镁合金作为最轻的金属结构材料，兼具突出的电磁兼容、显著的吸噪减振等优点，使其在兵装、航空航天和高端智能装备等领域具有一定应用潜力[1]。然而，常规镁合金伸长率较差、力学强度不高等，极大地阻碍了镁合金产业化应用。稀土元素的添加，可提升镁合金固溶和时效强化效果，从而显著提升其力学性能[2]。而含有稀土Gd和Y等元素的镁合金展现出优异的强度和耐蚀特性，受到科研人员的广泛关注，特别是Mg-Gd-Y系材料的生产方法、热加工工艺和不同元素对材料的影响规律成为探究的热点。对于添加不同元素对合金组织和性能的影响已有相关报道，例如王敬丰等[3]研究了轧制工艺对Mg-Gd-Y系合金性能和组织演变的影响；宋鹏飞等[4]探究了元素Zn对热挤压处理状态Mg-Gd试样微观相组成、组织演变和材料阻尼特性的影响规律；Wu等[5]研究了Zn元素含量对铸态Mg-Gd-Y系合金组织演变的影响规律。同时，Zn作为添加剂加入到稀土镁合金材料中可形成长周期堆垛有序(LPSO)结构[6]，而细小的LPSO结构能够有效改善材料的力学性能。Lei等[7]分析了合金中不同Zn元素含量对Mg-Gd-Zr 系试样的相组成和性能的影响，结果表明Zn元素的含量从0到1.5%(质量分数)变化时，合金中晶粒尺寸由6.02 μm降为3.05 μm，同时合金的伸长率也得到了明显提高。Mg-Gd-Y-Zn-Y作为高强耐热镁合金中性能最好的合金之一[8]，其中Zn元素的含量对组织和性能的影响尚缺乏相关研究报道。
本文研究不同Zn含量的挤压态Mg-10Gd-4Y-0.5Zr-xZn合金，对材料组织和力学性能的影响，以期为高强韧Mg-Gd稀土镁合金的广泛推广和产业化应用总结和提供基础研究及成果。
1 实验方法
使用井式真空氩气保护电阻炉，以纯镁(纯度99.95%)、Mg-30Gd、Mg-25Zr、锌锭(纯度99.5%)及Mg-30Y等材料制备Mg-10Gd-4Y-xZn-0.5Zr(x=0,1,2,质量分数，%)铸棒。将制备的尺寸为ϕ55 mm×110 mm的Mg-10Gd-4Y-0.5Zr-xZn 合金铸锭进行520 ℃×14 h均匀化退火，并将热处理后的棒料加工成尺寸为ϕ49 mm×80 mm挤压毛坯。挤压处理温度为420 ℃，加热保温时长为15 min，挤压变形速率为15 mm/min，挤压棒直径为14 mm。
采用OM、SEM及TEM对合金组织进行观察与表征。其中OM和SEM观测试样粗细砂纸逐层研磨，试样观测表面抛光，随后用浓度为4%的硝酸酒精轻微腐蚀。TEM薄膜观测样品先通过研磨抛光，再进行减薄处理获得。XRD分析在X射线衍射分析仪上进行。试样的拉伸性能按照GB/T 228.1-2021标准，在HT2402型材料试验机上进行试验速率为1 mm/min。
按照GB/T 6394-2017要求，采用截点法测量平均晶粒尺寸。晶界附近块状第二相体积分数利用Image pro plus图象处理软件获得。依据体视学原理，在Image pro plus软件中设定图象比例尺并计算第二相的面积分数，可视为体积分式。实验所需设备名称及型号详见表1。
表1 实验设备及型号
Tab.1 The experimental equipment and model
2 实验结果与分析
2.1 元素Zn对挤压态Mg-Gd-Y-Zn系合金组织的影响
不同Zn含量试样的组织见图1。图1a、c、e为挤压试样横截面组织，观察可知Mg-10Gd-4Y-0.5Zr合金晶粒内部和晶界处均未出现层片状结构，随着Zn元素的添加，晶粒内部生成大量细小层片状结 构。由 图1c、e 可 知，Mg-10Gd-4Y-1Zn-0.5Zr 和Mg-10Gd-4Y-2Zn-0.5Zr 的平均晶粒尺寸分别为25 μm和16 μm。由此可知，热挤压过程中，晶粒均发生了不同程度的形变，且伴随着Zn元素添加量的提高，晶粒的尺寸逐渐缩小。
图1 挤压态Mg-10Gd-4Y-xZn-0.5Zr(x=0,1,2,质量分数，%)试样的OM 形貌：(a)x=0，横截面，(b)x=0，纵截面，(c)x=1，横截面，(d)x=1，纵截面，(e)x=2，横截面，(f)x=2，纵截面
Fig.1 OM morphology of as-extruded Mg-10Gd-4Y-xZn-0.5Zr(x=0,1,2,mass fraction,%)alloy:(a)x=0,transverse direction,(b)x=0,longitudinal direction,(c)x=1,transverse direction,(d)x=1,longitudinal direction,(e)x=2,transverse direction,(f)x=2,longitudinal direction
