王振东，房灿峰，孟令刚，李乃朴，吴友芳，张兴国

(大连理工大学 材料科学与工程学院，大连 116024)

高强Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的微观组织和力学性能

王振东，房灿峰，孟令刚，李乃朴，吴友芳，张兴国

(大连理工大学 材料科学与工程学院，大连 116024)

通过金属模铸、热挤压和时效处理(T5)工艺过程制备出高强 Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金，并利用光学显微镜、XRD、SEM 及 TEM 分析研究 Mg合金不同状态下的显微组织和力学性能。结果表明：Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金的铸态组织主要由α-Mg基体和沿晶界分布的片层状第二相Mg12Zn(Gd, Y)组成，经过热挤压变形后，合金晶粒显著细化，时效处理过程中Mg12Zn(Gd, Y)相上析出少量细小的颗粒状Mg3Zn3(Gd, Y)2相。时效态合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到446 MPa、399 MPa和6.1%，其强化方式主要为细晶强化和第二相强化。

高强镁合金；稀土；热挤压；时效处理；力学性能

近年来，镁合金作为最轻的金属结构材料，其应用研究备受瞩目。由于镁合金具有高比强度、高比刚度和良好的减震降噪特性、电磁屏蔽性能及良好的机械加工性能、易回收性等诸多优点，被广泛应用于汽车、通讯和航天航空等行业[1-4]。但是镁合金较低的力学性能和较差的塑性变形能力制约了其应用领域，因此，提高镁合金的强度和塑性是亟待解决的问题。

在镁合金中添加稀土元素是提高其力学性能的有效途径。研究表明，含有Gd和Y的镁合金具有很好的时效硬化特性，因而可以通过添加Gd和Y等稀土元素大幅度提高镁合金的力学性能[5-6]。近年来，Mg-Gd系、Mg-Y系、Mg-Zn-Y系和Mg-Gd-Y系合金由于具有良好的室温力学性能引起了研究者的广泛关注。ROKHLIN等[7]和KAMADO等[8]发现Mg-20%Gd的抗拉强度优于传统WE54的。KAWAMURA等[9]通过快速凝固粉末冶金(RS/PM)法制备出的 Mg97Zn1Y2合金的屈服强度可高达610 MPa，强化作用主要是源于晶粒的细化和Mg-Y合金中添加Zn元素所形成的强化相，该强化相具有长周期堆垛结构(LPSO)，能够较大幅度地提高合金的力学性能。GAO等[10]研究了经T6时效处理后Mg-15Gd-4Y-0.5Zr合金，其抗拉强度为 276.9 MPa，彭卓凯等[11]研究了 Mn和 Zr对Mg-Gd-Y合金组织与力学性能的影响，结果发现 T5态Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金具有较高的强度，其抗拉强度可达370 MPa。

目前，高强Mg-RE合金系多以添加大量的Gd、Y为主提高强度，导致成本太高而且室温伸长率过低。研究发现，Mg-RE合金加入少量Zn元素，不仅可以调控Mg-RE合金系的时效析出组织，而且在适当的加入量和工艺条件下，Mg-RE-Zn合金系还形成了除沉淀相以外的新相或结构，如准晶和长周期堆垛结构(Long period stacking ordered structure，简称LPSO结构)[12-13]。

本文作者以Mg-Gd-Y合金为基础，以制备高强镁合金为研究目的，通过适当降低Gd、Y元素的加入量，并添加适量 Zn元素以期获得 Mg-Zn-RE合金中的LPSO结构强化相，同时加入微量Zr元素细化晶粒。采用常规金属模铸法制备 Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金，通过均匀化、热挤压和时效处理等工艺进一步改善力学性能。

1 实验

实验合金采用纯Mg(质量分数，99.9%)、Zn(99.9%)以及Mg-30%Gd、Mg-30%Y、Mg-30%Zr中间合金为原料，采用镁合金专用覆盖剂进行熔体保护，以高纯Ar对熔体进行精炼处理。金属铸模预热到300℃左右，浇注过程中，采用(CO2+SF6)混合气氛保护。所制备合金的实测化学成分如表1所示。

表1 Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金实测化学成分Table1 Chemical composition of Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr alloy (mass fraction, %)

将铸锭经520 ℃均匀化处理12 h后，加工成d 106 mm×45 mm的圆柱形试样，在3 000 kN的压力机上将其挤压成直径为d 35 mm的圆棒，挤压比为10∶1；挤压温度为400 ℃，挤压速率为0.1 mm/s。将挤压后的棒材进行T5时效处理，时效温度为200 ℃。为了确定合金峰时效的时间，进行了不同时效时间下的硬度测试。结果表明，合金在40 h左右出现峰时效，故本实验选取的时效处理时间为40 h。

