Gd對(duì)Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr鎂合金鑄態(tài)顯微組織和力學(xué)性能的影響

楊明波，劉 婧，鐘羅喜，沈威武

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

鎂合金作為最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，是最具有競(jìng)爭(zhēng)力的輕量化材料，在航天航空、汽車和3C產(chǎn)品等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。與其他材料相比，鎂合金由于具有低密度，較高的比強(qiáng)度、比剛度和良好的切削性能、鑄造性能等特點(diǎn)，被譽(yù)為21世紀(jì)的“綠色環(huán)保工程材料”[1-9]。然而，由于鎂合金較差的高溫抗蠕變性能和耐腐蝕性等不足，很大程度上影響了其進(jìn)一步發(fā)展應(yīng)用。基于此，國(guó)內(nèi)外研究者們針對(duì)鎂合金及其存在的問題進(jìn)行了大量的研究和試驗(yàn)，并取得了一些積極的研究成果。已有的研究表明[10-13]，稀土元素的添加能有效地改善鎂合金抗蠕變性能和耐腐蝕性，從而使合金具有良好的綜合力學(xué)性能。因此，高強(qiáng)韌稀土鎂合金的研究開發(fā)多年來一直受到國(guó)內(nèi)外的關(guān)注和重視。

目前，國(guó)內(nèi)外對(duì)高強(qiáng)韌稀土鎂合金的研究開發(fā)已開展了大量的工作，但涉及的高強(qiáng)韌稀土鎂合金主要集中在Mg-Y、Mg-Gd和Mg-Nd系等鎂合金上[14]，而對(duì)于Mg-Dy系等其他稀土鎂合金的研究和報(bào)道還比較少。已有研究表明[15]：Mg-Y合金具有顯著的時(shí)效硬化特性，其形成的Mg24Y5共晶相化合物彌散分布于基體內(nèi)和晶界處，起到高溫強(qiáng)化作用；同時(shí)，李全安等[16]發(fā)明了一種耐熱稀土Mg-Gd-Y-Sm-Zr-Sb鎂合金，該合金具有良好的抗蠕變性能和抗拉強(qiáng)度，在250 ℃時(shí)抗拉強(qiáng)度可達(dá)346 MPa，300 ℃時(shí)高達(dá)309 MPa；此外，范才河等[17]報(bào)道了一種使用溫度在300 ℃時(shí)仍具有良好室溫強(qiáng)度和高溫抗蠕變性能的Mg-Y-Nd-Zr合金。由于Dy元素的原子半徑與鎂元素相近且在鎂中具有較大的固溶度，從而可使含Dy鎂合金時(shí)效硬化特性更為明顯。此外，Zn元素價(jià)格低，其在鎂合金中也具有很好的強(qiáng)化效果。因此，Mg-Dy-Zn基鎂合金被認(rèn)為是又一種有很好發(fā)展前途的高強(qiáng)韌鎂合金系[18-22]。然而，目前對(duì)于Mg-Dy-Zn基鎂合金的研究相對(duì)較少，尤其在進(jìn)一步合金化和/或微合金化對(duì)其組織和性能的影響方面。張金山等[23]研究了具有LPSO相結(jié)構(gòu)的Mg-Zn-Dy-Zr合金通過熱處理和等通道角擠壓后的顯微組織和力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)合金的鑄態(tài)組織主要由鎂基體、塊狀LPSO相和Mg8ZnDy相組成，鑄態(tài)抗拉強(qiáng)度和延伸率為152 MPa和3.58%，而合金熱處理后，在共晶相Mg8ZnDy消失的同時(shí)大量塊狀和薄片狀LPSO相析出，抗拉強(qiáng)度和延伸率可達(dá)322 MPa和23.6%。由此可見，Mg-Dy-Zn基鎂合金的研究具有很廣闊的前景和可行性。本文將從Gd含量的添加對(duì)其進(jìn)行研究，后期對(duì)其進(jìn)行相應(yīng)的熱處理研究，進(jìn)一步分析Gd對(duì)Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr鎂合金顯微組織和力學(xué)性能的影響。眾所周知，Gd元素價(jià)格與其他稀土元素相比相對(duì)低廉，且其在Mg-Gd基等含Gd鎂合金中存在明顯的強(qiáng)化效果。因此，相應(yīng)地，Gd有可能是通過合金化和/或微合金化進(jìn)一步改善Mg-Dy-Zn系鎂合金性能的較好選擇元素?；诖耍疚脑O(shè)計(jì)制備了Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr(%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，以下同)鎂合金，并在此基礎(chǔ)上初步研究了Gd添加及其添加量變化對(duì)Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr鎂合金鑄態(tài)組織和拉伸性能的影響，以期為Mg-Dy-Zn基高強(qiáng)韌鎂合金的開發(fā)提供參考。

