Y对Mg-Nd-Zn-Zr铸造镁合金组织和性能的影响
王洪海1, 2，梁寒曙2
(1. 西北工业大学 机电学院，陕西 西安，710072；
2. 中国空空导弹研究院，河南 洛阳，471009)
摘要：采用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜和X线衍射仪等分析研究Y对Mg-Nd-Zn-Zr铸造镁合金组织和性能的影响，并测试其室温力学性能。研究结果表明：Mg-Nd-Zn-Zr-xY(x=0，0.6%，1.2%，1.8%，质量分数)合金铸态组织主要由α-Mg和Mg12(NdaZn1-a)相组成，Y元素主要固溶在α-Mg和Mg12(NdaZn1-a)相中；合金经530 ℃/14 h固溶处理后组织由α-Mg、残余的少量Mg12(NdaZn1-a)相以及方块状Mg24RE5相组成；固溶态合金经200 ℃/12 h时效处理后有大量尺寸为10 nm左右的β?和β?析出相生成，能有效地强化基体；随Y质量分数增加，合金室温抗拉强度和屈服强度逐渐上升，最高分别达到271 MPa和161 MPa，较基础Mg-Nd-Zn-Zr合金有较大幅度提高。
关键词：Mg-Nd-Zn-Zr合金；Y；显微组织；热处理；力学性能
中图分类号：TG146.2 文献标志码：A 文章编号：1672-7207(2012)01-0074-07
Effects of Y on microstructure and mechanical properties of Mg-Nd-Zn-Zr cast alloys
WANG Hong-hai1, 2, LIANG Han-shu2
(1. School of Mechatronics, Northwestern Polytechnical University, Xi’an 710072, China;
2. China Airborne Missile Academy, Luoyang 471009, China)
Abstract: Effects of Y on microstructure and mechanical properties of Mg-Nd-Zn-Zr cast alloys were investigated by the optical microscopy (OM), scanning electron microscopy (SEM), transmission electron microscopy (TEM), X-ray diffractometry (XRD) and mechanical properties test. The results show that the mainly composition of as-cast Mg-Nd-Zn-Zr-xY (x=0, 0.6%, 1.2%, 1.8%, mass fraction) involves α-Mg and Mg12(NdaZn1-a) phase and the Y elements dissolved in them; the microstructure of the solution-treated alloys involves α-Mg, remnant Mg12(NdaZn1-a) phase and cuboid-shaped Mg24RE5 compound; after peak-aged, there are β′ and β" phases precipitating with average sizes of 10 nm which obviously strengthen the matrix; the yield strength and ultimate tensile strength of the alloys are increased with the increasing content of Y, the maximum values reach 271 MPa and 161 MPa, respectively, which are evidently higher than that of the standard Mg-Nd-Zn-Zr alloy.
Key words: Mg-Nd-Zn-Zr alloys; Y; microstructure; heat treatment; mechanical properties
