Gd元素含量（9%、13%重量百分比）对Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金热变形行为和微观结构演变的影响

《Journal of Materials Research and Technology》：Influence of Gd element content (9, 13 wt%) on the hot deformation behavior and microstructure evolution of Mg-Gd-Y-Zn-Zr alloys

热压缩变形中Mg-9Gd-4Y-2Zn-0.5Zr与Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.5Zr合金的动态再结晶（DRX）行为、流变失稳及LPSO相影响分析。研究表明，高Gd含量（13 wt%）促进高温（490°C）DRX及粒状激活动化，细化晶粒至39.6μm，降低基底织构；但抑制低温（430°C）DRX，导致流变失稳。热变形激活能Q分别为287.17和296.78 kJ/mol，13Gd合金加工窗口更窄（450-490°C/0.01-0.1s?1）。动态再结晶机制、LPSO相形貌演变及织构调控是关键。

　　在本研究中，我们探讨了两种实验合金——Mg-9Gd-4Y-2Zn-0.5Zr（9Gd）和Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.5Zr（13Gd）在400至490摄氏度变形温度范围内，以及0.001至1秒?1的应变速率下的热压缩行为。研究重点在于Gd元素含量对热变形性能、动态再结晶（DRX）和织构演变的影响。研究结果表明，随着Gd含量的增加，热变形激活能显著提升，分别为287.17 kJ/mol和296.78 kJ/mol，这归因于动态析出和Zener钉扎效应的增强。加工图显示，13Gd合金的稳定变形域较窄（450至490摄氏度/0.01至0.1秒?1），而9Gd合金的稳定变形域更宽（420至450摄氏度/0.01至0.1秒?1和450至490摄氏度/0.01至1秒?1），这是由于13Gd合金在低温和高应变速率条件下更容易出现流动不稳定现象。显微结构分析表明，较高的Gd含量促进了密集的长周期堆垛有序（LPSO）相的形成，这些相在高温下通过粒子诱发的动态再结晶机制，有助于晶粒细化和高角度晶界增加。此外，Gd的添加有效削弱了基面织构，并促进了随机化的稀土织构，从而提升了可成形性。

镁（Mg）合金因其轻质特性，被认为是金属结构材料中的佼佼者。它们具备低密度、高比强度和良好的可回收性，因此在航空航天、汽车和电子领域具有广泛应用。然而，传统Mg合金的广泛使用受到其相对较低的绝对强度、高温下的显著强度下降以及由于六方密堆积（HCP）晶体结构和有限的主动滑移系统导致的室温成形性差的限制。稀土（RE）元素的添加有效克服了这些局限性。RE原子的尺寸与Mg相近，通过增强成核和固溶强化作用促进晶粒细化，并阻碍位错运动。更重要的是，RE的添加通过降低基面与非基面滑移系统之间的临界分切应力（CRSS）差距，促进了非基面滑移的激活，从而提升了塑性并削弱了强基面织构。此外，RE元素通过热稳定相显著提升了沉淀强化效果。

在含稀土的Mg合金中，Mg-Gd-Y-Zn-Zr系列因其卓越的机械性能而受到广泛关注。Zn的引入促进了LPSO相和Mg-RE-Zn沉淀相的形成，从而显著提升了强度和热稳定性。例如，Li等人通过调整Zn/RE比例，研究了Mg-Gd-Y-Zr合金的显微结构和力学性能，发现当Zn/RE比为0.25时，合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为265.5 MPa、164.3 MPa和7.4%。He等人通过热挤压和时效处理，获得了一种具有403 MPa抗拉强度和15.3%延伸率的Mg-10Gd-2Y-0.5Zr合金。Gd/Y固溶强化与Zn诱导的LPSO/沉淀强化的协同作用使Mg-Gd-Zr合金成为高温应用的有力候选材料。Li等人通过四次等通道角度压（ECAP）处理，将Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.5Zr合金的晶粒尺寸从106 μm减少到12.1 μm，并将抗拉强度提升至361 MPa，延伸率降至9.3%。

Gd含量在确定Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的显微结构和力学性能方面起着关键作用。虽然增加Gd含量提升了固溶强化和沉淀潜力，但过高的Gd含量会导致铸造态下形成粗大的共晶相，从而损害延展性和热加工性能。因此，需要在Gd含量上保持微妙的平衡，以促进高强度和热稳定性，同时减少脆性和加工难度。Gd含量在大约8到13 wt%的范围内是高强应用的重要组成窗口，因为它们提供了这些性能的最佳组合。为了系统研究Gd含量在这一关键范围内的影响，本研究选择了两种具有代表性的合金：Mg-9Gd-4Y-2Zn-0.5Zr（9Gd）和Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.5Zr（13Gd）。这种选择涵盖了该高性能窗口的下限和上限，使我们能够直接比较Gd含量的显著变化（4 wt.%的差异）对热变形行为、动态再结晶机制和织构演变的影响。