1 試驗(yàn)材料和試驗(yàn)方法

基于表1所設(shè)計(jì)的合金成分配制試驗(yàn)鎂合金，選用的原材料為工業(yè)純鎂和純鋅錠(>99.9%)、Mg-18%Dy中間合金、Mg-25%Gd中間合金和Mg-30%Zr中間合金。由于配料時(shí)考慮了元素的燒損，因此合金的實(shí)際成分與設(shè)計(jì)成分出入不大。試驗(yàn)合金的熔煉在電阻爐中進(jìn)行，熔煉過程在六氟化硫和二氧化碳的混合氣體的保護(hù)性氣氛下進(jìn)行，以盡可能地減輕熔煉過程中鎂合金熔液的氧化傾向。熔煉時(shí)，首先將石墨坩堝預(yù)熱到300 ℃左右，預(yù)熱時(shí)間為1～2 h,然后加入已經(jīng)預(yù)熱的純鎂塊和純鋅塊，待其完全熔化后隨爐升溫到740 ℃，然后依次加入已預(yù)熱的Mg-Dy、Mg-Zr和Mg-Gd中間合金和純鋅，待其完全熔化后適當(dāng)?shù)財(cái)嚢韬辖鹑垠w，均勻合金成分，攪拌后用C2Cl6變質(zhì)劑進(jìn)行精煉處理，精煉完畢后攪拌合金熔體，并將合金熔液在740 ℃保溫10～20 min，然后將合金熔液澆鑄到已預(yù)熱的金屬鑄型中，待其冷卻凝固后取樣作鑄態(tài)組織分析和性能檢測(cè)。

表1 試驗(yàn)鎂合金的實(shí)際化學(xué)成分

(%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))

將鎂合金試樣用4%硝酸酒精溶液腐蝕后，利用Olympus光學(xué)顯微鏡和JOEL JSM-6460LV型掃描電鏡對(duì)合金的顯微組織進(jìn)行觀察，并用Oxford能譜儀(EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析。在40 kV和30 mA下用D/MAX-2500PC型X射線衍射儀對(duì)合金組織進(jìn)行物相分析，試驗(yàn)合金的室溫抗拉性能測(cè)試則在CMT5000拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。其中，拉伸速率為2 mm/min，同時(shí)通過掃描電鏡對(duì)拉伸試樣的橫斷面進(jìn)行形貌觀察。

2 結(jié)果和討論

2.1 對(duì)鑄態(tài)顯微組織的影響

圖1顯示了Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr-xGd試驗(yàn)鎂合金的XRD結(jié)果。從圖1看到，不含Gd合金的鑄態(tài)組織主要由α-Mg基體、Mg3Zn3Dy2和少量的Mg24Dy5相組成，而隨著Gd元素含量的添加，鑄態(tài)組織中原有的Mg24Dy5相衍射峰強(qiáng)度減弱，Mg3Zn3Dy2相衍射峰的強(qiáng)度增加且其隨著Gd含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，以下同)從0.5%增加到1.0%，衍射峰的強(qiáng)度進(jìn)一步增強(qiáng)，并形成了Mg(Dy,Gd,Zn)x相。

圖1 Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr-xGd鑄態(tài)合金的XRD結(jié)果

圖2、3分別顯示了Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr-xGd試驗(yàn)鎂合金鑄態(tài)組織的金相照片和低倍掃描電鏡照片。從圖2、3可以看出：不含Gd合金的鑄態(tài)組織主要由α-Mg基體和不同形貌的第二相組成，合金晶界十分清晰，第二相主要呈不規(guī)則的短棒狀和細(xì)小顆粒狀，且主要分布在晶界和晶內(nèi)。添加0.5%Gd后，合金的晶粒被細(xì)化，同時(shí)有大量呈半連續(xù)分布的第二相在晶界析出。而添加1.0%Gd后，合金的晶粒沒有進(jìn)一步細(xì)化，同時(shí)晶界的第二相也仍然呈半連續(xù)狀分布。很顯然，Gd添加及其添加量變化對(duì)Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr鎂合金鑄態(tài)組織的晶粒細(xì)化和第二相的形貌和分布等存在較大影響。