我国于20世纪80年代开发了含Nd的稀土镁合金ZM6，该合金具有较高的室温强度和高温性能，其T6态合金的室温抗拉强度不低于230 MPa，屈服强度不低于135 MPa，广泛应用于航空航天等领域[1]。Nuttall等[2-7]详细研究了Mg-Nd-Zn-Zr合金中Nd、Zn及Zr含量对其性能的影响，认为在峰时效阶段β?时效析出相能有效地强化基体，提高合金力学性能。Y元素在Mg中的固溶度很大[8]，在Mg合金中具有显著的固溶强化和析出强化效应。在Mg-Y二元合金中添加其他元素如Zn，Nd和Gd等可以在不增加Y含量的同时提高时效强化效果。英国开发的Mg-Y-Nd系镁合金及最近研究很多的Mg-Gd-Y系合金就是其中的代表，如热轧T6态Mg-9%Y-2%Nd(质量分数)合金室温抗拉强度可达420 MPa以上[9]，挤压T6态Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金室温强度可达370 MPa，到 300 ℃时其强度仍在200 MPa以上[10-11]。随着时代的发展，对镁合金的要求也越来越高，传统的ZM6合金性能已经不能满足需要，现在急需开发较廉价且具有更高强度的铸造镁合金。在此，本文作者选取ZM6合金为基体合金，在此基础上，添加少量对镁合金具有较好强化效果的Y元素，系统研究少量Y元素对Mg-Nd-Zn-Zr合金组织和性能的影响，尝试开发具有更好性能的新型镁合金。
1 实验材料及方法
本研究熔炼全部在井式坩埚电阻炉中进行，采用碳钢坩埚，熔炼所用原料包括工业纯Mg锭(99.96% Mg，质量分数，下同)，纯Zn锭(99.92% Zn)，Mg-Nd中间合金(25% Nd)，Mg-Y中间合金(25% Y)以及Mg-Zr中间合金(30% Zr)，实验合金具体名义成分如表1所示。
表1 实验镁合金名义化学成分(质量分数)
Table 1 Nominal composition of tested alloys %
在熔炼及浇注过程中，通入CO2和SF6气体加以保护。熔炼时首先将镁锭熔化，随后依次加入Zn以及中间合金。待中间合金全部熔化以后搅拌扒渣，静置15 min后降温至720 ℃，浇入空心圆柱铁模中，得到直径为60 mm的圆柱锭。以线切割的方式从铸锭中割取直径为10 mm的圆棒，然后，加工成标准拉伸试样及硬度测试试样。
硬度测试在HVS-1000数显显微硬度计上进行，载荷为4.9 N，加载时间为15 s；室温拉伸性能测试按照GB/T 228—2002标准在CSS-44100型电子万能测试机上进行，合金的显微组织观察在Leica金相显微镜(OM)，Sirion200场发射扫描电镜(SEM)和Tecnai G2 20型透射电镜(TEM)上进行；分别采用D/Max2500型X线衍射仪(XRD)和Gensis60型能谱分析仪(EDS)进行物相鉴定以及微区成分分析。
2 实验结果
2.1 Y对铸态Mg-Nd-Zn-Zr合金组织的影响
图1所示为铸态合金的XRD衍射图谱。对比标准PDF卡片，铸态Mg-Nd-Zn-Zr-xY(x=0，0.6%，1.2%，1.8%，质量分数)合金的XRD衍射图谱主要由α-Mg以及Mg12Nd相的衍射峰组成，说明铸态合金主要由α-Mg和Mg12Nd相组成。
图2所示为铸态Mg-Nd-Zn-Zr-xY合金的光学显微组织。从图2可见：铸态合金晶粒尺寸在30~40 mm之间，而Y元素质量分数的增加对其晶粒尺寸的影响并不明显；随着Y元素质量分数的增加，合金晶粒内的第二相数量开始增加，在铸态合金光学显微组织中分布于晶界处的离异共晶组织体积也随之增加。
图3所示为Mg-Nd-Zn-Zr-xY合金铸态SEM显微组织。从图2可以很清楚地看到晶界处未离异的伪共晶及部分发生离异的离异共晶及晶内析出相形貌，大量的针状相层叠排列成触须状，在同一晶粒内往往有数条这样触须状的相；随着Y元素质量分数的增加，析出相的数目明显增多。而通过对图3中对 Mg-Nd-Zn-Zr-xY合金铸态SEM显微组织中所标示的位置进行EDS能谱分析(结果在表2中列出)发现：在晶界处的相中含有大量的Mg，少量的Nd和Zn，Y的含量不高，结合前面的XRD衍射分析结果，可以认为白色第二相是含Zn的Mg12Nd固溶体，其化学成分可以表示为Mg12(NdaZn1-a)，Y元素主要固溶在α-Mg基体以及Mg12Nd相中。