采用Image pro plus图象处理软件分别处理图1c、e，热挤压处理状态的Mg-10Gd-4Y-1Zn-0.5Zr和Mg-10Gd-4Y-2Zn-0.5Zr合金晶界处块状第二相的体积分数分别为3.7%和8.4%。由此可知，随着Zn含量的增加，晶界附近块状第二相的体积分数逐渐增加。
图1d～f分别热挤压处理态试样的纵截面组织，白色箭头代表热挤压的方向，表明挤压过程中3种试样晶粒内薄片结构都出现一定程度的弯曲和破碎等现象，晶界附近块体结构沿热挤压方向呈均匀细线状排布，并且再结晶的细小晶粒出现在晶界附件，导致热挤压处理的试棒内部产生组织不均匀的情况。Zn含量的不断提高，试样的晶粒尺寸变小，细小线状第二相分布在晶界附近的数量不断增多，从而细化了试样的组织。
图2为热挤压处理状态Mg-10Gd-4Y-1Zn-0.5Zr试样的微观组织。在热挤压过程中，晶粒内部层片状结构沿一定方向出现变形现象，可知层片状结构在挤压力的作用下发生了破碎和塑性变形，见图2a中D区域和图2b中A区域所示。外在压力作用下，一部分尺寸较大的晶粒转化为尺寸较小的晶粒，并在晶粒附件区域串联在一起，发生再结晶现象，如图2b中B和C区域所示。
图2 挤压态Mg-10Gd-4Y-1Zn-0.5Zr 合金的微观组织：(a)低倍，(b)高倍
Fig.2 The OM images of as-extruded Mg-10Gd-4Y-1Zn-0.5Zr alloy:(a)low magnification,(b)high magnification
图3为Zn含量为1%(质量分数)时，挤压态Mg-10Gd-4Y-1Zn-0.5Zr合金的TEM微观组织，图2a为该晶界附近发生再结晶现象的晶粒TEM图片见图3a，可见再结晶产生了大量均匀分布的微小等轴晶，且薄层结构析出在部分晶粒内部。图3b显示出挤压态Mg-10Gd-4Y-1Zn-0.5Zr合金晶粒内部存在大量细小的层片状结构，左下角插图为合金沿着Mg晶带轴的选取电子衍射花样，因此可确定该层片状结构为14H-LPSO结构，该结构是Mg-RE系合金中更稳定的LPSO结构类型，14H-LPSO结构的HRTEM图像见图3c，该薄片结构由1.828 nm厚的2个堆垛单元组成，薄片厚度数值与Zhu等[9]观测的14H-LPSO堆垛单元厚度数值相同。
图3 挤压态Mg-10Gd-4Y-0.5Zr-1Zn 合金的TEM 组织：(a)晶界组织，(b)晶内组织，(c)HRTEM 图像
Fig.3 TEM images of the as-extruded Mg-10Gd-4Y-0.5Zr-1Zn alloy:(a)structure at the grain boundary,(b)intergranular structure,(c)HRTEM image
不同Zn含量的挤压态试样的XRD测试结果见图4。结合OM和TEM组织可知，不含Zn的材料经过固溶和热挤压处理后，组织内部发生了再结晶的情况，导致添加的稀土Gd、Y等稀土元素固溶在晶粒中，未出现层片状LPSO结构。因此不含Zn的试样组织由大量的基体α-Mg和随机分布的少量Mg-RE微粒相构成(图4a)。
图4 热挤压处理态Mg-10Gd-4Y-xZn-0.5Zr(x=0,1,2,质量分数，%)试样XRD 结果：(a)x=0,(b)x=1,(c)x=2
Fig.4 XRD patterns of as-extruded Mg-10Gd-4Y-xZn-0.5Zr(x=0,1,2,mass fraction,%)alloy:(a)x=0,(b)x=1,(c)x=2
Zn 含量分别为1%和2%的相组成为大量的α-Mg基体、薄片状均匀分布在晶粒内的14H-LPSO结构、细线形状分布在晶界附近的14H-LPSO结构以及随机分布微量的Mg-RE微粒相。晶界处细线状LPSO结构包含两种生产机制：①固溶处理出现的块状14H-LPSO结构在热塑性变形处理中形变和破碎，沿塑性变形方向分布；②热塑性变形中，基体薄片形状的14-LPSO结构出现细化，晶界附近少量微小薄片结构发生纠缠，同时在较高的温度下生长，进而出现粗大的块状LPSO结构[6,10]。
