合金铸态的组成相主要有基体相α-Mg和中间相(Mg,Zn)3Gd 在高温退火后的铸件中仍有α-Mg相和(Mg,Zn)3Gd相的衍射峰，但是比铸态的强度减弱

图1

图1铸态和退火态合金的XRD图谱

Fig.1X-ray diffraction patterns of the as-cast (a) and as-annealed (b) alloy

图2a给出了Mg-13Gd-1Zn合金的铸态光学金相组织结合XRD图谱可以看出，合金由α-Mg基体和呈现网状共晶组织形貌的(Mg,Zn)3Gd相组成同时，在α-Mg基体上还有些衬度比共晶相稍浅的细层片组织, 根据所选区域的电子衍射斑点可定为14H型的LPSO相[22,23,24] 图2b给出了合金退火后在光学显微镜下观察到的金相组织可以看出，退火后合金铸态组织中黑色衬度成网状分布的(Mg,Zn)3Gd共晶相的体积分数减小，基体中层片状14H-LPSO相的体积分数大幅度增大这表明，在高温退火的过程中部分(Mg,Zn)3Gd相溶入α-Mg基体中，在基体中沉淀析出了大量的晶内层片状14H-LPSO相

图2

图2合金的OM像和层片相的电子衍射花样(EB//[11?2?0])

Fig.2OM images of the alloy and corresponding SAED(EB//[11?2?0]α) pattern of the lamella phase in the alloy (a) as-cast, (b) as-annealed

2.2 挤压态的显微组织

图3a和b分别给出了Mg-13Gd-1Zn合金挤压态组织的OM和SEM像可以看出，在合金的热挤压过程中发生了动态再结晶，晶粒呈等轴状，晶粒尺寸为10~30 μm 在挤压前的显微组织中呈网状分布的(Mg,Zn)3Gd相已经破碎，颗粒沿挤压方向分布成条带状同时，在挤压态试样的基体中还出现大量的14H-LPSO细层片相，分布在带状分布的(Mg,Zn)3Gd相之间

图3

图3挤压态合金的显微组织

Fig.3OM (a) and SEM (b) images of the as-extruded alloy

2.3 挤压态合金的时效处理

图4a给出了合金T5态试样的SEM像可以看出，经过T5处理后合金中层片状14H-LPSO相的体积分数增大本文Mg-13Gd-1Zn合金中14H-LPSO的尺寸不是纳米级，而且与基体相(α-Mg)只是在基面上共格[25]，而不是在所有晶体学方向上共格，因此不可能是调幅分解的产物合金经T5处理后晶内14H-LPSO相的体积分数增大，说明14H-LPSO相是沉淀相变的结果 LPSO相的形成，必须满足堆垛层错的引入和溶质元素向层错层中的扩散两个过程由于晶界处溶质原子含量充足且位错密度较高，14H-LPSO相的形成易于从晶界向晶内进行只要α-Mg基体内局部位置满足堆垛层错和溶质浓度要求，14H-LPSO相就能形核因此可以认为，本文合金中14H-LPSO的析出发生在在一个较宽的温度范围(200~510℃)，即从均匀化退火处理到时效均可见14H-LPSO的析出

图4

图4T5态合金的显微组织

Fig.4SEM (a) and TEM (b) images of the alloy after T5 treatment

为了更好的观察合金的时效析出相，对T5态试样进行了TEM观察，结果如图4b所示可以看出，在时效过程中形成了大量细小的沉淀颗粒，分别呈现椭球状形貌和针片状形貌图中的椭球状颗粒可定为β'相，在两个相邻的β'相之间析出的针片状颗粒为β1相[26,27]

2.4 力学性能

2.4.1 室温拉伸性能

表1列出了Mg-13Gd-1Zn合金在不同状态下的室温拉伸性能可以看出，铸态合金的强度和延伸率都比较低，可能与组织中的缺陷有关与铸态相比，热挤压后的合金其力学性能有了很大的提高，抗拉强度达340 MPa，延伸率达10.3% 这表明，合金在形变强化的同时发生的动态再结晶使晶粒细化，不但提高了合金的强度还改善了其塑性经过T5处理的合金，其抗拉强度和屈服强度比挤压态分别提高了17%和38%，延伸率降低(2.56%) Yamasaki等[3]认为，Mg-Zn-Gd系合金在200℃时效过程中的析出相序列为：α-Mg(SSS)→β'(orthor, Mg7Gd)→β1(fcc，Mg5Gd)→β(fcc，Mg5Gd) 本文的Mg-13Gd-1Zn合金经过T5处理后，在基体中析出了大量细小弥散分布的β'和β1金属间化合物相，使合金的强度明显提高，表现出明显的沉淀强化效果图5给出了合金T5处理后拉伸试样中14H-LPSO相的TEM像，可见在14H-LPSO相的周围有明显的黑色的位错塞积这表明，14H-LPSO相与位错发生了强烈的交互作用，使合金强化

Table 1

表1

表1Mg-13Gd-1Zn合金的室温拉伸性能

Table 1Tensile properties of the Mg-13Gd-1Zn alloy at room temperature

State	UST/MPa	YST/MPa	Elongation/%
As-cast	175	142	2.40
As-extruded	340	143	10.3
T5	397	197	2.56

图5

图5合金T5处理后拉伸试样中14H-LPSO相的TEM照片和电子衍射花样(EB//[11?2?0])