采用MEF4A型多功能金相显微镜观察不同状态下合金的显微组织，采用JSM-5600LV型扫描电镜、EDS附件和Tecnai G220 S-Twin型透射电镜对不同状态试样进行显微组织与微区成分分析，利用 DNS100型力学性能测试仪进行室温力学性能测试。试样的拉伸速率为2 mm/min。

2 结果与讨论

2.1 Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金的微观组织

不同状态下 Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金的显微组织、SEM像和对应的XRD谱以及时效处理后合金的TEM像分别如图1~4所示。从图1(a)和1(b)所示的铸态显微组织并结合图2(a)所示的XRD谱可以看出，合金铸态下α-Mg为粗大的树枝晶，平均晶粒尺寸为90 μm左右。合金铸态组织中粗大的、呈片层状的第二相Mg12Zn(Gd, Y)沿晶界呈不连续网状分布，并且沿一定的方向排列。以较小的颗粒并呈团簇状聚集的形状不规则的相经 XRD衍射分析确定主要为Mg24(Gd,Y,Zn)5相。

从图1(c)可以看到，Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金经过均匀化处理后，部分第二相被溶解到 α-Mg基体中，晶界上均匀分布着板条形态网状的Mg12Zn(Gd, Y)相和呈块状、颗粒状的Mg24(Gd,Y,Zn)5相。

合金经过400 ℃热挤压变形后，从图1(d)看出，晶粒尺寸比挤压前明显减小，由90 μm左右减小到30 μm左右。由图1(e)可以观察到，经过挤压变形后的第二相组织形貌发生了改变，原来铸态组织中沿晶界不连续分布的Mg12Zn(Gd, Y)相在挤压的过程中被挤碎。然而，大部分的Mg12Zn(Gd, Y)相依然被保留下来，并且基体组织和第二相明显沿挤压方向被拉长。

挤压后经过 T5时效处理的 Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金的金相组织如图1(f)所示。由图1(f)可见，时效处理后，在片层状Mg12Zn(Gd, Y)相上析出少量细小的颗粒相，结合图 2(d)所示 XRD谱可知，该相为Mg3Zn3(Gd, Y)2。

图1 Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金微观组织Fig.1 Microstructures of Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr alloys: (a), (b) As-cast; (c) As-homogenized; (d) As-extruded transverse; (e) Asextruded longitudinal; (f) As-aged

图2 Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金的XRD谱Fig.2 XRD patterns of Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr alloys:(a) As-cast; (b) As-homogenized; (c) As-extruded; (d) As-aged

表2 图3(a)中A点对应的EDS分析Table2 Corresponding EDS results of point A in Fig. 3(a)

图3所示为Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金铸态和时效处理后的SEM像。图3(a)中A点所对应的EDS分析结果见表 2。从 EDS分析结果可以看出，Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金从铸态至时效态一直保留下来的片层状第二相为 Mg-6.53Y-2.02Gd-5.14Zn(摩尔分数，%)，其结构近似于18R型LPSO结构[14]。结合TEM观察Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金从晶界到晶粒内部的组织形貌(如图4所示)可知，具有LPSO结构的 Mg-6.53Y-2.02Gd-5.14Zn(摩尔分数，%)相不仅分布在晶界上，并且一直过渡到晶粒内部。

图3 Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金SEM像Fig.3 SEM images of Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr alloys: (a) As-cast; (b) As-aged

图4 Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金TEM像Fig.4 TEM images of Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr alloys: (a) Grain boundary; (b) Grain boundary combined with matrix; (c) Grain boundary close to grain inner; (d) Intra-crystalline

2.2 Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金的力学性能

Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金室温力学拉伸性能测试结果如表3所列。由表3可知，铸态抗拉强度和屈服强度仅为185和127 MPa；通过热挤压变形可大幅度提高其力学性能，挤压态抗拉强度和屈服强度分别达到383和326 MPa，比铸态分别提高了107.0%和156.7%，伸长率达 7.2%，比铸态提高了 37.5%。T5时效处理后抗拉强度和屈服强度分别为 446和 399 MPa，比挤压态分别提高了 16.5%和 22.4%，但是伸长率从 7.2%下降为 6.1%。可以看出，Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金在获得优良极限抗拉强度的同时保持了良好的塑性。伸长率在挤压状态下处于较高水平，但时效处理造成伸长率略有下降。原因是时效过程中析出的Mg3Zn3(Gd, Y)2相阻碍位错运动，增加了变形抗力，使得在强度增加的同时塑性有所降低。因此，高强度与高塑性的最佳匹配有待进一步研究。

