原标题：高强镁合金开发！高性能Mg-12Gd-4Y-1Zn镁合金挤压态组织和性能研究

镁合金作为轻质的工程结构材料，在航空、航天，3C产品等领域应用前景广阔，但现有镁合金的实际应用却常常因力学性能不足而受到很大的限制。因此，进一步研究开发高性能的新型镁合金十分必要，而具有优良室温及高温力学性能的Mg-Gd-Y系合金得到研究者青睐。考虑到Zr对Mg-Gd-Y系镁合金具有组织细化和力学性能改善作用，研究主要集中在Mg-Gd-Y-Zr和Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金上，但关于Zr添加尤其Zr含量变化影响Mg-Gd-Y系镁合金显微组织和力学性能的研究报道较少。研究者通过在Mg-Gd-Y三元合金基础上添加微量Zr制备出Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金，其室温下抗拉强度达348MPa，并在250℃时具有极好的耐热性能。探讨Zr元素对Mg-7Gd-3Y合金组织的影响，发现Zr加入可使枝晶偏析的微观结构发生明显变化，枝晶形貌大部分消失或转变为均匀分布的多边形等轴晶。研究了Zr含量对Mg-5Gd-3Y-xZr合金晶粒尺寸的影响，发现Zr加入后合金的晶粒尺寸显著减小，且随着Zr含量从0.3%增加到0.6%，晶粒细化效果进一步增加。针对Zr添加及其含量变化影响Mg-Gd-Y系镁合金显微组织和力学性能展开进一步研究，对于高性能Mg-Gd-Y-Zr和Mg-Gd-Y-Zn-Zr高强镁合金的研制开发具有积极意义。基于此，本研究以Mg-12Gd-4Y-1Zn镁合金为对象，考察Zr添加及其含量变化对合金挤压态显微组织和力学性能的影响，旨在为其应用提供参考。

图文结果

由于熔炼过程中实际烧损率比预计略高，各试验合金的元素含量略低于名义成分。试验原材料为纯Mg锭、纯Zn棒（质量分数均＞99.99%），以及Mg-25Gd、Mg-30Y和Mg-30Zr中间合金。试验合金熔炼在井式电阻炉中进行，熔炼前将原材料和ϕ86mm金属型均放入200℃箱式电阻炉中预热；并在坩埚底部铺上熔剂，再把铸铁坩埚放置在熔炼用电阻炉中500℃预热，直至坩埚变成暗红色。预热完成后，先加入纯Mg锭和纯Zn锭并撒上熔剂，再将温度升高到680℃；待纯Mg锭完全熔化后升温到720℃，同时加入Mg-25Gd、Mg-30Y和Mg-30Zr中间合金；中间合金完全熔化后进行搅拌除渣，搅拌后保温静置10min；最后将合金液浇注入已预热的ϕ86mm金属型中，待其冷却凝固后取出铸锭。根据后续试验需求对铸锭进行切割，部分试样做铸态组织分析，剩余铸锭经480℃×8h均匀化处理后在480℃进行热挤压变形，挤压试验在卧式挤压机上进行，其中挤压比和挤压速率分别为11∶1和6mm/s。待挤压完成后分别取样作组织分析，同时，垂直于挤压方向进行横向取样加工为圆柱形标准试样［原始横截面直径为ϕ（5±0.03）mm，原始标距长度l0=30mm夹持段横截面直径为ϕ（10±0.05）mm，长度l=10mm］作拉伸性能测试，拉伸速率为1mm/min。

表1 试验镁合金的实际成分(%)

