作者：郑晓敏
近年来，随着轻量化进程的推进，对镁合金的需求量不断增加，目前在航空航天、3C、汽车等领域得到广泛应用，但是对镁合金的性能要求也变得越来越高。Mg-Gd-Y-Zr合金作为新型高强耐热镁合金，利用Gd和Y在Mg中的高固溶度，能够显著提高合金的力学性能。研究表明，相比于目前常用的WE54和QE22等耐热镁合金，Mg-Gd-Y-Zr合金具有更好的室温和高温性能、抗蠕变性能。近年来，通过不断优化Mg-Gd-Y-Zr合金成分．开发出Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金，其耐热温度可达到350°C。该合金的强度相当于中强铝合金，有望在航天航空领域取代部分铝合金零件，实现全面减重的目的。
低压铸造具有充型平稳、铸造缺陷较少等特点，相比于重力铸造具有更好的补缩效果，在压力下成形合金组织更加致密，因此在实际生产过程中，大部分舱段采用低压铸造生产。
Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金主要采用金属型重力铸造，而砂型低压铸造的报道很少。在砂型低压铸造Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金时，微观组织和力学性能均有别于金属型重力铸造，热处理工艺也需要进行调整。因此，本课题主要研究热处理工艺对低压铸造Mg-10Gd-3Y-0. 72r合金组织及力学性能的影响，同时优化合金的热处理工艺，提高合金的力学性能，深入分析合金的强化机制，为砂型低压铸造Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金的应用提供参考。
1试验材料和方法
Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金采用99. 99%（质量分数，下同）的纯镁、Mg-30Gd、Mg-33Y和Mg-332r中间合金在井式坩埚炉中熔炼而成。熔炼过程中采用熔剂保护，精炼后将坩埚转移至低压铸造机中，充气加压浇注(充型压力为0.6 kPa，保压压力为40 kPa)，得到200 mm×100 mm×16 mm的板状试样，合金实际成分见表1。在热处理过程中，合金采用真空管密封的方法，将多个拉伸试样密封在真空石英管内，随炉加热热处理。
显微组织观察分别采用Zeiss MC82光学显微镜和Quanta 200FEG场发射扫描电镜进行；采用线切割加工片状拉伸试样，见图l，用砂纸将拉伸试样表面打磨干净后在Instron-5569的电子万能拉伸仪上测试。
2 试验结果与讨论
2.1 Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金的铸态显微组织
图2为Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金在低压铸造组织。可以看出，合金最终凝固组织为等轴晶，用截线法计算得到合金平均晶粒尺寸为65μm。第二相呈网状结构分布在晶界上，特别是在多晶粒交接处，第二相体积含量更高。在合金凝固过程中，a-Mg初生相首先析出，随着a-Mg初生相的持续生长，在初生a-Mg周围Gd和Y不断聚集，为第二相的形成创造了良好环境，所以合金中第二相丰要旱网状分布在晶界上。
从图2b可清晰看到第二相的结构，对其进行EDS分析，结果见表2。B点即为共晶相，EDS显示其主要合金元素为Gd和Y。有研究表明，Mg-10Gd-3Y-O.72r合金在正常凝固条件下，Gd和Y在a-Mg初生相周围富集，形成Mg24(Gd，Y)5相。在晶界附近，还有一种块状的明亮相（C点），该相含有更多的Y。Y在镁合金中能起到很好的强化作用，其形成的相主要为方块状。另外，在晶粒内部有一些零星分布的点状结构，见图2b中D处，EDS显示该相除Mg外主要含有Zr。这是因为Zr在无Al镁合金中能起到很好的细化晶粒的作用，Zr和Mg晶格常数相近，在合金凝固过程中能成为a-Mg初生相的形核质点。Gd是一种重稀土元素，在Mg中有很高的固溶度，当温度达到548℃时，Gd在Mg中的固溶度为23. 49%，图2b中A处为合金基体，除了Mg外，还含有少量的Y和Zr，而Gd含量达到4. 33%，这说明即使在铸态条件下，Gd也起到了很好的固溶强化作用。
2.2 Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金热处理工艺优化
由合金铸态组织可以看出，合金化元素Gd和Y主要以第二相的形式呈网状分布于晶界上，不利于合金力学性能的提高。因此，将结合DTA分析结果，优化合金的热处理工艺。图3为DTA分析结果。可以看出，初生a-Mg的熔化温度为650.2℃，Mg24 (Gd，Y)5共晶相熔化温度为548.3℃，因此，可以确定固溶温度为510、520、530℃，固溶时间选择为10、14、18 h。
图4为Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金在不同固溶条件下的组织。可以发现，在510℃分别固溶14和18 h后晶界周围均留有大量点状颗粒，固溶不够彻底。520℃固溶效果明显好于510℃，晶界上点状第二相明显减少，但保温18 h后，能够明显看出晶粒的长大。当固溶温度达到530℃时，晶粒长大均非常明显。综合比较各参数下的固溶效果和晶粒尺寸，520℃×14 h的条件下，固溶处理效果最好，铸态组织中为Mg24 (Gd，Y)5共晶相的网状分布完全得到改善，晶界上无明显析出物，晶粒略有长大。