Fig.5TEM image and corresponding SAED(EB//[11?2?0]α) pattern of 14H-LPSO structure in ageing (T5) alloy after tensile test

2.4.2 高温抗蠕变性能

高温抗蠕变性能是应用在汽车动力系部件中耐热镁合金的关键指标本文分别测试了挤压态Mg-13Gd-1Zn合金在200℃/80 MPa和200℃/120 MPa两种条件下蠕变100 h的抗蠕变性能为了对比，本文还制备了WE54合金，与本文实验用合金在相同条件下进行热挤压变形，并在相同条件(温度、应力)下进行高温抗蠕变性能实验

图6a给出了两种实验合金挤压态试样在200℃/80 MPa条件下蠕变100 h的蠕变曲线可以看出，100 h蠕变试验后试样均保持在稳态蠕变阶段其中Mg-13Gd-1Zn合金的稳态阶段斜率和蠕变延伸率较低图6b给出了实验合金在200℃/120 MPa下100 h蠕变曲线实验加载应力的提高使两种合金的抗蠕变性能都不同程度降低，但是100 h后都没有进入蠕变第三阶段在此状态下，合金Mg-13Gd-1Zn仍然保持着较低的稳态蠕变速率和蠕变应变量同时，改变应力后，Mg-13Gd-1Zn合金蠕变速率增加缓慢，而WE54合金蠕变速率增加较快这表明，Mg-13Gd-1Zn合金的抗蠕变能力对应力的敏感性较小，而WE54对应力的敏感性较大可以看出，在相同条件下Mg-13Gd-1Zn合金的抗蠕变性能均优于(即蠕变速率低于)WE54合金

图6

图6合金在200℃/80 MPa和200℃/120 MPa条件下蠕变100 h的蠕变曲线

Fig.6Creep curves of the alloys at 200℃/80 MPa (a) and 200℃/120 MPa (b) for 100 h

根据蠕变曲线可以计算出合金在两种不同的实验条件下的蠕变速率，其值列于表2 合金的100 h蠕变延伸率也列于表中可以看出，在两种实验条件下Mg-13Gd-1Zn合金均具有较好的高温抗蠕变性能在200℃/120 MPa条件下的最小蠕变速率及100 h蠕变延伸率分别为11.6×10-9 s-1和0.51%

Table 2

表2

表2合金在200℃/80 MPa和200℃/120 MPa条件下的抗蠕变性能

Table 2Creep properties of alloys studied at 200℃/80 MPa and 200℃/120 MPa

Alloy	T/℃	σ/MPa	ε/s-1×10-9	100 h εt /%	tf /h
Mg-13Gd-1Zn	200	80	5.36	0.24	>100
Mg-13Gd-1Zn	200	120	11.6	0.51	>100
WE54	200	80	6.58	0.32	>100
WE54	200	120	24.5	0.96	>100

对挤压态Mg-13Gd-1Zn合金蠕变试验后试样组织进行了SEM组织观察，结果如图7所示与蠕变前组织(挤压态)相比，合金的组织发生了明显变化在合金的晶界处出现了蠕变裂纹同时，经100 h蠕变后晶内14H-LPSO相有增多的趋势，说明在此200℃高温和80 MPa应力的共同作用下合金中原子的运动加剧，扩散加快，从而能更充分的满足堆垛层错和溶质浓度的要求，生成了更多的长周期结构相 Garces G等[19]对Mg97Zn1Y2合金高温蠕变性能的研究认为，晶粒内部的层片状14H-LPSO相作为额外障碍能有效地阻碍蠕变变形，且随着LPSO相的增多镁合金的模量增大，LPSO相比镁基体能承受更大的负载本文的实验结果表明，在200℃/80 MPa和200℃/120 MPa两种实验条件下，Mg-13Gd-1Zn合金的蠕变性能均优于WE54合金，两种合金在200℃/120 MPa条件下的最小蠕变速率分别为11.6×10－9 s-1和24.5×10－9 s-1，表明14H-LPSO相能够显著提高镁合金的抗蠕变能力

图7

图7Mg-13Gd-1Zn合金在200℃/80 MPa条件下蠕变100 h的SEM形貌

Fig.7SEM micrograph of Mg-13Gd-1Zn alloy after creep at 200℃/80 MPa for 100 h

3 结论

(1) Mg-13Gd-1Zn合金的铸态组织由α-Mg、(Mg,Zn)3Gd和14H-LPSO长周期相组成

(2) 合金在均匀化退火、热挤压后直接时效(T5)过程中都发生了晶内14H-LPSO相的沉淀(析出)，表明合金中14H-LPSO的沉淀相变发生在一个很宽的温度范围(200~510℃)

(3) 合金在挤压后直接时效(T5)处理过程中发生了β'、β1及14H-LPSO相的沉淀析出，在沉淀强化与LPSO强化的共同作用下其屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为197 MPa、397 MPa和2.56%

(4) 在200℃/80 MPa和200℃/120 MPa两种实验条件下，挤压态Mg-13Gd-1Zn合金的抗蠕变性能均显著高于WE54合金

1 实验方法2 结果和讨论2.1 铸态和退火态的显微组织 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图22.2 挤压态的显微组织 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图42.4 力学性能 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图5 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/table_thumbnail_icon.png"/>表2图73 结论

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