Gd含量及制備工藝對Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金組織和性能的影響.pdf

1、為開發(fā)新型鎂合金輪轂材料，本文以Mg-xGd-3Y-2Zn-0.6Zr合金為對象，采用低壓鑄造、重力鑄造和擠壓成形三種制備工藝，并對低壓鑄造的合金進(jìn)行熱處理工藝優(yōu)化，研究了合金在不同Gd含量和不同制備工藝下組織和性能的差異。首先通過改變低壓鑄造的型殼溫度、充型速度和熔體溫度三個參數(shù)，研究Mg-xGd-3Y-2Zn-0.6Zr合金的低壓鑄造工藝對鑄造成型性和鑄態(tài)合金力學(xué)性能的影響。為分析低壓鑄造制備方法的性能優(yōu)勢和為后續(xù)研究提供鑄坯，開展

2、了重力鑄造鑄試驗(yàn)，比較與低壓鑄造 Mg-xGd-3Y-2Zn-0.6Zr合金組織和性能的差異。以Mg-(4,8)Gd-3Y-2Zn-0.6Zr低壓鑄造合金為對象，優(yōu)化其合金固溶處理和時效熱處理工藝，研究熱處理過程組織和相的變化。研究了擠壓及擠壓后熱處理對Mg-xGd-3Y-2Zn-0.6Zr(x=0,4,6,8)合金組織和性能以及織構(gòu)的影響。試驗(yàn)研究采用顯微組織觀察、掃描電鏡及能譜分析，XRD分析、顯微硬度、室溫拉伸試驗(yàn)等分析方法。通過

3、上述研究，獲得以下結(jié)論：
　　Mg-xGd-3Y-2Zn-0.6Zr（x=4,6,8wt％）合金低壓鑄造的優(yōu)化工藝為：模溫200℃，充型時間3~4s，低Gd的Mg-4Gd-3Y-2Zn-0.6Zr合金熔體澆注溫度710-730℃，高Gd的Mg-6Gd-3Y-2Zn-0.6Zr和Mg-8Gd-3Y-2Zn-0.6Zr合金熔體澆注溫度730-750℃。
　　低壓鑄造的Mg-8Gd-3Y-2Zn-0.6Zr抗拉強(qiáng)度達(dá)到240MPa

4、，屈服強(qiáng)度155MPa，延伸率達(dá)到10.8%。Mg-4Gd-3Y-2Zn-0.6Zr抗拉強(qiáng)度達(dá)到218MPa，屈服強(qiáng)度127MPa，延伸率達(dá)到15.6%。低壓鑄造制備合金性能優(yōu)于薄壁鐵模澆注的重力鑄造合金。
　　低壓鑄造和重力鑄造的Mg-xGd-3Y-2Zn-0.6Zr合金，相的組成種類基本一致，由α-Mg、塊狀LPSO(長周期相Mg10(Gd,Y,Zn))、晶內(nèi)條紋狀LPSO（Mg12GdZn）、少量W-相（Mg3(Gd,Y,Z

5、n)）和MgRE相構(gòu)成；相的體積分?jǐn)?shù)和形態(tài)差異較大，重力鑄造合金塊狀長周期相更粗大，晶內(nèi)條紋狀LPSO很少，MgRE相也更少。
　　固溶溫度越高，低壓鑄造Mg-(4,8)Gd-3Y-2Zn-0.6Zr合金到硬度峰值的時間越短。500℃充分固溶，晶內(nèi)條紋狀LPSO全部溶解，晶界處塊狀LPSO少量溶解，同時生成大量的MgRE相）；520℃充分固溶，更多的塊狀LPSO溶解，但幾乎沒有MgRE相生成；540℃固溶，兩種LPSO迅速分解成W

6、-相。MgRE有利于強(qiáng)度提升，因而500℃充分固溶的合金強(qiáng)度最高，Mg-8Gd-3Y-2Zn-0.6Zr合金500℃-T4態(tài)抗拉強(qiáng)度達(dá)到302MPa，屈服強(qiáng)度162MPa，延伸率達(dá)到20.4%，滿足高性能鑄態(tài)鎂合金輪轂的力學(xué)性能要求。
　　Mg-(4,8)Gd-3Y-2Zn-0.6Z鑄造合金經(jīng) T6處理過程中時效析出的β'(Mg5(Gd,Y))相少且不穩(wěn)定，強(qiáng)化效果弱，加之固溶強(qiáng)化減弱，合金的拉伸性能有微弱下降；鑄態(tài)合金直接時效處

7、理后，得益于發(fā)達(dá)的條紋狀LPSO，合金的延伸率有大幅提高。
　　擠壓態(tài)未添加Gd的Mg-3Y-2Zn-0.6Zr合金抗拉強(qiáng)度達(dá)到313MPa，屈服強(qiáng)度245MPa，延伸率達(dá)到13.5%；Mg-8Gd-3Y-2Zn-0.6Zr合金擠壓后強(qiáng)度達(dá)到350MPa，屈服強(qiáng)度282MPa，延伸率達(dá)到12.7%。添加8%Gd有助于提高擠壓態(tài)Mg-3Y-2Zn-0.6Zr合金強(qiáng)度，同時弱化基面織構(gòu)和柱面織構(gòu)。
　　擠壓后經(jīng)過200℃T5處理