图1 铸态Mg-12Gd-4Y-1Zn-xZr试验镁合金的XRD图谱

图2 铸态Mg-12Gd-4Y-1Zn-xZr镁合金的OM组织

图3 铸态Mg-12Gd-4Y-1Zn-xZr镁合金的低倍SEM照片

可以看到，可以看出，所有试验合金均主要由α-Mg基体、Mg5Gd和Mg24Y5第二相组成。可见Zr添加及其含量变化对Mg-12Gd-4Y-1Zn合金的相组成几乎没有影响。但试验合金各相的峰值强度却存在区别，不同Zr含量的试样中Mg24Y5相的峰值强度有一定差异，随着Zr加入量从0.6%增加到1.2%，Mg24Y5相的峰值强度逐渐加强，即合金组织中Mg24Y5相的数量有可能增加。不同Zr含量的Mg-12Gd-4Y-1Zn-xZr合金组织中的第二相主要呈断续状和/或小块状、颗粒状分布，且随着Zr含量上升，合金平均晶粒度呈现出先减小后增大的趋势。目前对Zr的晶粒细化机制尚未清晰，主要有“包晶反应机理”和“异质成核理论”两种解释：根据Mg-Zr相图可知纯Zr颗粒会与镁基体发生包晶反应，反应产生的富Zr固溶颗粒能促进Mg晶粒的异质形核；但Zr在Mg中的溶解度非常低，超过最大溶解度0.6%以后，Zr将以单质α-Zr的形式存在于合金中，由于Zr与Mg具有相同的密排六方晶体结构（HCP），且晶格常数一致，未溶解的Zr颗粒也可在凝固过程中作为促进α-Mg形核的有效形核剂。可以认为本试验合金中Zr的晶粒细化效果是由两种机制共同作用的结果，且综合晶粒细化效果在Zr含量为0.9%时最好。含量达到0.9%后继续加入Zr细化效果并不明显，反而会造成过量的Zr在晶界处析出和晶粒尺寸变大。

图4 铸态Mg-12Gd-4Y-1Zn-xZr镁合金的高倍SEM照片

图5 Mg-12Gd-4Y-1Zn-xZr镁合金均匀化组织的金相照片

图6 Mg-12Gd-4Y-1Zn-xZr镁合金挤压后横断面金相组织

图7 Mg-12Gd-4Y-1Zn-xZr镁合金挤压后纵断面金相组织

图8 Mg-12Gd-4Y-1Zn-xZr镁合金挤压后横断面SEM组织

原始晶粒在挤压过程中出现严重破碎，且合金发生了动态再结晶（DRX）产生大量的动态再结晶晶粒。此外，组织中还存在大量无序的年轮状或花瓣状流线条纹，流线条纹弯曲度大、方向不定且长短不一，显然试验合金中观察到的这种组织特征是在挤压力的作用下原始晶粒的晶壁发生滑移、转动的结果。众所周知，镁是密排六方结构，镁合金在250℃以下的低温区发生变形时主要机制是基滑移和协调变形的孪晶，而镁合金在250℃以上的高温区，即本试验的挤压温度（480℃）所在温区，不仅棱面滑移系和锥面滑移系启动，交滑移和位错攀移也开始参与变形。

在挤压过程中由于挤压力的破碎作用以及热变形过程中产生的动态再结晶，晶粒获得了显著的细化，根据霍尔佩奇公式可知，合金的屈服强度随晶粒尺寸减小而增强，挤压过程的动态再结晶在Zr的作用下进一步细化晶粒，一定程度上有效改善了合金的力学性能。

表2 横向取样的挤压态试验镁合金室温力学性能

图9 Mg-12Gd-4Y-1Zn-xZr 镁合金挤压后室温拉伸断口的SEM形貌

在Mg-12Gd-4Y-1Zn试验合金中添加0.6%~1.2%的Zr可以明显改善合金挤压后的室温抗拉性能，其中添加0.9%的Zr可使合金挤压后获得相对较高的抗拉强度和屈服强度，而添加1.2%的Zr可以使合金挤压后获得相对较高的伸长率。总体而言，添加0.9%的Zr可以使Mg-12Gd-4Y-1Zn试验合金挤压后获得较佳的综合力学性能。

本文作者：

韦皓博 陈洁仪 吴宗钢 阮世会 李晏 杨明波

重庆理工大学材料科学与工程学院

本文来自：《特种铸造及有色合金》杂志，《压铸周刊》战略合作伙伴