推荐一种最新型镁合金

     作者：李静       

    镁合金是最轻的金属工程结构材料，具有密度小、比强度和比刚度高、良好的导热性、减震性和电磁屏蔽性及易回收等优点，因此被认为是一种有效减轻质量、节约能源和可持续发展的理想材料，在汽车工业和航空航天领域具有巨大的应用前景。但由于传统镁合金耐热性较差，其应用受到限制，因此开发耐热镁合金已越来越受到重视。研究表明，稀土元素具有独特的核外电子排布，添加稀土元素可提高镁合金的抗蠕变性能和力学性能，从而获得热稳定性较好的镁合金，例如WE型和QE型镁合金。

    稀土镁合金包括Mg-RE系、Mg-Th系、Mg-Y系、Mg-Gd系合金。基于Mg-Gd系合金的强化相具有较高的热稳定性，因此该合金是一种性能良好的耐热镁合金。对于Gd元素而言，由于其与Mg的原子间结合力大，在5480C时Gd在Mg中的固溶度高达23. 5%，而2000C时固溶度仅为3.8%，固溶度随温度的变化幅度较为明显，所以Mg-Gd系合金的固溶强化和时效强化的效果相对较好。GY103K（Mg-lOGd-3Y-O. 452r）合金热轧后T5态的抗拉强度在200℃下可达420MPa。目前，有关Mg-Gd系合金的研究较多，而对Mg-Gd-Y-Zr系合金的研究则相对较少，尤其是关于含Ag的Mg-Gd-Y-Zr系合金的组织性能的相关报道。因此，本课题以Mg-lOGd-3Y-O. 6Zr-lAg合金为研究对象，分析了该合金的显微组织、时效特征、力学性能及Ag元素在Mg-Gd-Y-Zr合金中的作用，为进一步开发高强耐热镁合金提供借鉴。

    1  试验合金制备及设备

    试验合金由纯Mg、Mg-Gd、Mg-Y、Mg-Zr中间合金及纯Ag熔配而成。具体过程如下：先将电阻炉预热至300℃保温30 min，加入纯Mg并升温至720～740℃，待温度稳定后，向熔体中先后加入Mg-Gd和Mg-Y中间合金，继续升温，当炉温为760 0C后，加入Mg-Zr中间合金和纯Ag。充分搅拌后，再将温度升至780℃后保温30 min，最后在700～720℃浇注得到铸锭。对得到的合金进行光谱分析，结果见表1。

    固溶处理过程如下：先将试样加热至3500C保温30 min，再升温至所需温度，保温一定时间后迅速取出在60～70 0C水中进行水淬。时效温度分别选取170、200和230 0C；时效时间分别为1、2、4、6、8、9.5、20、21、22、24、32、44、56和74 h。

    显微组织观察采用Leica DMR金相显微镜和JSM-5600LY扫描电镜，用截线法测定晶粒尺寸；相组成通过D/max-rA型转靶X射线衍射仪进行；使用450SVDTM维氏硬度计测量硬度，载荷为49 N，加载时间为20 s，试样表面随机选择5个点，去掉最高和最低值，取3个硬度的平均值；合金的力学性能采用Instron8032型万能电子拉伸试验机进行测试。

    2  结果与分析

    2.1  显微组织分析

    图1为铸态Mg-lOGd-3Y-O. 62r合金加入Ag前后的显微组织。从图la中可以看出，在Ag加入之前，合金的铸态组织由白色α-Mg基体和黑色化合物组成，晶粒呈近等轴晶状，平均尺寸约为20μm，晶界清晰分明，其中分布着不连续且较为粗大的化合物相，几乎没有枝晶组织的存在；由图lb可见，加入1%的Ag后，晶粒的尺寸明显变大，而且晶界上的初生相明显增多。

    为确定显微组织中的黑色化合物相组成，对Mg-10Gd-3Y-O. 6Zr-1Ag合金进行X射线衍射分析，结果见图2。从图2可见，合金中含有Mg24(GdY)5、Mg3 Gd、Mg2 Gd和Mg5 Gd相。Zr与Mg、Gd和Y均不形成化合物相，也没有形成含Ag的新相，可能是Ag完全固溶到基体之中。Zr在镁合金中的主要作用就是细化晶粒，而不与其他合金元素作用。图3是Mg-

10Gd-3 Y-0. 6Zr-lAg合金面扫描，Ag元素均匀地分布，没有出现明显的集中分布，因此可进一步证明Ag元素固溶到基体之中。

    图4 为Mg-lOGd-3Y-O. 6Zr-lAg合金的固溶组织和能谱分析。可以看出，组织中存在的形状规则呈立方形的化合物相（即A点），进行能谱分析可知，Mg与Gd的摩尔比约为3：1，因此可判断为Mg3 Gd。根据Mg-Gd二元合金相图，Mg3 Gd和Mg2 Gd的形成温度高于Mg的熔点，因此在熔体还没有凝固时Mg2 Gd与Mg3 Gd就已形成，降低了Gd的浓度，致使后形成的Mg5Gd量很少。Mg2 Gd的形成温度为720℃，其形成需要33. 3%（摩尔分数）的Gd，使形成的Mg2 Gd数量很少，而且凝固过程中会发生包晶反应L+ Mg2Gd →Mg3Gd，导致Mg2Gd被覆盖；而Mg24( GdY)5则可能与α-Mg混合在一起。因此，除Mg3 Gd相以外，其余化合物相不易在扫描电镜下发现。

