熱處理對Mg-8.5Li-6.6Zn-1.5Y合金微觀結(jié)構(gòu)和變形行為的影響

1 研究概述

Mg-Li合金作為最輕的結(jié)構(gòu)金屬材料，在汽車運(yùn)輸、航空航天和電子信息等工業(yè)領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。當(dāng)Li含量在5.7~10.3 wt%之間時，合金形成典型的(α+β)雙相結(jié)構(gòu)，其中α-Mg為密排六方結(jié)構(gòu)(HCP)，β-Li為體心立方結(jié)構(gòu)(BCC)。雙相Mg-Li合金在強(qiáng)度和塑性之間實(shí)現(xiàn)了較好的平衡。然而，鑄態(tài)Mg-Li合金的強(qiáng)度通常低于傳統(tǒng)鎂合金，進(jìn)一步改善其力學(xué)性能成為研究重點(diǎn)。

在Mg-Li合金中添加Zn和Y元素會引入納米級Li-Mg-Zn相和微米級Mg-Zn-Y相（如I-Mg?Zn?Y二十面體準(zhǔn)晶相、LPSO-Mg??ZnY長周期堆垛有序相和W-Mg?Zn?Y?相）。這些析出相能顯著提高合金強(qiáng)度，但脆性的Mg-Zn-Y相常沿相界和晶界連續(xù)分布，導(dǎo)致塑性下降。因此，如何打破或溶解連續(xù)分布的脆性相、同時兼顧強(qiáng)度與塑性提升，是Mg-Li合金研究中的關(guān)鍵問題。

針對上述問題，南昌大學(xué)先進(jìn)制造學(xué)院劉勇團(tuán)隊(duì)在《Journal of Rare Earths》（2024，Vol.42，2293-2302）發(fā)表了題為“Effect of heat-treatment on microstructure and deformation behavior of Mg-8.5Li-6.6Zn-1.5Y alloy"的文章。該研究以Mg-8.5Li-6.6Zn-1.5Y（簡稱LZW861）鑄態(tài)合金為對象，通過熱處理調(diào)控微觀組織，建立微觀組織與變形行為的關(guān)聯(lián)，揭示強(qiáng)度和塑性協(xié)同提升的內(nèi)在機(jī)制。

2 實(shí)驗(yàn)方法

LZW861鑄錠采用真空感應(yīng)熔煉制備，化學(xué)成分經(jīng)電感耦合等離子體（ICP）分析如表1所示。熱處理工藝基于I-phase與α-Mg共晶結(jié)構(gòu)的分解溫度（約420°C）和最佳溶解溫度（450°C），設(shè)計(jì)如下：在450°C保溫6小時后分別采用水冷（WC）、空冷（AC）和爐冷（FC）三種冷卻方式。微觀表征采用光學(xué)顯微鏡（OM）、X射線衍射（XRD）、掃描電子顯微鏡（SEM）配備能譜分析（EDS）、透射電子顯微鏡（TEM）以及電子背散射衍射（EBSD）等手段。力學(xué)性能通過室溫拉伸試驗(yàn)評價(jià)，變形行為通過準(zhǔn)原位拉伸試驗(yàn)結(jié)合SEM觀察進(jìn)行研究。

表1 LZW861合金的化學(xué)成分

3 微觀組織演變

LZW861鑄態(tài)合金呈現(xiàn)(β+α)雙相結(jié)構(gòu)，共晶組織（主要為網(wǎng)狀I(lǐng)-phase）沿相界和晶界連續(xù)分布。XRD分析表明，合金主要由α-Mg、β-Li、I-Mg?Zn?Y和W-Mg?Zn?Y?相組成。經(jīng)450°C/6h熱處理后，合金微觀組織發(fā)生三個主要變化（圖1、圖2）：

圖1 LZW861合金熱處理前后的光學(xué)顯微組織：(a) 鑄態(tài)；(b) 450°C/6h-WC；(c) 450°C/6h-AC；(d) 450°C/6h-FC

（1）連續(xù)網(wǎng)狀I(lǐng)-phase溶解。高溫保溫使晶界處的I-phase分解，Zn和Y原子溶入基體，消除了連續(xù)脆性相對塑性的不利影響。

