Mg(-GD)-Sm-Zr合金的微觀組織、力學性能和析出相變研究.pdf

1、Mg-Y-Nd系的WE43和WE54作為迄今最成功的耐熱高強度商用鎂合金，因其優(yōu)異的室溫力學性能、高溫抗蠕變性能和耐腐蝕性能，在航天航空和汽車工業(yè)中得到廣泛應用。Y和Nd元素的時效析出強化是該系合金的主要強化機制。Gd和Sm在鎂合金中分別具有比同組的Y和Nd更高的極限固溶度和析出強化效果。但是關于Mg-Sm二元和Mg-Gd-Sm三元合金的研究很少，因此十分必要對極具潛力的Mg(-Gd)-Sm系合金進行深入系統(tǒng)的研究。
　　 本文

2、以Gd和Sm分別替換WE系鎂合金中的Y和Nd元素，配制數(shù)種Mg-(6-10)Gd-(2-6)Sm-Zr和Mg-4Sm-Zr合金（wt.％），采用電感耦合等離子直讀光譜儀(ICP)、光學顯微鏡(OM)、差熱分析(DTA)、X射線衍射儀(XRD)、掃描電子顯微鏡(SEM)和透射電子顯微鏡(TEM)等分析手段，通過硬度、室溫高溫拉伸、蠕變試驗，系統(tǒng)研究了不同Gd和Sm含量、熱處理及熱擠壓形變熱處理工藝對Mg-xGd-2Sm-0.4Zr(wt.

3、％,GSx2K,x=6,8,10)和Mg-6Gd-ySm-0.4Zr(wt.％,GS6yK,y=2,4,6)亞系合金顯微組織、力學性能和斷裂行為的影響，半定量分析了合金的強化機制，重點研究了時效析出相的演變過程。另外，首次系統(tǒng)研究了Mg-4Sm-0.4Zr(wt.％，S4K)合金的顯微組織、力學性能、斷裂行為和時效析出相的演變過程。本文旨在為耐熱高強度鎂稀土合金的研發(fā)和應用提供實踐和理論依據(jù)。
　　 Mg-Gd-Sm-Zr合金的

4、鑄態(tài)組織主要由α-Mg固溶體和β-Mg5(Sm，Gd)型共晶化合物構成，其中GS64K的β相被鑒定為面心立方結構(fcc)，晶格常數(shù)a=2.288nm，成分為Mg6.2(Sm0.56Gd0.44)，與Mg-Gd二元系中的平衡相同型。鑄態(tài)S4K合金的共晶化合物被鑒定為體心四方結構(bct)，晶格常數(shù)a=1.509nm，c=1.029nm，成分為Mg7.7Sm。
　　 經(jīng)過優(yōu)化的固溶工藝處理，Mg(-Gd)-Sm-Zr合金的初生共晶

5、相幾乎完全固溶，晶粒稍有長大，晶內出現(xiàn)團簇狀含Zr化合物，晶界上出現(xiàn)fcc結構的富RE塊狀相，晶格常數(shù)a=0.5502nm。塊狀相很可能遺傳自中間合金，在Mg(-Gd)-Sm-Zr合金凝固過程中形成，在固溶處理過程中長大。塊狀相弱化合金的力學性能，需控制中間合金原料中塊狀相的量。
　　 GSx2K和GS6yK亞系合金的時效硬化曲線分別呈有孕育期的兩階段特征和無孕育期的單階段特征。合金的峰值硬度和峰時效時間隨著Gd和Sm含量的增加

6、分別增大和減少，均隨著時效溫度的降低而增大，Sm元素的時效強化作用大于Gd元素。S4K合金的時效硬化曲線呈單階段特征，峰值硬度和峰時效時間小于GS6yK合金。擠壓合金的時效硬化特征與鑄造合金相同，硬度增加值顯著降低，降低擠壓溫度僅提高擠壓態(tài)硬度，對時效曲線特征的影響較小。
　　 在225℃等溫時效，GS64K鑄造合金的α-Mg過飽和固溶體(S.S.S.S.，cph)的分解過程為四階段序列:S.S.S.S.(cph)→β"(D01

