【编辑荐读】双级固溶处理对Mg-4Nd-1Gd-0.3Zn-0.6Zr合金的显微组织和力学性能的影响

镁合金因具有密度小、比强度高和易加工等特点，被广泛应用于航天航空、轨道交通和电子产品等领域。但是，传统镁合金因其耐腐蚀性能差，高温下强度和抗蠕变性能较低，成本较高等缺点，限制了镁合金在工业上的推广和应用。在镁合金中添加稀土元素（RE）可以在基体中形成稀土析出相，细化晶粒。通过析出强化和细晶强化的作用，提高镁合金的强度和塑性，改善镁合金的耐蚀性能。目前开发出的Mg-Gd系、Mg-Y系、Mg-Gd-Y系和Mg-Y-Gd系稀土镁合金具有高强度、耐高温以及耐腐蚀等优异性能，已被应用于工业生产当中。但是由于Gd、Y等元素成本高，限制了其广泛应用。而传统的含低成本的Nd元素的稀土镁合金例如WE54和WE43已经成功商业化。因此，开发低成本高强度的Mg-Nd系新型稀土镁合金一直是国内外研究的热点。

在Mg中加入Nd可以产生明显的固溶强化和时效硬化效果，是提升镁合金性能的重要元素。对于固溶处理来说，在显微组织不发生过烧的前提下，固溶温度应尽可能高，固溶时间应尽可能长，使难溶相充分回溶到基体中，为后续时效处理作准备。长时间高温环境下会使晶粒长大，导致合金力学性能降低。当合金成分设计超过固溶度极限后，在固溶处理过程中，晶界上存在第二相可以阻碍晶粒长大。同时“低温长时-高温短时”的双级固溶处理工艺可以使晶粒在不发生明显长大的同时使难溶相固溶到基体当中，形成过饱和固溶体，并且能够有效提高合金的力学性能。因此本文以Mg-4Nd-1Gd-0.3Zn-0.6Zr镁合金为研究对象，探究双级固溶处理对其显微组织和力学性能的影响，为Mg-Nd系镁合金双级固溶处理工艺探索奠定基础。

本试验材料为Mg-4Nd-1Gd-0.3Zn-0.6Zr镁合金，具体的化学成分如表1所示。试样采用砂型铸造，以纯Mg、纯Zn、Mg30Nd中间合金、Mg-20Gd中间合金和Mg-30Zr中间合金为原材料；采用氩气保护。具体熔炼步骤如下：纯Mg熔化，将纯Mg放进预热过的铁制坩埚中，升温至750 ℃，保温直至纯Mg完全熔化；中间合金熔化，加入Mg-30Nd中间合金、Mg-20Gd中间合金和纯Zn，搅拌3~5 min，静置5~6 min；然后升温至780 ℃，加入Mg-30Zr中间合金，进行充分搅拌；浇注，采用重力浇注，用舀包将合金液浇到准备好的树脂砂型中，得到铸态试样。

使用马弗炉对铸态试样进行双级固溶处理和时效处理。根据前期研究和文献报道，确定本文的具体的热处理制度工艺参数如表2所示。将6种热处理制度对应的样品编号为S1-S6。

采用型号为Zeiss Axiovert 2000MAT光学显微镜对不同状态下的样品进行金相显微组织观察，并利用截线法对晶粒尺寸进行统计。使用配备牛津色散X射线能谱仪（EDS）的FEI QUANTA 450型扫描电子显微镜（SEM）对样品进行显微组织、化学元素以及断口组织分析。采用Tecnai G2F20-TWIN型透射电镜对析出相进行微观表征。使用电子万能试验机按照GB/T228.1测试样品的拉伸性能，拉伸试样标距25 mm，直径5 mm，应变速率2 mm/min，每组热处理制度取三根拉伸试验，取平均。

图1为Mg-4Nd-1Gd-0.3Zn-0.6Zr合金的铸态显微组织。可以看出合金的铸态金相组织是由基体相和晶界处的不连续相组成。结合EDS面分布图（图2），晶界处的不连续相富Nd元素，对晶界处的相进行EDS点分析，如图3所示。根据表3所列的点分析结果，Mg/Nd的原子比为10∶1和11∶1，与Mg12Nd的Mg/Nd原子比相似，因此确定其为Mg12Nd相。说明铸态显微组织主要是由α-Mg基体相和Mg12Nd相组成，晶粒尺寸大小约为45 μm。另外，从图2a的铸态SEM图像看出晶粒内部分布一些白色颗粒的第二相，根据EDS面分布图可知，该颗粒富Zr元素。因此，判断白色颗粒为α-Zr相，作为α-Mg的形核核心。