（2）塊狀α-Mg消失并轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小彌散的條帶狀α-Mg。冷卻速率直接影響α-Mg的平均尺寸：水冷條件下α-Mg幾乎不析出（圖1b），空冷條件下形成細(xì)小針狀α-Mg（圖1c），爐冷條件下α-Mg尺寸明顯增大（圖1d）。

圖2 LZW861合金熱處理前后的SEM形貌及EDS分析：(a) 鑄態(tài)；(b) 450°C/6h-WC；(c) 450°C/6h-AC；(d) 450°C/6h-FC

（3）β-Li基體中彌散分布的(Li,Mg)?Zn納米析出相含量增加。TEM觀察表明（圖3、圖4），熱處理過程中形成的二次納米顆粒相比鑄態(tài)一次顆粒平均尺寸減小約50%（從85.7nm降至約40nm），Zn含量降低約33%，但保持相同的晶體結(jié)構(gòu)和取向關(guān)系：(200)(Li,Mg)?Zn // (200)β-Li和<110>(Li,Mg)?Zn // <110>β-Li。這種平行(200)面作為(Li,Mg)?Zn相的慣習(xí)面，促進(jìn)了析出相的形核和生長。

圖3 β-Li基體中納米顆粒的TEM形貌：(a) 鑄態(tài)；(b) 450°C/6h-WC；(c) 450°C/6h-AC；(d) 450°C/6h-FC

圖4 450°C/6h-AC合金中一次和二次納米顆粒的TEM分析：(a,b) STEM-EDS分析；(c,d) SAED花樣

圖5 LZW861合金熱處理前后的XRD圖譜

3.1 相變機(jī)理

α-Mg的再析出過程遵循固態(tài)相變動力學(xué)。在450°C高溫下，Mg和Zn原子在Li基體中的固溶度分別達(dá)到90.5 wt%和12.5 wt%（室溫下分別為89 wt%和4 wt%）。高溫保溫使塊狀α-Mg溶解，導(dǎo)致β-Li固溶體過飽和。I-phase的溶解降低了晶界擴(kuò)散勢壘，使Mg原子在β-Li中均勻分布。冷卻過程中，隨溫度降低固溶度下降，過飽和度升高，為α-Mg和(Li,Mg)?Zn相的析出提供了驅(qū)動力。

EBSD分析證實(shí)（圖6），α-Mg與β-Li之間存在Burgers取向關(guān)系：Li //Mg和<111>Li //<11-20>Mg。這種取向關(guān)系降低了界面能，促進(jìn)了α-Mg沿特定晶面形核和生長。冷卻速率越慢，α-Mg相的生長越充分，尺寸越大。

圖6 450°C/6h-AC合金的微觀組織和織構(gòu)：(a) 光學(xué)顯微圖；(b) 相位分布圖；(c) 相對于(0001)Mg和(110)Li的HCP α-Mg 和 BCC β-Li 極圖

圖7 LZW861合金熱處理前后相變示意圖：(a) 鑄態(tài)；(b) 450°C/6h-WC；(c) 450°C/6h-AC；(d) 450°C/6h-FC

4 力學(xué)性能

室溫拉伸試驗(yàn)表明（圖8），熱處理后LZW861合金的強(qiáng)度和塑性均得到提升。與鑄態(tài)相比，空冷態(tài)合金的屈服強(qiáng)度（YS）從147 MPa提升至192 MPa，抗拉強(qiáng)度（UTS）從189 MPa提升至242 MPa，延伸率（EL）從17.8%提升至22.3%。爐冷態(tài)雖延伸率有所提高，但由于α-Mg尺寸過大導(dǎo)致強(qiáng)度略有下降；水冷態(tài)因α-Mg幾乎不析出，強(qiáng)化效果有限。

圖8 LZW861合金熱處理前后的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線

值得注意的是，450°C/6h-AC熱處理后合金的強(qiáng)化效果超越了大多數(shù)已報(bào)道的Mg基和Mg-Li基合金（圖9），表明該熱處理工藝在同時提升強(qiáng)度和塑性方面具有顯著優(yōu)勢。

