在對LPSO結(jié)構(gòu)增強Mg-Gd-Zn三元合金系的早期研究[1,2,3]中，在Mg-Gd-Zn 合金鑄態(tài)組織中很少出現(xiàn)長周期結(jié)構(gòu)相，但是高溫退火后結(jié)構(gòu)為14H的長周期相從基體α-Mg的過飽和固溶體中析出，因此將其歸為第II類Mg-RE-Zn合金[2,4] 后來的研究發(fā)現(xiàn)，在Mg-Gd-Zn合金的鑄態(tài)基體中也能生成層片狀14H-LPSO結(jié)構(gòu)[5,6,7,8,9]，且其成分在一定范圍內(nèi)變化 近期的研究結(jié)果表明，在鑄態(tài)Mg-Gd-Zn合金的基體中能生成18R-LPSO結(jié)構(gòu)的層片相[10,11] 在不同條件下熱處理后在α-Mg基體中分別生成了結(jié)構(gòu)為10H、14H、18R和24R的長周期相：凝固時生成18R，熱處理溫度為300~420℃時形成24R，熱處理溫度為420~460℃時生成10H和14H [11]

Mg-Gd-Zn合金系具有優(yōu)良的力學性能，是長周期結(jié)構(gòu)增強稀土鎂合金中最具開發(fā)前景的合金系之一[12,13,14,15,16] 14H-LPSO結(jié)構(gòu)作為一種高溫強化結(jié)構(gòu)，對Mg-Gd-Zn合金的高溫抗拉強度和蠕變性能有顯著的貢獻[17,18,19,20,21] 本文用傳統(tǒng)鑄造和熱加工工藝制備Mg-13Gd-1Zn(%，質(zhì)量分數(shù))合金，研究鑄態(tài)、退火態(tài)、擠壓態(tài)和時效態(tài)合金的組織演化、室溫力學性能和高溫蠕變性能

1 實驗方法

使用純鎂(≥99.90%)、純釓(≥99.90%)和純鋅(≥99.95%)配制Mg-13Gd-1Zn合金原料 將干燥處理過的原料在井式坩堝爐中熔煉，保護氣體為流量比為1:100的SF6+CO2混合氣體 將坩堝預(yù)熱至暗紅色后裝滿經(jīng)清潔和預(yù)熱的鎂錠，待鎂錠完全熔化后加入稀土Gd，熔體升溫至740~750℃時攪拌1~2 min以使成分均勻 清除熔渣后升溫至750~760℃時加入小塊Zn，保溫10~15 min 待合金全部溶解后停止加熱，溫度降至720℃時將溶液澆鑄進直徑為60 mm的水冷銅模得到鑄錠 將鑄錠在510℃均勻化退火12 h后在350 t的立式擠壓機上擠壓成直徑為20 mm的圓棒 擠壓溫度為430℃，擠壓模預(yù)熱至250℃ 將擠壓得到的圓棒空冷至室溫 最后將擠壓態(tài)合金在溫度為200℃的DHG-9036A型精密干燥箱中時效處理(T5)20 h

用Olympus BHM光學金相顯微鏡(OM)和Sirion200場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察各個狀態(tài)合金的顯微組織 使用機械研磨、機械拋光和腐蝕的方法制備金相和SEM試樣 腐蝕用的侵蝕劑為硝酸酒精，浸蝕時間為5~6 s 用D8 DISCOVER型X射線衍射儀和選區(qū)電子衍射(SAED)方法鑒別合金中的組成相，試驗條件為：Cu靶Ka線、電壓為40 KV、電流為25 mA、掃描速度為2°/min，測量角度誤差小于0.01° 用FEI Tecnai G2 F20 S-TWIN型透射電子顯微鏡(TEM)分析觀察沉淀析出相和位錯的形貌 采用電子雙噴和離子減薄的方法制備TEM試樣，雙噴的浸蝕液為30vol%H3PO4+70vol%C2H5OH，雙噴溫度為-10℃～-20℃，電壓10 V~15 V 使用CMT-5105型電子萬能試驗機測試合金的室溫拉伸性能，拉伸速率為2 mm/min 用RD2-3型高溫蠕變試驗機測試高溫拉伸蠕變

2 結(jié)果和討論2.1 鑄態(tài)和退火態(tài)的顯微組織

圖1給出了Mg-13Gd-1Zn合金的X射線衍射分析結(jié)果 由圖1可見，合金鑄態(tài)的組成相主要有基體相α-Mg和中間相(Mg,Zn)3Gd 在高溫退火后的鑄件中仍有α-Mg相和(Mg,Zn)3Gd相的衍射峰，但是比鑄態(tài)的強度減弱