（a）低倍                                   （b）高倍

图1   Mg-4Nd-1Gd-0.6Zn合金铸态显微组织 

（a）铸态SEM图像;      （b-f）EDS面分布图

图2  铸态SEM图像（a）以及EDS面分布图（b-f）

表3   图3位置对应的点分析结果

2.2  显微组织

图4为合金在不同双级固溶处理下的T6态金相组织。从图中可以看出，经过不同双级固溶处理过后的金相组织仍然是由基体相和晶界处的不连续相组成。结合EDS点分析，如图5所示，结果表明，晶界处的相（1位置）富Nd元素，且Mg元素与Nd元素的原子比约为10.3，因此，可以确定晶界处的相仍然为Mg₁₂Nd。但是，与铸态组织相比，经过热处理后的合金晶界处的共晶相的面积明显减小，多数分布在三角晶界处。这说明经过不同双级固溶处理后，共晶组织发生了不同程度的回溶，但是回溶不够充分。本试验的合金Nd元素含量约为4.1wt.%，对于Mg-Nd二元合金，在548 ℃共晶温度下Nd元素在Mg中最大固溶度约为3.7wt.%，因此难以完全回溶进基体。图6统计了不同热处理后金相组织的晶粒尺寸。与铸态组织的晶粒尺寸相比，双级固溶处理后的T6态金相组织均发生了长大现象，但是随着固溶时间延长以及一级固溶时间的增加，各个组织之间的晶粒尺寸并没有明显差别，这可能是因为晶界处未回溶的共晶相对晶界起钉扎作用，对晶粒长大起一定的阻碍作用。另外，从图4可以看出晶粒内部都产生了不同团聚程度的“黑斑”，且从图5a和图7a的SEM图像中还观察到在“黑斑”中的白色颗粒。根据图7b-f EDS面分布图可以看出，该白色颗粒富Zr和Zn元素，同样根据图5b 2位置点分析结果来看，Zr元素与Zn元素的原子比约为1.73∶1，这与Zn2Zr3的原子百分比相近。因此，推断白色颗粒为Zn2Zr3。付彭怀等人研究表明：Mg-2.75Nd-xZn-Zr（x=0，0.2，0.5，1.0和2.0 at.%）合金固溶处理后，晶粒内部也观察到了同样的“黑斑”和白色颗粒。他认为晶粒内部“黑斑”区域是由ZrH₂相和Zn₂Zr₃相组成的，并认为ZrH₂相是固溶处理过程中Zr与H反应形成的，Zn₂Zr₃相是Zn和Zr元素在晶粒内部团聚形成的，所以“黑斑”区域的出现可以归因于含Zr第二相。

图4   在不同双级固溶处理下的合金T6态金相显微组织

（a） SEM图                （b）SEM图对应点的点分析结果

图5   双级固溶制度为490 ℃×15 h+540 ℃×5 h时T6态合金的SEM图以及图对应点的点分析结果

图6 晶粒尺寸统计柱状图

(a) 合金的SEM图; (b-f) EDS面分布

图7 双级固溶制度为500℃×20h+540℃×10h时T6态合金的SEM图(a)以及图5（a）对应的EDS面分布图（b-f）

2.2.2  沉淀相分析

图8  在500 ℃×20 h+540 ℃×10 h/200 ℃×18 h热处理后合金的TEM分析

2.3  力学性能

图9  不同热处理状态的试样不同双级固溶处理下T6态的合金力学性能柱状图

与此同时，对经过500 ℃×20 h+540 ℃×10 h的T6态拉伸试样断口进行显微组织分析，如图10所示。从图10a的低倍SEM图可以看出，断口组织基本由类冰糖状的破碎颗粒组成，但是从高倍SEM图像中还可以看出少量韧窝，如图10b中的黄色箭头所指，另外还观察类准解理的片层状断裂面，如图10b中的红色箭头所指，因此，推断该合金的断裂类型为韧脆混合断裂。

（a）低倍                                       （b）高倍

图10   合金的断口组织SEM图

（1）Mg-4Nd-1Gd-0.3Zn-0.6Zr镁合金的铸态显微组织由基体相α-Mg和晶界处不连续的共晶相Mg12Nd组成。

（2）经过不同双级固溶处理后的T6态合金的显微组织仍然由α-Mg和Mg12Nd组成，但是晶界处的Mg12Nd的面积明显减少，发生了回溶；在不同双级固溶处理后的合金晶粒尺寸变化不明显，晶粒尺寸最大值为60.21 μm，而铸态合金晶粒尺寸大小为46.71 μm，晶粒并未发生明显长大；时效析出强化相主要为β’相。

（3）当双级固溶制度为500 ℃×20 h+540 ℃×10 h时，合金的综合力学性能最佳。合金的抗拉强度为268.65 MPa，屈服强度为171.28 MPa，伸长率为3.33%；在一级固溶温度区间为490～520 ℃范围内，影响合金力学性能的主要因素为固溶时间。

（4）Mg-4Nd-1Gd-0.3Zn-0.6Zr镁合金的断裂类型为韧脆混合断裂。