    2.2合金的时效硬化特性

    镁合金固溶处理时，为了防止过烧，一般要求固溶温度至少低于固相线温度10～200C，试验选择500 0C×8h固溶处理。图5为用硬度法测量的Mg-10Gd-3 Y—O. 6Zr和Mg-10Gd-3Y-O. 6Zr-lAg合金在170、200和2300C条件下的时效硬化特性曲线。从图5a可看出，Mg-10Gd-3Y-O.6 Zr合金不同温度下均表现出相似的硬化过程。硬化曲线均有两处峰值，而且第一个峰值要比第二个峰值低，这可能是不同的强化相析出时间不同所导致；在时效初始阶段，硬度随时效时间延长而增加，达到第一个峰值后稳定在一定的范围内，直到第二个峰值，然后由于过时效而导致硬度值逐渐降低；同一合金随着时效温度的升高，时效反应的速度越快，出现峰值的时间变短，而且整个时效过程的硬度会增大。230℃时效44 h时，硬度(HV)为136.1，在44 h之后出现过时效现象，而170 0C时在103.5 h处才达到峰值122.4，这是由于时效温度越高，析出强化相脱溶的驱动力越大，析出所需要的时间越短，同时析出相数目的增多也致使硬度值增大。从图5b中可以看出，加入1%的Ag后，合金的硬度随时间和温度的变化规律与之前相比几乎没有发生变化，可见Ag的加入对合金硬度的影响十分有限，但峰时效的时间与未加入Ag相比有所提前，时间为32 h，硬度(HV)为134.9。Ag的原子半径与Mg相比相差11%，Ag元素能够增大固溶体与时效析出相之间的单位体积自由能，所以一定程度上可加快时效析出相的析出，故峰时效的时间可以提前。

    2.3合金的力学性能

    根据图5的时效特征选用Mg-10Gd-3Y-O. 62r和Mg-10Gd-3Y-O. 6Zr-lAg合金分别在230℃×44 h和2300C×32 h峰值时效后进行室温拉伸试验，结果见图6。由此可见，Mg-lOGd-3Y-O. 62r和Mg-10Gd-3Y-o.6Zr-lAg合金经过固溶处理后，合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率都有所提高，对于Mg-lOGd-3 Y-O.6 Zr合金，抗拉强度由铸态的240 MPa提高到253 MPa，屈服强度由铸态的195 MPa提高到221 MPa，伸长率从1. 2%升高到4.8%；经T6处理后，抗拉强度和屈服强度分别提高至278 MPa和248 MPa，但伸长率下降至铸态时的1. 2%。这是因为析出相从过饱和固溶体中以不连续和连续两种方式析出。经T6处理后，Mg-Gd合金中的析出强化相在晶内连续析出的同时也在晶界上不连续析出，因而会形成部分非共格结构的组织及弥散分布在基体中的沉淀相，这些沉淀相能有效阻止晶界和位错的移动，这使得合金强度提高的同时塑性降低。

    而Mg-10Gd-3Y-O. 6Zr-lAg合金力学性能的变化规律并没有因为Ag的加入而发生变化。T4处理使合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率得到提高，而经时效处理后，强度进一步提高但伸长率比固溶时有所降低。此外，经T6处理的Mg-lOGd-3Y-O. 62r合金的抗拉强度和屈服强度均高于Mg-lOGd-3Y-O. 6Zr-lAg合金，可见铸态的Mg-Gd-Y-Zr合金适合进行T6态热处理，Ag的加入并没有使合金的室温力学性能有所改善。由于在Mg-Gd-Y-Zr合金中Gd含量较高，而且Gd在Mg中的溶解度随温度的变化幅度较大，故时效中使合金硬度和强度产生明显变化的析出强化相主要是MgxGd，Ag的加入并没有形成含Ag的化合物相。

    3  结  论

    (1) Mg-lOGd-3Y-O. 6Zr-lAg合金的铸态组织主要是由α一Mg、Mg24 (GdY)5、Mg3 Gd、Mg2 Gd和Mg5 Gd相组成，添加Ag元素可使显微组织形貌发生一定的变化且固溶于基体中，没有含Ag化合物相的形成。

    (2) Mg-lOGd-3Y-O. 6Zr-lAg合金具有较为明显的时效硬化特征，Ag元素使合金的峰时效提前，但对合金硬度大小无明显影响，该合金的最佳时效工艺参数为230℃×32 h。

    (3) Mg-lOGd-3Y-O. 6Zr-lAg合金经T6处理强度明显提高，而伸长率有所下降。

    4摘要

    分析了Mg-lOGd-3Y-O. 6Zr-lAg合金的显微组织、时效特性及力学性能。结果表明，合金的铸态组织主要由，Mg基体及Mg24( GdY)5 .Mg3 Gd、Mg2 Gd和Mg5 Gd相组成，Ag元素固溶于基体中，没有形成含Ag化合物。时效硬化特性曲线表明，Mg- Gd- Y- Zr- Ag合金具有明显的时效硬化特征。添加1%的Ag元素使合金的峰时效时间提前，但对硬度无明显影响。根据特性曲线确定了固溶合金的最佳时效工艺参数；合金经T6态热处理后强度有明显提高，而Ag元素的添加对合金的铸态及热处理态的室温力学性能均无明显影响。