图1 铸态合金的XRD衍射图谱
Fig.1 XRD patterns of as-cast alloys
图2 铸态合金光学显微组织
Fig.2 Optical microstructures of as-cast alloys
图3 铸态合金SEM显微组织及EDS能谱分析取点位置
Fig.3 SEM images of as-cast alloys and the position of EDS
表2 合金铸态显微组织EDS能谱分析结果(原子数分数)
Table 2 EDS analysis of as-cast alloys %
2.2 Y对固溶态Mg-Nd-Zn-Zr合金组织的影响
图4所示为铸态Mg-Nd-Zn-Zr和Mg-Nd-Zn-Zr- 1.8%Y合金经530 ℃/14 h固溶处理后的光学显微组织。在铸态合金中分布于晶界处的离异共晶组织绝大部分都已经溶解，仅有少量残余球块状相分布在晶界处，Mg-Nd-Zn-Zr-1.8%Y合金经固溶处理后在晶界附近有黑色块状相生成；此外，在部分晶粒内还可以看到固溶态Mg-Nd-Zn-Zr合金特有的团簇状富锆区[12]。
图5所示为铸态Mg-Nd-Zn-Zr和Mg-Nd-Zn-Zr- 1.8%Y合金经530 ℃/14 h固溶处理后的SEM显微组织及EDS能谱分析结果，与图3对比可以看到：铸态组织中的离异共晶组织已经完全消失，剩下许多不规则块状以及方块状2种相。Mg-Nd-Zn-Zr合金中的不规则块状相应为残余的Mg12Nd相，而在Mg-Nd- Zn-Zr-1.8%Y合金中出现的方块状的相则可能是其他相，通过EDS能谱分析结果发现方块状相中Nd和Y元素所占原子分数非常高。在含Y元素的固溶态镁稀土合金组织中常常可以看见这种方块状的富稀土相，对于其具体成分和结构有很多种说法，通常认为其组成可表示为Mg24RE5，其中RE可能由多种稀土元素共同组成，具体组成随合金成分变化而不同[13-14]。
图4 530 ℃/14 h固溶处理合金光学显微组织
Fig.4 Optical microstructures of solution-treated alloys
图5 固溶态合金组织EDS能谱分析
Fig.5 EDS analysis of solution-treated alloys
2.3 Y对Mg-Nd-Zn-Zr合金时效行为的影响
为了准确确定实验合金的时效制度，采取硬度测试的方法获取合金时效时的硬度-时间曲线，时效曲线上硬度的峰值时间对应合金的峰值时效时间。实验在175，200和225 ℃下进行，所获得的硬度-时间曲线如图6所示。
从图6所示可以看出：随着时效温度的升高，Mg-Nd-Zn-Zr合金到达时效峰值所需的时间缩短，在225 ℃时效时在0.5 h之内就到达了峰值硬度75.2，2 h后硬度开始明显下降；在200 ℃时效时2 h后硬度升至75左右，随后缓慢上升，在12 h到达峰值77，14 h后硬度开始显著下降；而在175 ℃时效100 h后硬度达到75左右，随后缓慢降低，至400 h降至73.6。Mg-Nd-Zn-Zr-1.8%Y合金在这3种温度时效的变化趋势与Mg-Nd-Zn-Zr合金的变化趋势相同，在时效开始阶段的孕育期要比Mg-Nd-Zn-Zr合金的长，随后硬度迅速增加，在200 ℃时效时峰值硬度在84左右，相比Mg-Nd-Zn-Zr合金有明显提高。综合2个成分合金的时效-硬度曲线，Mg-Nd-Zn-Zr和Mg-Nd-Zn-Zr-1.8%Y合金合适的时效制度可以定为200 ℃/12 h。
图6 固溶态合金在175，200和225 ℃时效的硬度-时间曲线图
Fig.6 Hardness evolution as a function of aging time during isothermal aging at 175, 200 and 225 ℃
2.4 合金力学性能
Mg-Nd-Zn-Zr-xY合金铸态和时效态的室温力学性能分别如图7所示。从图7可见：随Y元素含量的增加，铸态和时效态Mg-Nd-Zn-Zr-xY合金的室温抗拉强度和屈服强度都随之上升，强度最大的Mg-Nd-Zn-Zr-1.8%Y合金铸态室温抗拉强度最高可达198 MPa，屈服强度为122 MPa，而经峰值时效处理后室温抗拉强度可达271 MPa，屈服强度可达161 MPa，与Mg-Nd-Zn-Zr合金峰值时效态相比分别提高了10.6%和12.6%，且同时具有较好的室温拉伸伸长率。