圖9 各種Mg基熱處理合金的屈服強(qiáng)度與延伸率對比

表2 LZW861合金不同狀態(tài)下的力學(xué)性能

5 強(qiáng)化機(jī)制

熱處理后LZW861合金強(qiáng)度的顯著提升主要?dú)w因于兩個因素：

5.1 細(xì)針狀α-Mg沉淀強(qiáng)化

經(jīng)450°C/6h-AC熱處理后，塊狀α-Mg消失，轉(zhuǎn)變?yōu)樵?/span>β-Li基體中彌散均勻分布的大量細(xì)小針狀α-Mg析出相（圖1c）。這些析出相顯著增加了界面密度，是強(qiáng)度提升的主要原因之一。細(xì)小且彌散分布的α-Mg通過Orowan機(jī)制阻礙位錯運(yùn)動，有效提高了合金的屈服強(qiáng)度。相比之下，爐冷條件下α-Mg尺寸過大（圖1d），強(qiáng)化效果減弱；水冷條件下α-Mg幾乎不析出（圖1b），缺乏有效的沉淀強(qiáng)化貢獻(xiàn)。

5.2 (Li,Mg)?Zn納米顆粒切割機(jī)制

TEM分析表明，熱處理過程中β-Li基體中彌散分布的(Li,Mg)?Zn納米顆粒數(shù)量增加。二次納米顆粒相比一次顆粒尺寸更?。ㄆ骄s40nm vs. 85.7nm），具有更高的體積分?jǐn)?shù)。由于(Li,Mg)?Zn與β-Li基體具有相同的晶體結(jié)構(gòu)（BCC）和一致的取向關(guān)系，滑移位錯能夠穿透彌散分布于β-Li基體中的(Li,Mg)?Zn納米顆粒。因此，一次和二次納米顆粒均通過位錯切割機(jī)制（而非Orowan繞過機(jī)制）強(qiáng)化基體。這種機(jī)制下，納米析出相與基體之間持續(xù)的滑移協(xié)調(diào)變形，在強(qiáng)化基體的同時維持了良好的塑性。

此外，二次納米顆粒相比一次顆粒具有更低的Zn含量（降低約33%），說明在保溫過程中元素間的相互作用降低了固溶度，進(jìn)一步促進(jìn)了(Li,Mg)?Zn相的析出。

6 變形協(xié)調(diào)性

450°C/6h-AC熱處理后，LZW861合金的延伸率從17.8%提升至22.3%。塑性變形能力的顯著改善伴隨著應(yīng)變硬化階段和軟化階段的延長（圖8），這表明相間變形協(xié)調(diào)性得到增強(qiáng)。準(zhǔn)原位拉伸試驗(yàn)結(jié)合SEM觀察揭示了其變形機(jī)制。

圖10 LZW861合金不同狀態(tài)下的拉伸形貌：(a,c) 鑄態(tài)；(b,d) 450°C/6h-AC

6.1 I-phase溶解對變形協(xié)調(diào)的貢獻(xiàn)

鑄態(tài)合金中，沿晶界連續(xù)分布的網(wǎng)狀I(lǐng)-phase作為脆性相嚴(yán)重阻礙了基體的塑性變形。準(zhǔn)原位拉伸觀察表明（圖11a-d），鑄態(tài)合金中α-Mg和β-Li相內(nèi)的滑移跡線受到I-phase的阻擋，導(dǎo)致顯著的變形局部化。I-phase/β-Li界面處位錯堆積產(chǎn)生高應(yīng)力集中，促進(jìn)I-phase的脆性開裂和集中裂紋的形成（圖9a,c）。裂紋主要沿I-phase和α/β界面擴(kuò)展。

經(jīng)450°C/6h-AC熱處理后，連續(xù)網(wǎng)狀I(lǐng)-phase溶解（圖11e-h），基體的塑性變形更加充分。I-phase消失后對滑移的阻礙顯著降低，裂紋主要出現(xiàn)在彌散分布的α/β界面處（圖12b,d），且微裂紋在萌生后不會迅速擴(kuò)展，合金表現(xiàn)出更加均勻的塑性變形。