圖2 Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr-xGd鎂合金鑄態(tài)組織的金相照片

圖3 Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr-xGd鎂合金鑄態(tài)組織的低倍SEM照片

圖4顯示了Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr-xGd鎂合金鑄態(tài)組織的高倍SEM照片。基于國(guó)內(nèi)外已有的研究[19,24-26]，結(jié)合表2列出的EDS能譜分析結(jié)果以及圖1顯示的XRD結(jié)果可知：圖4(a)中不含Gd合金組織中的立方體顆粒相為Mg24Dy5相，而片層狀組織疊加在一起呈顆粒狀的第二相為Mg3Zn3Dy2相。添加0.5%Gd和1.0%Gd后，在合金鑄態(tài)組織中仍然存在著少量的立方體顆粒相，很顯然其是Mg24Dy5和Mg3Zn3Dy2相(如圖4(b)～(c)所示)。此外，從圖1顯示的XRD結(jié)果看，在含Gd合金中形成了Mg(Dy,Gd,Zn)x相，而這在圖中也得到了進(jìn)一步證實(shí)。如圖4(b)～(c)所示，含Gd合金鑄態(tài)組織中Mg(Dy,Gd,Zn)x相與Mg3Zn3Dy2相在晶界處混合在一起，呈半連續(xù)狀分布。

圖4 Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr-xGd鎂合金鑄態(tài)組織的高倍SEM照片

表2 Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr-xGd合金鑄態(tài)組織的EDS結(jié)果 (%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))

2.2 對(duì)鑄態(tài)拉伸力學(xué)性能的影響

表3列出了Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr-xGd鑄態(tài)鎂合金在室溫下的拉伸性能。從表3可以看到，在Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr鎂合金中添加0.5%Gd后，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率大幅增加，而添加1.0%Gd后，合金的拉伸性能不但沒有進(jìn)一步增加，抗拉強(qiáng)度和延伸率反而比沒添加Gd的合金低。上述結(jié)果說明，Gd合金化和/或微合金化有益于Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr鎂合金拉伸性能的改善，但Gd的加入量需要控制，具體的原因和機(jī)理會(huì)在后續(xù)討論中進(jìn)行分析。

表3 Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr-xGd鎂合金的鑄態(tài)室溫力學(xué)性能 (%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))

圖5顯示了Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr-xGd鑄態(tài)鎂合金室溫拉伸斷口的SEM照片。從圖5(a)中可以看到，Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr合金拉伸斷口上存在明顯的解理面/臺(tái)階、河流花樣和撕裂棱，脆性斷裂特征明顯，說明合金的斷裂方式為解理和準(zhǔn)解理斷裂。同時(shí)，從圖5(b)看到，添加0.5%Gd后，合金拉伸斷口上的解理臺(tái)階和河流花樣的尺寸明顯減小，并且撕裂棱也較少，有韌性斷裂的特征，而這也與添加0.5%Gd合金具有最高的抗拉性能吻合?？傮w而言，添加0.5%Gd合金的斷裂方式仍然是解理和準(zhǔn)解理斷裂。此外，從圖5(c)看到，添加1.0%Gd后，合金拉伸斷口上的放射狀河流花樣有韌窩出現(xiàn)，并且也存在著一些撕裂棱，說明合金的斷裂方式與不含Gd的合金類似，同樣為具有脆性斷裂特征的解理和準(zhǔn)解理斷裂。上述分析還可從圖6顯示的Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr-xGd鑄態(tài)鎂合金室溫拉伸斷口縱斷面的金相照片得到進(jìn)一步證實(shí)：① Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr鎂合金的裂紋萌生于粗大的晶粒，并穿過基體，表現(xiàn)為穿晶斷裂；② 添加0.5%Gd合金的拉伸斷口縱斷面呈鋸齒狀形貌，有明顯韌性斷裂特征；③ 添加1.0%Gd合金的拉伸斷口縱斷面上可觀察到較大的裂紋，脆性斷裂特征明顯。

