【引用格式】
郅玄乐，丁志兵，张帅，等. 热处理对Mg-Gd-Y-Zn-Ti合金微观组织和性能的影响［J］. 特种铸造及有色合金，2024，44（3）：392-397.
Citation:ZHI X L， DING Z B， ZHANG S， et al.Effects of heat treatment on microstructure and properties of Mg-Gd-Y-Zn-Ti alloy［J］.Special Casting & Nonferrous Alloys，2024，44（3）：392-397.
镁合金由于轻量化、比强度高、热成形性能好、易于回收等特点得到研究者重视，但在塑性、强度以及耐腐蚀性等方面较弱，限制了其在工程方面的应用。因此，研究者使用了多种方法来改变材料的力学性能，如合金化、大塑性变形、引入新的强化相等。其中，含稀土镁合金因其在力学性能方面的综合表现十分优异而受到广泛关注。当镁合金中的稀土元素与过渡元素谁是为一定比例时，能形成长周期堆垛有序（Long period stacking ordered，LPSO）结构，其特有的强化机理和特殊的原子结构得到研究者重视。在含有LPSO相结构的Mg-Y-Zn-Zr合金中，Y、Zn摩尔比被认为是影响LPSO结构生成的关键要素，这种第二相可以阻碍位错运动并且强化基体，因此，LPSO结构越多，强度越高。在含有高含量的Y和Zn的铸态Mg-Zn-Y合金中，由于含有较多的LPSO结构，阻止了基滑移，对Mg基体产生了强化作用，从而提高了合金的力学性能。对含有LPSO结构的镁合金，要在强度和塑性之间取得平衡，还需要进一步的研究。
考虑到实际应用的需要，为了更好地开发含LPSO的Mg-RE合金，要对其力学性能进行深入研究。以前的制备方式主要集中在通过添加大量的稀土元素和采用大塑性变形（SPD）工艺来提高强度，但存在以下缺陷：高RE含量镁合金的高强度与低塑性不匹配，特别是在铸态条件下；牺牲了大量稀土添加造成的密度优势；由于铸态合金的初始塑性不理想，难以确定SPD变质参数。
邵阳学院机械与能源工程学院，高效动力系统智能制造湖南省重点实验室研究团队在2024年第44卷第3期《特种铸造及有色合金》期刊上发表了题为“热处理对Mg-Gd-Y-Zn-Ti合金微观组织和性能的影响”的文章，作者以铸态、固溶态和时效态 Mg-Gd-Y-Zn-Ti稀土镁合金为对象，采用X射线衍射仪（XRD）、扫描电镜（SEM）以及电子拉伸试验机分析了热处理对 Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti（质量分数，%）合金（x=0，0.4，0.8，1.2，%）的微观组织、微区成分、物相组成以及力学性能的影响。结果表明，铸态Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti合金中存在LPSO相，且LPSO相为Mg12Gd5（Zn，Y）。添加0.8%的Y的合金力学性能最优，其抗拉强度为222 MPa，屈服强度为149 MPa，伸长率为3.76%。固溶处理后力学性能得到了一定的提升，抗拉强度达到了272 MPa，屈服强度达到了188 MPa，伸长率达到了5.4%。加Y合金的峰时效响应强烈，峰时效态Mg-12Gd-1Zn-0.6Ti-0.8Y合金的力学性能最佳，其抗拉强度达到了388 MPa，屈服强度为267 MPa，伸长率为6.44%。
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【研究方法】
试验合金为Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti合金（x=0、0.4、0.8、1.2，质量分数，%），合金的设计成分见表1。试验材料选择纯镁（99.90%）、纯锌（99.99%）、纯钛粉（99.99%）、Mg-30Gd和Mg-30Y中间合金，熔炼前所有原料均进行干燥和去除表面氧化物处理，采用中频感应炉熔炼，温度为 750 ℃。使用柱状不锈钢坩埚，同时通入氩气保护，待合金完全熔化后保温5 min，自然冷却后取出。结合之前的研究成果，采用的热处理工艺分别为：500 ℃×8 h固溶，500 ℃×8 h固溶+220 ℃×100 h时效。
采用AL-2700B X射线衍射仪（XRD）分析合金的相组成，采用尺寸为10 mm×10 mm×10 mm的块状试样，检测前逐次用500、800、1000、1500以及2000号的砂纸将检测试样表面打磨水平，然后在抛光机上对检测面进行抛光。管电压为40 kV，管电流为30 mA，扫描角度为20°~90°，步进角度为0.02°，采样时间为0.5 h；利用JSM-6610扫描电镜对铸态、固溶态以及时效态合金的组织形貌进行观察。利用自带的能谱仪（EDS）对晶内、晶界及第二相进行微区化学成分分析，以确定试样中第二相的种类；采用DHV-1000ZCCD显微维氏硬度计测量铸态、固溶态以及时效态的硬度；采用WDW-100D微机控制电子万能试验机测试合金室温下的力学性能，每组测试3次，取平均值，拉伸速率设定为0.2 mm/min。
【研究结果】
铸态Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti合金组织主要由α-Mg基体、连续的镂空网状相、灰色鱼骨状相、多边形相等组成。随着Y含量增加，灰白色的第二相开始增加而且呈网状分布，黑色的α-Mg相开始减少。大量的第二相聚合在一起出现了块状分布。由于Y含量越来越多，合金的组织变得越来越密集，α-Mg相越来越少。分布在晶界处的LPSO相主要由晶界向晶粒内生长，因此 LPSO 相在晶界处形成并向晶粒内延伸，但是仍然有一些地方出现了元素偏析的现象。使用的传统铸造工艺，在冷却过程中时间较短，由于α-Mg基体不断长大，熔液中会有更多的溶质Y和Zn出现。在最后阶段，液相中的x（Y）/x（Zn）和LPSO相的浓度比非常接近，LPSO相析出。另外，随着凝固过程进行，由于温度降低，溶质扩散速率降低。在局部Y和Zn的浓度也会发生相应变化，同时摩尔比接近W相。在这一冷却过程中，局部地方没有充分的Mg原子参与LPSO相的析出，这导致了随着x（Y）/x（Zn）的增加LPSO相生成可能会减少。