表3 Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金力学性能Table3 Mechanical properties of Mg-7Y-4Gd-1.6Zn-0.5Zr alloy

热挤压态 Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金抗拉强度的提高主要归因于晶粒细化强化效应。经过挤压变形，晶粒大小与铸态相比明显细化，分布较铸态均匀。由Hall-Petch公式可知，晶粒尺寸的减小能够有效地提升材料的抗拉强度。NUSSBAUM 等[15]研究发现，对于六方结构的镁合金来说，晶粒大小对强度产生的影响远比对立方结构的材料大得多。

经时效处理后，Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金强度继续增加的主要原因则是时效过程中析出的细小强化相能够有效地阻碍位错运动。TEM 观察到的片层状 Mg-6.53Y-2.02Gd-5.14Zn(摩尔分数，%)相可使晶界与基体具有较高的结合强度，能够有效地阻碍晶粒间的相互运动，对于提高合金的抗拉强度有着积极的影响。同时，合金中沿晶界分布的片层状的Mg12Zn(Gd,Y)强化相具有良好的变形塑性，对提高Mg-Gd-Y系和Mg-Zn-Y系镁合金强度和塑性有着重要的影响[16-18]。因此，合金在具有较高的强度和硬度的同时也具有较好的塑性和韧性，即具有良好的综合力学性能。

图5所示为合金拉伸试样铸态和时效态的断口形貌。由图5可以看出，在铸态下合金断口呈现出不同程度的晶粒多面体外形的岩石状花样，为晶间断裂，表明该合金铸态下塑性较差。这是由于合金属于六方晶系，滑移系少，合金通过滑移、孪生和扭折实现整体变形的协调。但当应变达到比较大的程度时，协调变形就难以进行，从而导致裂纹萌生和扩展。经挤压和时效处理后，合金宏观断口上分布着一定数量的大小不一的韧窝，断口形貌主要由撕裂棱构成。这是由于晶粒得到明显细化，合金整体变形协调能力提高，减少了位错塞积，因此，挤压和时效处理后的Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金具有较好的塑性变形能力。

图5 Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金拉伸断口的SEM像Fig. 5 SEM images of tension fractures of Mg-7Gd-4Y-16Zb-0.5Zr alloys: (a) As-cast; (b) As-aged

3 结论

1) Mg12Zn(Gd, Y)是 Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金铸态组织中的主要第二相，呈片层状沿晶界不连续网状分布，经过挤压变形后，部分沿晶界分布的片层状第二相被挤碎并沿晶界方向被拉长。

2) Mg12Zn(Gd, Y)相呈LPSO结构，且Mg12Zn(Gd,Y)相从晶界延续至晶内，阻碍晶粒之间的相对滑动，有效地提高了 Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金的力学性能并具有良好的变形塑性。

3) 通过合理的热挤压和时效处理工艺，成功制备出具有优良综合力学性能的 Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr合金，抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为446 MPa、399 MPa和6.1%。

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Microstructures and mechanical properties of high-strength Mg-Gd-Y-Zn-Zr alloy

WANG Zhen-dong, FANG Can-feng, MENG Ling-gang, LI Nai-pu, WU You-fang, ZHANG Xing-guo
(School of Materials Science and Engineering, Dalian University of Technology, Dalian 116024, China)

High-strength Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr alloy was prepared by conventional metal mold casting，subsequently hot extrusion and T5 heat treatment were conducted. The microstructures and mechanical properties of this Mg alloy under different states were studied by using OP, XRD, SEM and TEM. The results show that the as-cast microstructures of Mg-7Gd-4Y-1.6Zn-0.5Zr alloy consists of α-Mg matrix and lamellar second-phase Mg12Zn(Gd, Y) phase which distributes around α-Mg matrix. After hot extrusion, the grain size of this alloy can be refined dramatically. Tiny little particle Mg3Zn3(Gd, Y)2phase is precipitated out of the Mg12Zn(Gd, Y) phase during the process of T5 heat treatment.The tensile strength, yield strength and elongation of alloys under T5 condition reach 446 MPa, 399 MPa and 6.1%,respectively. The main strengthening methods are considered as fine grain strengthening and second-phase strengthening.

high-strength magnesium alloy; rare earth; hot extrusion; T5 heat treatment; mechanical property

TG146.2

A

1004-0609(2012)1-0001-06

国家自然科学基金资助项目(50875031)

2011-02-17；

2011-05-26

张兴国，教授，博士；电话：0411-84706183; E-mail: zxgwj@dlut.edu.cn

(编辑 何学锋)