圖11 鑄態(tài)和450°C/6h-AC合金在1.2%（a）、2.1%（b）、6.3%（c）、12.6%（d）、1.4%（e）、2.8%（f）、8.3%（g）、14.1%（h）拉伸應(yīng)變下的準(zhǔn)原位微觀組織演變觀察

圖12 LZW861合金鑄態(tài)(a,c,e)和450°C/6h-AC熱處理態(tài)(b,d,f)的表面裂紋分布、裂紋擴(kuò)展及斷裂形貌

6.2 α-Mg細(xì)化對變形協(xié)調(diào)的貢獻(xiàn)

熱處理后，α-Mg相變得細(xì)小被連續(xù)的β-Li基體包圍。這種組織形態(tài)增加了相界影響區(qū)和應(yīng)力集中點(diǎn)的數(shù)量，可作為位錯源。SEM觀察表明（圖13），在熱處理態(tài)合金的細(xì)小α-Mg相內(nèi)形成了大量致密的滑移線，表明α-Mg相參與了顯著的塑性變形。相比之下，鑄態(tài)合金中粗大的α-Mg相內(nèi)部滑移線稀疏，變形不充分。

圖13 鑄態(tài)(a)和450°C/6h-AC熱處理態(tài)(b) LZW861合金的滑移跡線SEM形貌

6.3 幾何必要位錯（GND）與背應(yīng)力強(qiáng)化

在軟硬兩相之間的應(yīng)變不協(xié)調(diào)會在相界處產(chǎn)生幾何必要位錯（GNDs）。GNDs在界面處積累產(chǎn)生方向相反的內(nèi)應(yīng)力：作用于軟相的背應(yīng)力（σb）強(qiáng)化軟相，作用于硬相的前向應(yīng)力（σf）促進(jìn)硬相的變形（圖14）。這種機(jī)制有效調(diào)控了α-Mg和β-Li兩相的微觀變形行為。熱處理后，細(xì)小彌散的α-Mg相增加了相界面積和GNDs密度，提高了背應(yīng)力水平，從而有效促進(jìn)了α-Mg相的變形，使兩相間的變形更加協(xié)調(diào)。

圖14 LZW861合金鑄態(tài)和450°C/6h-AC熱處理態(tài)中α-Mg和β-Li相界影響區(qū)示意圖

7 結(jié)論

本研究通過熱處理調(diào)控LZW861合金的微觀組織，實(shí)現(xiàn)了強(qiáng)度和塑性的協(xié)同提升，主要結(jié)論如下：

（1）450°C保溫6小時后，連續(xù)網(wǎng)狀I(lǐng)-phase和塊狀α-Mg相溶解。隨后的冷卻過程中α-Mg可重新析出，冷卻速率直接影響α-Mg相的平均尺寸：冷卻越慢，α-Mg相越大。空冷條件下獲得細(xì)小彌散的針狀α-Mg析出組織。

（2）空冷態(tài)（450°C/6h-AC）合金的強(qiáng)度和塑性同時達(dá)到最佳：YS從147 MPa提升至192 MPa，UTS從189 MPa提升至242 MPa，EL從17.8%提升至22.3%。強(qiáng)度提升歸因于β-Li基體中均勻彌散的細(xì)小針狀α-Mg析出相的沉淀強(qiáng)化，以及(Li,Mg)?Zn納米顆粒含量的增加對基體的強(qiáng)化貢獻(xiàn)。

（3）塑性提升歸因于網(wǎng)狀I(lǐng)-phase的溶解和α-Mg相的細(xì)化。I-phase溶解消除了連續(xù)脆性相對滑移的阻礙，α-Mg細(xì)化增加了相界面積和GNDs密度，通過背應(yīng)力機(jī)制促進(jìn)了α-Mg相的塑性變形，顯著改善了相間變形協(xié)調(diào)性，同時減弱了彌散分布的α/β界面處微裂紋的形成和擴(kuò)展。

原文閱讀：Effect of heat-treatment on microstructure and deformation behavior of Mg-8.5Li-6.6Zn-1.5Y alloy - ScienceDirect