元素Zn可降低稀土镁合金的层错能量，有助于再结晶现象在塑性变形在热塑性变形中发生[11]，因此Zn含量不断增大，基体中形成大量的层片状的LPSO结构和均匀分布在晶界附近的块状LPSO结构。一是因为，热塑性变形处理时分布在基体和晶界附近的LPSO结构显著抑制大量的孪晶和位错运动，从而在组织中出现位错缠绕和积塞[12]，推动了再结晶现象的出现；同时，分布在基体内部的14H结构排布具有明显各向异性[13]，在热挤压变形处理时在晶界附近形成应力集中，导致局部出现大的形变量，也会推动再结晶的发生，进而实现组织细化的目标。因此，Zn元素的添加和含量的不断增大，热挤压变形过程中的再结晶现象显著加剧，达到细化合金微观组织的目的。
2.2 元素Zn对挤压态Mg-Gd-Y-Zn系合金力学性能的影响
图5显示了不同Zn含量试样经过挤压处理后的拉伸试验结果。3种热挤压材料的室温抗拉强度分别为310、351和357 MPa，屈服强度分别为265、306和335 MPa。元素Zn的不断添加，试样的强度显著改善。造成其强度升高的原因有两个方面：首先，细晶强化为该合金主要的强化方式，Zn含量的增加导致合金在热挤压变形时层片状14H结构和晶粒破碎和再结晶程度更加剧烈，试样微观组织愈发细化，由Hall-Petch推论分析，内部晶粒的尺寸越细小，合金的强度等力学性能逐渐增加；其次，Zn的添加和含量增加能有效减小了LPSO结构的层错能，是形成LPSO结构的核心要素，LPSO结构是一种超高硬度的增强相[14-15]，有效改善了试样的强度；同时，随着基体内部薄片形貌的LPSO结构的形成，热塑性形变处理时14H结构在外力的作用下出现细化并与晶界相互作用，且随着微观组织的细化，晶界与晶粒内部14H-LPSO结构的交互作用越强烈，从而提升了加工硬化的效果[16-17]；除此之外，破碎后的细小层片状LPSO结构兼具固溶和细晶强化效果，从而有效提高试样强度。
图5 热挤压处理试样的拉伸性能
Fig.5 The tensile properties of the as-extruded alloy
不同Zn含量试样的伸长率分别为9.57%、13.43%和8.73%。由此可知，Mg-Gd-Y试样中随着不断增大Zn的添加量，试样的伸长率呈现先升高后降低的趋势。这主要是由于试样中Zn的增加细化了组织，随着Zn含量的增加组织更加细小，导致晶粒内部细小层片状14H结构与晶界等交互作用越强烈[18]，显著改善了试样的伸长率。另一方面，Mg-Gd-Y试样中Zn含量的增大，分布于晶界附近的粗大块状14H结构增多，在热挤压变形过程中极易形成应力集中现象[17,19]，导致试样的伸长率变差。上述两个相互抑制的原因导致材料的塑性展现先改善后减弱的趋势。
图6为Mg-10Gd-4Y-0.5Zr-xZn试棒的断口组织。不同试样的断口都产生了深度不同、尺寸不均的韧窝，属于微孔聚集型的断裂形式[20]。当Zn含量增加到1%时，断口中出现深度相当的等轴韧窝，为韧性断裂的典型特征，说明材料展现出良好的塑性。其余两种试样断口中还出现了一定数量的撕裂棱和少量的韧窝，属于同时包含韧性和脆性断裂的混合断裂方式，从而导致试样的塑性减弱。
图6 热挤压处理态Mg-10Gd-4Y-xZn-0.5Zr(x=0,1,2,质量分数，%)试样的断口形貌：(a)x=0,(b)x=1,(c)x=2
Fig.6 Tensile fracture morphology of extruded Mg-10Gd-4Y-xZn-0.5Zr(x=0,1,2,mass fraction,%)alloy:(a)x=0,(b)x=1,(c)x=2
3 结论
(1)不含Zn的Mg-10Gd-4Y-0.5Zr(质量分数，%)材料经过挤压处理后，试样的相组成为大量基体α-Mg和随机分布少量Mg-RE微粒相，随着Zn元素的添加，其余两种试样的相组成变为大量的基体α-Mg、晶粒内部具有一定排布方向的微小薄片形貌的14H-LPSO结构、细线状分布在晶界附近的14H-LPSO结构和随机分布的微量Mg-RE微粒相。
(2)随着元素Zn的不断添加，3种热挤压处理态试样的晶粒不断细化，细晶强化效果显著改善，且具有一定排布方式的细小薄片形貌的14H-LPSO结构具有加工硬化效果，从而提升试样的强度，导致材料的抗拉强度和屈服强度不断升高。
(3)随着元素Zn的不断增加，热挤压时试样内部发生了基体变形破碎、晶粒再结晶和LPSO结构与晶界等交互作用现象，材料的塑性不断改善；而Zn含量的增加使得晶界处块状LPSO结构增多，晶界处粗大块状相的增多使得变形过程易出现应力集中，两个相互抑制的因素导致试样伸长率呈现为先改善后减弱的趋势。
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