对于高稀土含量的Mg-Gd- Y-Zr合金，其时效温度一般较高，在200℃以上。因此选取时效温度为210～250℃。为得到合适的时效时间，在不同温度下对合金的时效曲线进行测试，结果见图5。在210℃时效达到26 h时，合金硬度(HV0.1)达到峰值，为94.7，而在230℃时，在20 h即达到峰值，硬度值(HV0.1)为100.3，在250℃时，峰值提前，时效18 h后，硬度(HV0.1)达到峰值，为95.3。因此，在230 0C×20 h条件下，合金时效效果最好，硬度最高。
经过上述试验，可以确定Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金的最优T6热处理工艺为，520℃×14 h+230℃×20 h。
2.3 热处理对合金组织和力学性能的影响
采用T6热处理后，Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金铸态组织中网状分布的Mg24 (Gd，Y)。相消失，在晶界上存在大量方块状颗粒相，其尺寸在3μm左右，见图6。表3的EDS分析结果显示，方块状颗粒相主要含有Y和Gd，其含量分别为16. 53%和26. 79%，经过热处理后Gd和Y主要形成Mg24(Gd，Y)5相，并且合金基体中Y和Gd含量明显增加，Y含量由铸态时的0.35%上升至1. 76%，Gd含量由4.33%增加到8.79%，这说明固溶处理起到良好的效果，不仅改善了铸态时Mg24 (Gd，Y)5相的网状分布，还使大量Gd和Y固溶到a-Mg基体中，形成过饱和固溶体，起到固溶强化效果。在随后的时效阶段，过饱和固溶体中析出大量细小、弥散的强化相，达到良好的析出强化效果。
表4为Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金热处理前后的力学性能，其应力一应变曲线见图7。
可以看出，铸态Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金的力学性能较好，抗拉强度为218.3 MPa，屈服强度为145.2 MPa，伸长率为5.5%。经过T4热处理后，合金的抗拉强度基本没有发生变化，由于经过固溶处理后，形成大量过饱和固溶体，虽然固溶强化效果明显，但是合金的第二相强化作用被大大削弱。另外，合金的屈服强度有所降低，但是伸长率得到很大提高，由5.5%变为13.4%，提高了144%。这是因为固溶处理的软化作用，虽然使合金屈服强度有所下降，但是很大程度上改善了合金的塑性，使伸长率得到大幅度的提升。经过T6处理后，过饱和固溶体不断析出弥散强化相，在这个过程中析出强化作用明显，合金强度得到大幅度提升，抗拉强度和屈服强度达到307.8 MPa和200.4 MPa，相比于铸态，分别提高了41%和38%，而合金伸长率相比T4态有所下降，为7.2%。
综上，热处理对Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金力学性能的提升十分显著。在T4条件下，合金伸长率达到13.4%，相比于铸态提高了144%。在T6条件下，合金综合力学性能优异，抗拉强度和屈服强度达到307.8MPa和200.4 MPa，较铸态分别提高了41%和38%，伸长率保持在7.2%左右。
3 结 论
(1)低压铸造Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金的铸态组织为等轴晶，主要由初生a-Mg相和共晶Mg24(Gd，Y)5相组成，且Mg24(Gd，Y)5共晶相呈网状分布在晶界上。
(2)对Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金热处理参数进行优化，在520℃×14 h+230℃×20 h处理时，合金具有最佳热处理效果。
(3)经过T6热处理后，Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金铸态组织中连续分布的Mg24(Gd，Y)5相消失，合金主要含有a-Mg和颗粒状M9s (Gd，Y)相。
(4)经过T4热处理后，Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金强度变化不大，伸长率得到极大提升，由5.5%变为13.4%。经过T6热处理后，合金综合力学性能优异，抗拉强度和屈服强度达到307.8 MPa和200.4 MPa，伸长率为7.2%。
4、摘要
采用低压铸造工艺制备了Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金，利用OM.SEM.EDS.DTA等手段研究了合金在热处理前、后的微观组织演变，并对其热处理工艺进行优化，以提高合金的综合力学性能，并结合组织变化分析了合金的热处理强化机制。结果表明，Mg-10Gd-3Y-O. 72r合金的铸态组织主要由a—Mg初生相和Mg24(Gd, Y)5共晶相组成，且Mg24( Gd，Y)5共晶相呈网状分布在晶界上。热处理后，连续分布的Mg24 (Gd, Y)5相消失，主要为。-Mg和颗粒状Mg24(Gd, Y)5相。在520℃×14 h+230℃X20 h热处理效果最佳。经过520℃固溶14 h后，合金强度变化不大，但是伸长率由5.5%变为13.4%，提高了144%。230℃时效处理后，合金的综合力学性能优异，抗拉强度和屈服强度达到307.8 MPa和200.4 MPa，伸长率为7.2%，较热处理前分别提高了41% .38%和31%。
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