Mg-Zn(-Y-Ce)合金凝固和變形態(tài)組織演化和相表征.pdf

1、Mg-Zn(-Y-Ce)系合金具有優(yōu)異的室/高溫性能，然而該合金系組織組成及部分結(jié)構(gòu)尚未清晰闡明，并因此限制了其深入研究與應(yīng)用。本文在Mg-6Zn合金基礎(chǔ)上添加0.2％～2％Y和0.3％～2％Ce，用常規(guī)和快速凝固，以及擠壓、往復(fù)擠壓和往復(fù)擠壓-擠壓聯(lián)合工藝制備了不同狀態(tài)下的合金，在用OM、SEM和TEM觀察合金組織、用XRD、EDX和SAED確定相結(jié)構(gòu)和成分的基礎(chǔ)之上，系統(tǒng)分析Mg-Zn(-Y-Ce)合金組織組成；研究合金元素、擠壓參

2、數(shù)對(duì)再結(jié)晶組織的影響；探討合金的相轉(zhuǎn)變機(jī)制、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制和快速凝固薄帶焊合機(jī)制，為后續(xù)研究和材料制備奠定基礎(chǔ)。
　　 研究結(jié)果表明，Mg-6Zn合金中添加0.2％Y時(shí)化合物為層片狀Mg4Zn7相和微量顆粒狀二十面體準(zhǔn)晶I相(Mg3YZn6)；添加1％Y時(shí)化合物為層片、顆粒狀I(lǐng)相和骨頭狀Mg4Zn7相；添加2％Y時(shí)化合物為層片狀W相(Mg3Y2Zn3)和I相、顆粒狀I(lǐng)相和Mg4Zn7相。顆粒狀I(lǐng)相直接從液相析出，層片狀I(lǐng)相通過包

3、共晶轉(zhuǎn)變L+W→α’+I形成，并首次發(fā)現(xiàn)了層片I相周圍的α’相“暈環(huán)”。Mg-Zn-Ce合金中主要化合物為T2相((MgZn)12Ce)，T2相是Zn替換Mg12Ce相中部分Mg形成的置換固溶體，并確定了其晶體結(jié)構(gòu)為體心正交結(jié)構(gòu)(a=5.35A，b=9.43A，c=10.02A)。Ce添加量為0.6％時(shí)，除T2相外，合金中還有少量塊狀Mg4Zn7相和層片狀Mg7Zn3相；Ce添加量為1％和2％時(shí)主要為T2相。Mg-6Zn-1Y合金中添加

4、0.3％Ce時(shí)，相組成基本不變；添加0.6％Ce和1％Ce時(shí)，由于T2相的形成使液相中Zn濃度降低，從而抑制了L+W→α’+I包共晶轉(zhuǎn)變，主要化合物為W相和T2相。Mg-Zn-Y合金隨著Y添加量提高，Zn固溶度降低，但Y元素可促使β1’和β2’沉淀相形核和生長，所以沉淀相顆粒密度隨著Y添加量的增加而增大。Mg-Zn-Ce合金中隨著Ce添加量的增加，Zn固溶度和沉淀相密度均降低，添加2％Ce時(shí)，基體成分接近純Mg，這一點(diǎn)的揭示對(duì)后續(xù)研究提

5、高含Ce的Mg-Zn系合金固溶強(qiáng)化至關(guān)重要。
　　 經(jīng)過快速凝固，Mg-Zn(-Y-Ce)合金組織明顯細(xì)化，第二相呈納米級(jí)顆粒分布在晶內(nèi)或呈網(wǎng)狀分布在晶界上，幾乎無二元Mg-Zn相通過凝固形成，擴(kuò)展固溶主要以β1’相形式析出。隨著Y和Ce添加量增大，Zn的固溶度逐漸降低，Mg-6Zn-2Ce合金基體成分仍接近純Mg。各合金中三元相組成基本不變，然而由于快速凝固過程中溶質(zhì)分配不平衡，T2相中Zn含量在25.9at％～45.3at.

6、％范圍內(nèi)波動(dòng)，而且在Mg-Zn-Y合金中發(fā)現(xiàn)了常規(guī)凝固條件下難以形成的H相(Mg15Y15Zn70)。此外，首次在快速凝固合金晶界附近發(fā)現(xiàn)了寬度為1μm～4μm的三元相顆粒無脫溶帶和寬度約為260nm的Mg-Zn無沉淀帶，前者的形成歸因于貧溶質(zhì)機(jī)制，后者歸因于貧空位機(jī)制。
　　 擠壓合金組織研究結(jié)果表明，合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制由溫度控制，低于340℃時(shí)主要為不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制，高于340℃時(shí)為連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制。首次發(fā)現(xiàn)在往復(fù)擠

7、壓過程中試樣整體上只發(fā)生一次再結(jié)晶，后續(xù)的擠壓變形主要是通過晶晃滑移實(shí)現(xiàn)。對(duì)于340℃往復(fù)擠壓的細(xì)晶合金，后續(xù)擠壓溫度高于250℃時(shí)擠壓過程仍是通過晶界滑移實(shí)現(xiàn)，低于250℃時(shí)合金通過非連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制發(fā)生再次再結(jié)晶而細(xì)化。各合金通過往復(fù)擠壓和235℃低溫正擠壓制均獲得了均勻的細(xì)晶組織，并且隨著Y和Ce添加量的增加，合金再結(jié)晶晶粒因第二相顆粒密度的增加而細(xì)化。然而，破碎的第二相顆粒在擠壓和往復(fù)擠壓合金中分布都不均勻，擠壓合金中第二相顆

8、粒呈流線平行于擠壓方向分布；往復(fù)擠壓合金中因?yàn)槠涔に嚲哂小靶螤罨貜?fù)性”，第二相顆粒在擠壓過程中沿?cái)D壓方向分布，在墩粗過程中會(huì)重新會(huì)聚在一起，并以原始位置為中心向周圍分散分布，很難實(shí)現(xiàn)均勻分布。
　　 快速凝固薄帶在低于300℃擠壓時(shí)通過非連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制獨(dú)立地發(fā)生再結(jié)晶，再結(jié)晶晶粒在長大過程中跨越兩個(gè)薄帶并使其焊合。由于薄帶厚度不均一，再結(jié)晶后較薄的薄帶晶粒較細(xì)小，較厚薄帶晶粒較粗大，由于往復(fù)擠過程中快速凝固薄帶整體上也只發(fā)生