图1 铸态Mg-12Gd-1Zn-0.6Ti-xY合金的SEM图
Fig.1 SEM images of as-cast Mg-12Gd-1Zn-0.6Ti-xY alloys
图1中的连续镂空网状相、灰色鱼骨状相、多边形相分别为W［（Mg，Zn）3Gd］、LPSO相、Mg5Gd。LPSO相通常在铸态合金中呈现18R-LPSO结构。由于晶界处能量较高、较为混乱，同时Y、Zn元素偏聚严重，有利于层错的形成，这为LPSO相的形成提供了基础，从而促进了LPSO相的形成。BIAN L P等研究中也发现类似的情况。
图2 铸态Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti合金的高倍SEM图
图3 铸态Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti合金的XRD图
随着Ｙ含量增加，合金硬度的情况整体变化不大。当加入0.8%的Y时合金的力学性能理想，其抗拉强度（σb）、屈服强度（σ0.2）和伸长率（δ）分别为222 MPa、149 MPa和3.76%，这可能是由于形成了具有高弹性模量和高硬度的18R-LPSO相的缘故。当加入1.2%的Y后，在晶界处会有较多含量的稀土元素偏聚，这也导致α-Mg固溶体的强化效果较差，其抗拉强度、屈服强度和伸长率分别只有205 MPa、136 MPa和3.09%。先前研究结果显示，具有LPSO结构的合金比纯镁具备更高的强度和硬度，对于提高镁合金的力学性能十分有利。
图4 铸态Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti合金应力-应变图
图5 铸态Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti合金的硬度
图6 铸态Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti合金的力学性能
和铸态合金相比，经固溶处理后的合金组织中的晶界变得明显，大范围的共晶相消失，只有部分相主要以颗粒状或者方块状存在。图8为固溶处理后的合金的SEM高倍图。可以清晰观察到只通过传统的热处理工艺很难消除铸造过程中引起的第二相聚集。随着Y含量增加，从图8b~图8d中均可以看到层状LPSO相，其具有较好的力学性能，但是LPSO相的出现也伴随着一些块状相的出现，同时增加合金中第二相的数量。LIAO H等研究的Mg-Zn-Y-Gd合金组织演变中也发现了相似的现象。块状相是LPSO相在变化中出现的第二产物，主要原因是相邻的两种相在生成过程中为了争取稀土元素，造成稀土元素含量在某些地方出现了过高或者过低的现象，而稀土元素块状相形核大于向晶内扩散的速度，于是形成了块状相。固溶处理后合金中出现LPSO相有两个方面，第一是因为向合金中加入Y元素后使得Gd元素的固溶度下降，第二是因为向合金中加入Y元素之后层错能降低。在对含有Y元素的合金进行热处理后也出现了LPSO相，这是因为LPSO相也是一种层错。
图7 固溶态Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti合金的SEM图
图8 固溶态Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti合金的高倍SEM图
和铸态合金相比，固溶处理后合金的抗拉强度和屈服强度均有了明显提升，特别是加入0.8%的Y时，因为LPSO相能够有效提高合金的强度和韧性。层状的LPSO相提升了合金的力学性能，但是当加入1.2%的Y后合金的性能有所下降，是由于固溶处理导致了块状相和杆状相增多，这与LU R P等研究结论一致。
图9 固溶态Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti合金的应力-应变曲线
图10 固溶态Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti合金的硬度
图11 固溶态Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti合金的力学性能
图12 峰时效态Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti合金的应力-应变曲线
图13 峰时效态Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti合金的力学性能
相比于铸态和固溶态，峰时效处理合金各项性能均大幅度提高，其中以峰时效态添加0.8%的Y的力学性能最佳。这是因为经过低温时效处理后，合金内部析出了数量众多的富稀土相，并且合金还含有数量较多的LPSO相以及具有高温稳定性的未溶的第二相，这些强化相的存在使得合金的综合性能提高。
图14 Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti合金在220 ℃下的时效硬度变化
【研究结论】
（1）Mg-12Gd-xY-1Zn-0.6Ti合金铸态组织出现粗大枝状，同时出现不连续的网状分布，经固溶处理后大部分枝晶溶入镁基体，只有少量颗粒状、方块状相未溶，经过时效处理后方块相呈现出逐渐长大的趋势，特别是在晶界处方块相的数量长大明显。
（2）在经过500 ℃×10 h固溶、500 ℃×10 h固溶+ 225 ℃×80 h时效之后，Mg-12Gd-0.8Y-1Zn-0.6Ti合金表现出了理想的力学性能。
（3）Mg-12Gd-0.8Y-1Zn-0.6Ti合金经过固溶时效处理后，力学性能明显提高，抗拉强度、屈服强度和伸长率由铸态的222 MPa、149 MPa和3.76%提高到388 MPa、267 MPa 和6.44%，分别提高了74%、79%和71%。同时合金的固溶强化和析出强化效果明显。