7、9)→β'(cbco)→β1(fcc)→β(fcc)。時效初期細小的片狀β"和橢球狀β'在{1120}α棱柱面析出，β"的體積分數(shù)較大;峰時效態(tài)β"和β'的尺寸都長大，β'成為主要析出相;過時效階段β"和β'逐漸消失，同時β1相在{1(1)00}α棱柱面析出;長期時效后，β1原位轉變成平衡相β。
　　 在200℃等溫時效，S4K鑄造合金的α-Mg過飽和固溶體的分解過程為兩階段序列:S.S.S.S.(cph)→β"(D019)→β

8、'(fcc)，缺少GS64K合金時效序列中的β'(cbco)亞穩(wěn)相，主要由成分差異(6wt.％Gd)造成而非時效溫度不同。峰時效態(tài)細小的片狀β"在{11(2)0}α棱柱面析出;過時效階段β"逐漸消失，同時β'相在{1(1)00}α棱柱面析出;長期時效后，析出相仍是β'，未出現(xiàn)平衡相β。β"和β'相的晶體結構、晶格常數(shù)以及與基體的位向關系分別與GS64K鑄造合金的β"和β1相相同。β'(cbco)和β"(D019)相分別是峰時效態(tài)Mg-G

9、d-Sm-Zr和Mg-4Sm-Zr合金的主要析出強化相。
　　 原子結構模型分析表明，β"(D019)和β'(cbco)相的原子排列方式與α-Mg基體的相同，是(Gd，Sm)原子在α-Mg晶胞中取不同占位的有序固溶體，三者保持共格關系。β'可以通過(0001)β"面的RE原子以空位機制遷移√3aα[1(1)00]α在β"上形核，沿<1(1)00>β"生長形成{11(2)0}α棱柱面上三角分布，同時通過(1(1)00)β"面的連續(xù)

10、對稱逆向切變aα<(11)20>β"沿<11(2)0>α方向增厚，相變過程受擴散控制。β'在β"上的形核和長大是合金時效硬化曲線出現(xiàn)孕育期的原因。β1(fcc)可能在β'(cbco)上形核和長大，β(fcc)由β1(fcc)原位轉變形成。S4K合金的β'(fcc)可能在β"(D019)上形核和長大。
　　 提高Gd、Sm含量或降低擠壓溫度，鑄造/擠壓合金的鑄態(tài)、固溶處理態(tài)和峰時效態(tài)室溫力學性能總體呈現(xiàn)強度提高而延伸率下降的規(guī)律，

11、Sm元素的強化作用稍大于Gd元素。對于鑄造合金，峰時效態(tài)GS62K合金的室溫抗拉強度最高(360MPa)，但屈服強度(204MPa)較低;GS102K合金的綜合室溫力學性能最佳，屈服強度、抗拉強度和延伸率分別為:237MPa、347MPa和3.2％。合金成分宜取6-10wt.％Gd和2-4wt.％Sm。Mg-10Gd-4Sm-0.4Zr鑄造合金經(jīng)最優(yōu)固溶處理和225℃峰時效處理可能取得最高的綜合室溫力學性能。對于擠壓合金，400℃擠壓+

12、200℃峰時效處理的GS102K合金，綜合室溫力學性能最佳，屈服強度、抗拉強度和延伸率分別為:315MPa、410MPa和4.9％。除GS62K外，其他鑄造/擠壓合金的高溫抗拉強度均高于WE54鑄造/鍛造合金。擠壓合金適用于室溫至200℃，鑄造合金適用于室溫至250℃。
　　 鑄態(tài)、固溶處理態(tài)、時效態(tài)的鑄造/擠壓合金的室溫拉伸斷口均為（準）解理斷裂。脆性共晶化合物、機械孿晶與晶界的交線處及塊狀相、晶界析出相及無析出帶分別是鑄態(tài)、