Mg(-GD)-Sm-Zr合金的微觀組織、力學(xué)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(qiáng)度商用鎂合金，因其優(yōu)異的室溫力學(xué)性能、高溫抗蠕變性能和耐腐蝕性能，在航天航空和汽車(chē)工業(yè)中得到廣泛應(yīng)用。Y和Nd元素的時(shí)效析出強(qiáng)化是該系合金的主要強(qiáng)化機(jī)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(qiáng)化效果。但是關(guān)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(duì)極具潛力的Mg(-Gd)-Sm系合金進(jìn)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(xué)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(guò)硬度、室溫高溫拉伸、蠕變?cè)囼?yàn)，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(duì)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(xué)性能和斷裂行為的影響，半定量分析了合金的強(qiáng)化機(jī)制，重點(diǎn)研究了時(shí)效析出相的演變過(guò)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(xué)性能、斷裂行為和時(shí)效析出相的演變過(guò)程。本文旨在為耐熱高強(qiáng)度鎂稀土合金的研發(fā)和應(yīng)用提供實(shí)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(gòu)成，其中GS64K的β相被鑒定為面心立方結(jié)構(gòu)(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(jié)構(gòu)(bct)，晶格常數(shù)a=1.509nm，c=1.029nm，成分為Mg7.7Sm。
　　 經(jīng)過(guò)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(zhǎng)大，晶內(nèi)出現(xiàn)團(tuán)簇狀含Zr化合物，晶界上出現(xiàn)fcc結(jié)構(gòu)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(guò)程中形成，在固溶處理過(guò)程中長(zhǎng)大。塊狀相弱化合金的力學(xué)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(shí)效硬化曲線分別呈有孕育期的兩階段特征和無(wú)孕育期的單階段特征。合金的峰值硬度和峰時(shí)效時(shí)間隨著Gd和Sm含量的增加

6、分別增大和減少，均隨著時(shí)效溫度的降低而增大，Sm元素的時(shí)效強(qiáng)化作用大于Gd元素。S4K合金的時(shí)效硬化曲線呈單階段特征，峰值硬度和峰時(shí)效時(shí)間小于GS6yK合金。擠壓合金的時(shí)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(duì)時(shí)效曲線特征的影響較小。
　　 在225℃等溫時(shí)效，GS64K鑄造合金的α-Mg過(guò)飽和固溶體(S.S.S.S.，cph)的分解過(guò)程為四階段序列:S.S.S.S.(cph)→β"(D01

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

8、'(fcc)，缺少GS64K合金時(shí)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(shí)效溫度不同。峰時(shí)效態(tài)細(xì)小的片狀β"在{11(2)0}α棱柱面析出;過(guò)時(shí)效階段β"逐漸消失，同時(shí)β'相在{1(1)00}α棱柱面析出;長(zhǎng)期時(shí)效后，析出相仍是β'，未出現(xiàn)平衡相β。β"和β'相的晶體結(jié)構(gòu)、晶格常數(shù)以及與基體的位向關(guān)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(shí)效態(tài)Mg-G

9、d-Sm-Zr和Mg-4Sm-Zr合金的主要析出強(qiáng)化相。
　　 原子結(jié)構(gòu)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(guān)系。β'可以通過(guò)(0001)β"面的RE原子以空位機(jī)制遷移√3aα[1(1)00]α在β"上形核，沿<1(1)00>β"生長(zhǎng)形成{11(2)0}α棱柱面上三角分布，同時(shí)通過(guò)(1(1)00)β"面的連續(xù)

10、對(duì)稱逆向切變aα<(11)20>β"沿<11(2)0>α方向增厚，相變過(guò)程受擴(kuò)散控制。β'在β"上的形核和長(zhǎng)大是合金時(shí)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(zhǎng)大，β(fcc)由β1(fcc)原位轉(zhuǎn)變形成。S4K合金的β'(fcc)可能在β"(D019)上形核和長(zhǎng)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(shí)效態(tài)室溫力學(xué)性能總體呈現(xiàn)強(qiáng)度提高而延伸率下降的規(guī)律，

11、Sm元素的強(qiáng)化作用稍大于Gd元素。對(duì)于鑄造合金，峰時(shí)效態(tài)GS62K合金的室溫抗拉強(qiáng)度最高(360MPa)，但屈服強(qiáng)度(204MPa)較低;GS102K合金的綜合室溫力學(xué)性能最佳，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)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(shí)效處理可能取得最高的綜合室溫力學(xué)性能。對(duì)于擠壓合金，400℃擠壓+

12、200℃峰時(shí)效處理的GS102K合金，綜合室溫力學(xué)性能最佳，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)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(qiáng)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(shí)效態(tài)的鑄造/擠壓合金的室溫拉伸斷口均為（準(zhǔn)）解理斷裂。脆性共晶化合物、機(jī)械孿晶與晶界的交線處及塊狀相、晶界析出相及無(wú)析出帶分別是鑄態(tài)、