图7 Mg-Nd-Zn-Zr-xY(x=0，0.6%，1.2%，1.8%)合金力学性能
Fig.7 Mechanical properties of Mg-Nd-Zn-Zr-xY (x=0, 0.6%, 1.2%, 1.8%)
3 分析与讨论
Mg-Nd-Zn-Zr合金在添加少量Y后，合金力学性能得到显著提高。为了研究添加Y元素对Mg-Nd-Zn-Zr合金时效组织及性能的影响，对Mg-Nd-Zn-Zr和Mg-Nd-Zn-Zr-1.8%Y合金峰值时效的样品分别取样在透射电镜下进行观察。
图8所示为时效态Mg-Nd-Zn-Zr和Mg-Nd-Zn-Zr- 1.8%Y合金的透射电镜组织，其中：图8(a)和(b)所示分别为Mg-Nd-Zn-Zr合金晶内的2种析出相，针状析出相长度为50 nm左右，厚度为几纳米，与α-Mg基体呈固定的位向关系，结合Wilson等[15]的研究，这种析出相应该是β″相，具有DO19结构；另一种片状析出相呈层片排列，片状相长50~100 nm，厚10 nm左右，具有与β"相一致的位向关系，其形貌与孙扬善 等[16]观察到的β′相类似，因此，推测此析出相可能为β′相(Mg3Nd，fcc结构)。
图8 时效态Mg-Nd-Zn-Zr和Mg-Nd-Zn-Zr-1.8%Y合金透射电镜组织
Fig.8 TEM micrograph of peak-aged Mg-Nd-Zn-Zr and Mg-Nd-Zn-Zr-1.8%Y alloys
图8(c)和(d)所示分别为时效态Mg-Nd-Zn-Zr- 1.8%Y合金中观察到的析出相形貌：一种为小层片相，与基体有固定位向关系，宽度为10 nm左右，层叠排成网状，其形态与Mg-Nd-Zn-Zr合金中的β′相一致；另一种为细小的点絮状析出相，尺寸在10 nm以下，弥散分布于基体。图8(e)为图8(c)沿Mg基体[
]晶带轴入射的衍射花样，可以看到有附加的衍射条纹，这种附加的衍射条纹通常由MgRE合金中具有DO19结构的析出相所引起，因此，图8(d)中的点絮状析出相很有可能为与时效态Mg-Nd-Zn-Zr合金中β?相不同的另一种DO19结构的相，此处依然将其命名为β?相。
根据第二相粒子强化理论，当第二相粒子尺寸很小时，位错以切过沉淀相为主要机制，合金屈服强度随第二相粒子尺寸的增加而增加。当第二相粒子尺寸增加达到一临界值(粒子半径r=10~100 nm)后，位错绕过粒子所需的应力低于切割粒子所需的应力，奥罗万绕过机制起主要作用，合金屈服强度随第二相粒子尺寸的增加而降低。Mg-Nd-Zn-Zr合金在峰值时效处理后有大量析出相生成，强化了基体，因而时效处理后强度与铸态强度相比大幅度提高；添加Y元素后，合金在峰时效处理后析出大量尺寸为10 nm左右的相，变形时对位错的阻碍作用更加明显，强化效果更好，所以，含Y的Mg-Nd-Zn-Zr合金峰值时效后强度要比原合金的强度高；随Y质量分数增加，析出相体积分数也随之增加，强化效果更明显，所以，合金强度随Y质量分数增加而逐渐上升。
4 结论
(1) Mg-Nd-Zn-Zr-xY(x=0，0.6%，1.2%，1.8%)合金铸态组织主要由α-Mg和Mg12(NdaZn1-a)相组成，Y元素主要固溶在α-Mg和Mg12(NdaZn1-a)相中；合金固溶处理后组织由α-Mg、残余的少量Mg12(NdxZn1-x)相以及方块状Mg24RE5相组成。
(2) Mg-Nd-Zn-Zr合金经530 ℃/14 h+200 ℃/12 h处理后有大量β?和β?析出相生成，有效地强化了基体；添加Y以后合金峰值时效时析出更加细小的β?和β?相，强化作用更好。
(3) 随Y质量分数增加，析出强化作用增强，合金室温抗拉强度和屈服强度上升，最高分别达到271 MPa和161 MPa，与基础Mg-Nd-Zn-Zr合金相比有较大幅度提高。
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(编辑 何运斌)
收稿日期：2010-12-12；修回日期：2011-06-09
基金项目：国防研究资助项目(JPPT-115-2-794)
通信作者：王洪海(1972-)，男，河南洛阳人，博士研究生，从事材料工程与应用的研究工作；电话：0379-63385239；E-mail: hdyf2002@163.com
