高強(qiáng)Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的軋制變形及時(shí)效強(qiáng)化行為.pdf

1、含長(zhǎng)周期有序結(jié)構(gòu)相(LPSO)的新型高強(qiáng)耐熱Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金在航空航天、國(guó)防和汽車工業(yè)領(lǐng)域有廣泛的應(yīng)用前景。為進(jìn)一步拓展高強(qiáng)稀土鎂合金的應(yīng)用,本文利用半連續(xù)鑄造工藝制備出大尺寸Mg-8.2Gd-3.8Y-1.0Zn-0.4Zr稀土鎂合金鑄錠,對(duì)鑄態(tài)和擠壓態(tài)合金進(jìn)行了軋制變形和時(shí)效熱處理,制備了超高強(qiáng)高韌的稀土鎂合金板材。采用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡、透射電鏡等方法,研究Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金軋制變形及后續(xù)時(shí)效處理過(guò)程中

2、的顯微組織演變;采用EBSD、XRD等方法研究軋制板材在軋制變形過(guò)程中以及后續(xù)時(shí)效處理過(guò)程中的微觀與宏觀織構(gòu)演變,討論了軋制變形工藝對(duì)稀土鎂合金板材的顯微組織、織構(gòu)和力學(xué)性能的影響規(guī)律、探討了Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金板材的強(qiáng)韌化機(jī)理。
　　鑄態(tài)Mg-8.2Gd-3.8Y-1.0Zn-0.4Zr合金主要由α-Mg基體、Mg3(Gd,Y)共晶化合物、14H型LPSO相、Mg24(Gd,Y)5相以及Zr質(zhì)點(diǎn)組成。在均勻化處理過(guò)程中

3、,Mg3(Gd,Y)共晶化合物逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶庀郙g5(Gd,Y);隨著均勻化處理溫度的升高以及時(shí)間的延長(zhǎng),18R型LPSO相以及富稀土相的體積分?jǐn)?shù)逐漸增加。相對(duì)于鑄態(tài)合金,均勻化處理后合金的強(qiáng)度與塑性均有所改善。與在200oC下時(shí)效的均勻化處理合金相比,在225oC下時(shí)效的合金表現(xiàn)出加速的時(shí)效硬化效應(yīng)以及相對(duì)較低的峰值硬度。
　　鑄態(tài)合金在400oC直接進(jìn)行道次變形量20~30％的4道次軋制變形后,板材的再結(jié)晶比例較高,但稀土元素

4、在原始晶界附近偏聚,導(dǎo)致板材的強(qiáng)度較低。鑄態(tài)合金經(jīng)均勻化處理后,在同樣的工藝下軋制變形后,板材中析出大量的LPSO相并獲得雙峰分布的晶粒尺寸,使得板材具有較高的強(qiáng)度及塑性。
　　均勻化處理合金在不同終軋變形量軋制后,均由具有隨機(jī)取向的細(xì)小再結(jié)晶晶粒及具有基面取向的粗大形變晶粒組成;由于扭折變形,在形變晶粒中的LPSO相發(fā)生了彎曲。隨著終軋變形量的增加,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶比例增加,織構(gòu)強(qiáng)度逐漸降低;板材的強(qiáng)度隨終軋變形量增加沒(méi)有明顯變化,但

5、屈服各向異性降低,塑性得到了明顯的提高。合金經(jīng)不同終軋變形量板材在200oC均表現(xiàn)出顯著的時(shí)效硬化效應(yīng),變形量對(duì)β′相的形貌和尺寸無(wú)明顯影響,但隨著變形量的增加,時(shí)效過(guò)程中析出的β′相體積分?jǐn)?shù)也隨之增加,板材的強(qiáng)度也逐漸上升,由于組織均勻性的增加,使得塑性同時(shí)得到改善。
　　在對(duì)Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金分別進(jìn)行累積變形量為60~96%的軋制后,在累積變形量較小的軋制板材中產(chǎn)生了孿晶,當(dāng)累積變形量達(dá)到89%后孿晶消失,隨著變形

6、量增加,晶粒尺寸逐漸細(xì)化,顯微組織逐漸均勻,LPSO相的體積分?jǐn)?shù)逐漸降低;此外,晶界附近的LPSO相為18R型而晶粒內(nèi)部的則為14H型;板材在軋制過(guò)程中均表現(xiàn)出基面織構(gòu),隨累積變形量的增加,織構(gòu)強(qiáng)度逐漸下降,這與稀土元素的添加和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程有關(guān)。板材的強(qiáng)度和延伸率隨著累積變形量的增加均得到改善。累積變形量為96%的板材經(jīng)200oC時(shí)效處理后,板材的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到426MPa和517MPa,延伸率為4.5%,時(shí)效后板材中的具

7、有基面取向的形變晶粒、變形晶粒內(nèi)部的LPSO相和細(xì)小致密的納米β′析出相、以及晶界處細(xì)小的β析出相導(dǎo)致時(shí)效后合金的強(qiáng)度顯著提高。
　　與鑄態(tài)合金均勻化處理后的軋制相比,鑄錠經(jīng)擠壓變形后再進(jìn)行軋制變形的合金顯微組織更加均勻,LPSO相主要沿著軋制方向分布在晶界處。擠壓態(tài)合金在300oC終軋溫度軋制變形后,主要由形變晶粒、亞組織及大量位錯(cuò)組成板材具有較高的強(qiáng)度;終軋溫度提高到400oC后,板材主要由具有隨機(jī)取向的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒組成,板

8、材基面織構(gòu)強(qiáng)度降低,板材的強(qiáng)度降低,塑性顯著提高,并且塑性各向異性得到改善。擠壓態(tài)合金經(jīng)不同溫度終軋獲得的板材在200oC及225oC時(shí)效過(guò)程中表現(xiàn)出顯著的時(shí)效硬化特性。經(jīng)300oC終軋和200oC峰時(shí)效處理后,板材的屈服強(qiáng)度達(dá)到了454MPa,但其塑性較差;350oC終軋板材在200oC峰時(shí)效處理過(guò)程中,晶內(nèi)析出了片層狀14H型LPSO相,并改善了晶界狀態(tài),使其屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到了416MPa與505MPa,延伸率提高到了12

9、.8%;400oC軋制板材經(jīng)200oC峰時(shí)效處理后,其屈服強(qiáng)度較低,塑性得到了明顯的改善。不同終軋溫度板材的織構(gòu)在時(shí)效處理過(guò)程中沒(méi)有明顯變化,而時(shí)效板材的高強(qiáng)度主要是由于晶粒內(nèi)析出的細(xì)小β′相、晶界處的 LPSO相以及方塊狀的富稀土相。
　　本文的研究表明,在Mg-Gd-Y-Zn-Zr系合金的軋制變形過(guò)程中,采用90%以上的大累積變形量以及50%以上的終軋道次變形量,可充分破碎共晶相獲得均勻細(xì)小的顯微組織,并可使板材在時(shí)效過(guò)程中析