圖1



圖1鑄態(tài)和退火態(tài)合金的XRD圖譜

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

圖2a給出了Mg-13Gd-1Zn合金的鑄態(tài)光學金相組織 結(jié)合XRD圖譜可以看出，合金由α-Mg基體和呈現(xiàn)網(wǎng)狀共晶組織形貌的(Mg,Zn)3Gd相組成 同時，在α-Mg基體上還有些襯度比共晶相稍淺的細層片組織, 根據(jù)所選區(qū)域的電子衍射斑點可定為14H型的LPSO相[22,23,24] 圖2b給出了合金退火后在光學顯微鏡下觀察到的金相組織 可以看出，退火后合金鑄態(tài)組織中黑色襯度成網(wǎng)狀分布的(Mg,Zn)3Gd共晶相的體積分數(shù)減小，基體中層片狀14H-LPSO相的體積分數(shù)大幅度增大 這表明，在高溫退火的過程中部分(Mg,Zn)3Gd相溶入α-Mg基體中，在基體中沉淀析出了大量的晶內(nèi)層片狀14H-LPSO相

圖2



圖2合金的OM像和層片相的電子衍射花樣(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 擠壓態(tài)的顯微組織

圖3a和b分別給出了Mg-13Gd-1Zn合金擠壓態(tài)組織的OM和SEM像 可以看出，在合金的熱擠壓過程中發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，晶粒呈等軸狀，晶粒尺寸為10~30 μm 在擠壓前的顯微組織中呈網(wǎng)狀分布的(Mg,Zn)3Gd相已經(jīng)破碎，顆粒沿擠壓方向分布成條帶狀 同時，在擠壓態(tài)試樣的基體中還出現(xiàn)大量的14H-LPSO細層片相，分布在帶狀分布的(Mg,Zn)3Gd相之間

圖3



圖3擠壓態(tài)合金的顯微組織

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

2.3 擠壓態(tài)合金的時效處理

圖4a給出了合金T5態(tài)試樣的SEM像 可以看出，經(jīng)過T5處理后合金中層片狀14H-LPSO相的體積分數(shù)增大 本文Mg-13Gd-1Zn合金中14H-LPSO的尺寸不是納米級，而且與基體相(α-Mg)只是在基面上共格[25]，而不是在所有晶體學方向上共格，因此不可能是調(diào)幅分解的產(chǎn)物 合金經(jīng)T5處理后晶內(nèi)14H-LPSO相的體積分數(shù)增大，說明14H-LPSO相是沉淀相變的結(jié)果 LPSO相的形成，必須滿足堆垛層錯的引入和溶質(zhì)元素向?qū)渝e層中的擴散兩個過程 由于晶界處溶質(zhì)原子含量充足且位錯密度較高，14H-LPSO相的形成易于從晶界向晶內(nèi)進行 只要α-Mg基體內(nèi)局部位置滿足堆垛層錯和溶質(zhì)濃度要求，14H-LPSO相就能形核 因此可以認為，本文合金中14H-LPSO的析出發(fā)生在在一個較寬的溫度范圍(200~510℃)，即從均勻化退火處理到時效均可見14H-LPSO的析出

圖4



圖4T5態(tài)合金的顯微組織

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

為了更好的觀察合金的時效析出相，對T5態(tài)試樣進行了TEM觀察，結(jié)果如圖4b所示 可以看出，在時效過程中形成了大量細小的沉淀顆粒，分別呈現(xiàn)橢球狀形貌和針片狀形貌 圖中的橢球狀顆粒可定為β'相，在兩個相鄰的β'相之間析出的針片狀顆粒為β1相[26,27]

2.4 力學性能

2.4.1 室溫拉伸性能

表1列出了Mg-13Gd-1Zn合金在不同狀態(tài)下的室溫拉伸性能 可以看出，鑄態(tài)合金的強度和延伸率都比較低，可能與組織中的缺陷有關(guān) 與鑄態(tài)相比，熱擠壓后的合金其力學性能有了很大的提高，抗拉強度達340 MPa，延伸率達10.3% 這表明，合金在形變強化的同時發(fā)生的動態(tài)再結(jié)晶使晶粒細化，不但提高了合金的強度還改善了其塑性 經(jīng)過T5處理的合金，其抗拉強度和屈服強度比擠壓態(tài)分別提高了17%和38%，延伸率降低(2.56%) Yamasaki等[3]認為，Mg-Zn-Gd系合金在200℃時效過程中的析出相序列為：α-Mg(SSS)→β'(orthor, Mg7Gd)→β1(fcc，Mg5Gd)→β(fcc，Mg5Gd) 本文的Mg-13Gd-1Zn合金經(jīng)過T5處理后，在基體中析出了大量細小彌散分布的β'和β1金屬間化合物相，使合金的強度明顯提高，表現(xiàn)出明顯的沉淀強化效果 圖5給出了合金T5處理后拉伸試樣中14H-LPSO相的TEM像，可見在14H-LPSO相的周圍有明顯的黑色的位錯塞積 這表明，14H-LPSO相與位錯發(fā)生了強烈的交互作用，使合金強化

Table 1

表1

表1Mg-13Gd-1Zn合金的室溫拉伸性能

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

圖5



圖5合金T5處理后拉伸試樣中14H-LPSO相的TEM照片和電子衍射花樣(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 高溫抗蠕變性能