2.3 討論與分析

上面的結(jié)果表明：在Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr鎂合金中添加0.5%或1.0%Gd可以細(xì)化合金的晶粒。圖7顯示了Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr-0.5Gd鎂合金鑄態(tài)組織的面掃描照片。由于Zr元素一般不與鎂合金中除Al、Mn、Si等元素外的其他元素形成化合物，因此從圖7可以看到，Zr元素主要彌散分布于基體中。然而，與Zr元素的分布不同，合金組織中Dy、Zn和Gd元素主要富集在晶界處且分布規(guī)律十分相似，而這可能是含Gd鎂合金晶粒得到細(xì)化的主要原因：由于Gd添加后富集在晶界，在凝固過程中處于固液界面前沿，從而會(huì)阻礙晶粒長(zhǎng)大。當(dāng)然，也有可能與Gd添加富集在晶界導(dǎo)致固液界面前沿過冷度變化從而影響形核和生長(zhǎng)有關(guān)，這需要在后續(xù)工作中進(jìn)一步確認(rèn)。

圖5 Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr-xGd鑄態(tài)合金室溫拉伸斷口的SEM照片

圖6 Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr-xGd鑄態(tài)合金室溫拉斷后的縱斷面金相照片

圖7 Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr-0.5Gd鎂合金鑄態(tài)組織的面掃描照片

此外，從上面的結(jié)果還可以看到，在Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr鎂合金中添加0.5%Gd后，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率大幅增加，而添加1.0%Gd后，合金的拉伸性能不但沒有進(jìn)一步增加，抗拉強(qiáng)度和延伸率反而比沒添加Gd的合金低。很顯然，這與Gd添加及其加入量變化對(duì)合金鑄態(tài)組織的影響有關(guān)。如圖2、3所示，在Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr鎂合金中添加0.5%Gd后，合金的晶粒被細(xì)化，同時(shí)有大量呈半連續(xù)分布的Mg3Zn3Dy2和Mg(Dy,Gd,Zn)x第二相在晶界析出，這顯然有益于合金性能的改善。此外，由圖6可知，合金鑄態(tài)組織中Dy、Zn和Gd元素在基體中均勻分布且形成了Mg(Dy,Gd,Zn)x第二相，可以起到晶界強(qiáng)化作用，從而使合金性能在組織細(xì)化的基礎(chǔ)上得到進(jìn)一步的提高。盡管上面的分析可以解釋為何添加0.5%Gd能對(duì)Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr鎂合金室溫拉伸性能有大幅改善，但并不能很好地解釋為何添加1.0%Gd合金后室溫拉伸性能明顯降低。如圖2、3所示，在Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr鎂合金中添加1.0%Gd后，雖然合金的晶粒與添加0.5%Gd合金相比沒有進(jìn)一步細(xì)化，但也沒有明顯的粗化趨勢(shì)，同時(shí)晶界的第二相也仍然呈半連續(xù)狀分布，且形貌比較相似(見圖4)。從組織決定性能的角度，添加0.5%Gd和1.0%Gd合金的室溫抗拉性能應(yīng)不至于相差過大。根據(jù)Yang等[27]對(duì)Gd含量變化影響Mg-Dy-Gd-Zr鎂合金顯微組織和力學(xué)性能等的研究結(jié)果發(fā)現(xiàn)，隨著Gd含量從0逐步增加8%，雖然合金的晶粒尺寸變化不大，但是抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度有所提高，同時(shí)延伸率下降。顯然，Gd含量對(duì)合金力學(xué)性能的影響很可能與第二相的數(shù)量、分布及形貌等有關(guān)。然而，該原因是否適合本文不同Gd含量合金的力學(xué)性能差異，需要在后續(xù)的工作中從合金熔鑄精煉、斷裂裂紋源、晶粒大小分布和第二相相貌及分布等方面做進(jìn)一步的研究。

3 結(jié)論

1) Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr試驗(yàn)鎂合金的鑄態(tài)組織主要由α-Mg、少量的Mg3Zn3Dy2和Mg24Dy5相組成，而添加0.5%Gd和1.0%Gd合金的鑄態(tài)組織主要由α-Mg、Mg3Zn3Dy2、Mg(Dy,Gd,Zn)x相以及少量Mg24Dy5相組成。此外，添加0.5%Gd和1.0%Gd還可細(xì)化Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr合金的晶粒，并導(dǎo)致大量呈半連續(xù)分布的第二相在晶界析出。

2) 在Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr試驗(yàn)鎂合金中添加0.5%Gd后，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率大幅增加，而添加1.0%Gd后，合金的拉伸性能不但沒有進(jìn)一步增加，抗拉強(qiáng)度和延伸率反而比沒添加Gd的合金低。很顯然，Gd合金化和/或微合金化有益于Mg-3Dy-2Zn-0.5Zr鎂合金拉伸性能的改善，但需要控制Gd的加入量。