高溫抗蠕變性能是應(yīng)用在汽車動力系部件中耐熱鎂合金的關(guān)鍵指標 本文分別測試了擠壓態(tài)Mg-13Gd-1Zn合金在200℃/80 MPa和200℃/120 MPa兩種條件下蠕變100 h的抗蠕變性能 為了對比，本文還制備了WE54合金，與本文實驗用合金在相同條件下進行熱擠壓變形，并在相同條件(溫度、應(yīng)力)下進行高溫抗蠕變性能實驗

圖6a給出了兩種實驗合金擠壓態(tài)試樣在200℃/80 MPa條件下蠕變100 h的蠕變曲線 可以看出，100 h蠕變試驗后試樣均保持在穩(wěn)態(tài)蠕變階段 其中Mg-13Gd-1Zn合金的穩(wěn)態(tài)階段斜率和蠕變延伸率較低 圖6b給出了實驗合金在200℃/120 MPa下100 h蠕變曲線 實驗加載應(yīng)力的提高使兩種合金的抗蠕變性能都不同程度降低，但是100 h后都沒有進入蠕變第三階段 在此狀態(tài)下，合金Mg-13Gd-1Zn仍然保持著較低的穩(wěn)態(tài)蠕變速率和蠕變應(yīng)變量 同時，改變應(yīng)力后，Mg-13Gd-1Zn合金蠕變速率增加緩慢，而WE54合金蠕變速率增加較快 這表明，Mg-13Gd-1Zn合金的抗蠕變能力對應(yīng)力的敏感性較小，而WE54對應(yīng)力的敏感性較大 可以看出，在相同條件下Mg-13Gd-1Zn合金的抗蠕變性能均優(yōu)于(即蠕變速率低于)WE54合金

圖6



圖6合金在200℃/80 MPa和200℃/120 MPa條件下蠕變100 h的蠕變曲線

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

根據(jù)蠕變曲線可以計算出合金在兩種不同的實驗條件下的蠕變速率，其值列于表2 合金的100 h蠕變延伸率也列于表中 可以看出，在兩種實驗條件下Mg-13Gd-1Zn合金均具有較好的高溫抗蠕變性能 在200℃/120 MPa條件下的最小蠕變速率及100 h蠕變延伸率分別為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條件下的抗蠕變性能

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
		120	11.6	0.51	>100
WE54	200	80	6.58	0.32	>100
		120	24.5	0.96	>100

對擠壓態(tài)Mg-13Gd-1Zn合金蠕變試驗后試樣組織進行了SEM組織觀察，結(jié)果如圖7所示 與蠕變前組織(擠壓態(tài))相比，合金的組織發(fā)生了明顯變化 在合金的晶界處出現(xiàn)了蠕變裂紋 同時，經(jīng)100 h蠕變后晶內(nèi)14H-LPSO相有增多的趨勢，說明在此200℃高溫和80 MPa應(yīng)力的共同作用下合金中原子的運動加劇，擴散加快，從而能更充分的滿足堆垛層錯和溶質(zhì)濃度的要求，生成了更多的長周期結(jié)構(gòu)相 Garces G等[19]對Mg97Zn1Y2合金高溫蠕變性能的研究認為，晶粒內(nèi)部的層片狀14H-LPSO相作為額外障礙能有效地阻礙蠕變變形，且隨著LPSO相的增多鎂合金的模量增大，LPSO相比鎂基體能承受更大的負載 本文的實驗結(jié)果表明，在200℃/80 MPa和200℃/120 MPa兩種實驗條件下，Mg-13Gd-1Zn合金的蠕變性能均優(yōu)于WE54合金，兩種合金在200℃/120 MPa條件下的最小蠕變速率分別為11.6×10－9 s-1和24.5×10－9 s-1，表明14H-LPSO相能夠顯著提高鎂合金的抗蠕變能力

圖7



圖7Mg-13Gd-1Zn合金在200℃/80 MPa條件下蠕變100 h的SEM形貌

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

3 結(jié)論

(1) Mg-13Gd-1Zn合金的鑄態(tài)組織由α-Mg、(Mg,Zn)3Gd和14H-LPSO長周期相組成

(2) 合金在均勻化退火、熱擠壓后直接時效(T5)過程中都發(fā)生了晶內(nèi)14H-LPSO相的沉淀(析出)，表明合金中14H-LPSO的沉淀相變發(fā)生在一個很寬的溫度范圍(200~510℃)

(3) 合金在擠壓后直接時效(T5)處理過程中發(fā)生了β'、β1及14H-LPSO相的沉淀析出，在沉淀強化與LPSO強化的共同作用下其屈服強度、抗拉強度和伸長率分別為197 MPa、397 MPa和2.56%

(4) 在200℃/80 MPa和200℃/120 MPa兩種實驗條件下，擠壓態(tài)Mg-13Gd-1Zn合金的抗蠕變性能均顯著高于WE54合金

1 實驗方法2 結(jié)果和討論2.1 鑄態(tài)和退火態(tài)的顯微組織 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>圖22.2 擠壓態(tài)的顯微組織 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>圖42.4 力學性能 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>圖5 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/table_thumbnail_icon.png"/>表2圖73 結(jié)論