目前，关于Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的研究主要集中在室温性能、热处理优化和固定组成的变形行为。然而，针对在相同热机械条件下具有显著不同Gd含量的合金的热变形响应和显微结构演变的比较研究仍较为有限。理解Gd含量、DRX机制、动态析出（尤其是LPSO演变）和最终织构之间的相互作用对于设计加工路线和实现定制化的显微结构至关重要。

总体而言，尽管Mg-Gd-Y-Zn-Zr体系已经得到一定程度的研究，但直接比较在关键组成（例如9和13 wt% Gd）下热变形行为的系统研究仍存在不足。更重要的是，Gd含量如何决定从DRX抑制到促进的转变机制仍不明确。本研究旨在揭示Gd含量对DRX动力学的温度依赖性，分析LPSO相促进成核与Gd诱导的Zener钉扎抑制再结晶的相互作用机制，并开发高度准确且经过验证的本构模型，为性能调控提供理论基础。

在材料和实验方法部分，实验材料为Mg–xGd–4Y–2Zn–0.5Zr（x = 9, 13 wt%）合金棒，尺寸为Φ330 mm × 500 mm，由山西银光华胜镁业有限公司提供，采用半连续铸造工艺。通过电感耦合等离子体光谱（ICP-OES）分析了铸锭的实际化学成分，确认其与名义成分高度一致。为了消除共晶相并减少铸造态下的微偏析，铸锭在520 °C下进行了12小时的均匀化处理，随后迅速水淬。均匀化后的显微结构作为所有后续热压缩测试的一致且明确的初始条件，如图1所示。可以看到，两种合金的显微结构主要由α-Mg基体、均匀分布的未溶解第二相和少量层状相组成。这些残留相主要是块状LPSO相、层状LPSO相和Mg-RE金属间化合物。从图1(a,c)（9Gd）和图1(b,d)（13Gd）的明显对比可以看出，13Gd合金含有更高密度和体积分数的块状LPSO相。这一观察结果与较高的Gd含量一致，因为Gd含量提供了更大的溶质过饱和度和热力学驱动力，使LPSO结构在均匀化过程中得以形成和保留。

热压缩测试和显微结构表征方面，实验采用了Gleeble-3800热机械模拟器，在400至490摄氏度的变形温度范围内和0.001至1秒?1的应变速率下进行等温热压缩测试。为了防止高温氧化，所有测试均在连续高纯度氩气氛围中进行。样品在目标温度下以5°C/s的速率加热，并在压缩前保持3分钟以确保热均匀性。为了减少摩擦和由此产生的鼓胀效应，在样品与砧座的接触面应用了由石墨箔和MoS?润滑剂组成的双润滑系统。样品的长径比（高度/直径 = 1.5）被选择以促进均匀变形。变形后，样品被水淬以保存高温显微结构，随后通过记录的载荷-位移数据计算真实应力-应变曲线。

在结果和讨论部分，真实应力-真实应变曲线展示了9Gd和13Gd合金在不同变形条件下的表现，如图3所示。所有曲线均表现出典型的DRX特征，分为三个阶段：加工硬化、动态软化和稳态流动。在变形的初始阶段，流动应力随着应变增加而急剧上升，主要是由于加工硬化效应占主导地位，而动态软化效应相对较弱。当达到DRX的临界应变时，增强的动态软化作用减少了流动应力的上升速率。当达到峰值应力时，动态软化成为主导机制，导致流动应力随后下降。从温度的角度来看，两种合金的流动应力随着温度的升高而降低。从应变速率来看，流动应力随着应变速率的增加而上升。低应变速率（0.001秒?1）通过热激活机制促进延展性，而高应变速率（1秒?1）则以牺牲延展性为代价增强强度。

在图3(c)中，一个特别的细节值得关注：在400°C下，9Gd合金的峰值应力略低于430°C，并且在峰值后表现出更急剧的软化现象。这表明在较低温度和中等应变速率下出现了流动局部化或不稳定现象，这一区域在加工图中被标记为不稳定。在400°C下有限的热激活作用限制了均匀的动态回复，可能导致集中性的绝热剪切带形成，从而引起快速应力下降。此外，在430至490°C范围内，9Gd合金的流动应力超过了13Gd合金，这一逆转表明Gd在合金中的作用发生了根本性变化。13Gd合金由于其密集分布的LPSO相，在高温下利用这些粒子进行大量的粒子诱发再结晶（PSN），从而加速了DRX动力学并提高了再结晶分数，引入了强大的软化效应。这种由DRX驱动的软化作用在13Gd合金中克服了其固溶强化的优势，使其稳态流动应力低于9Gd合金，后者经历的显微结构重组较少。Gd含量决定了从低温下容易出现不稳定行为到高温下由DRX主导的软化行为的转变。

本研究进一步探讨了热变形激活能与合金性能之间的关系。较高的激活能直接与变形阻力的增加和热稳定性的改善相关，意味着需要更多的能量来实现塑性流动。阻碍位错运动的因素包括动态析出、钉扎效应和第二相粒子，这些因素均提升了激活能。通过添加RE元素，Mg-RE-Zn合金的热变形激活能得到改善，表明其具有更好的热稳定性。在文献中报告的Mg-RE-Zn系列合金的激活能数据如表2所示。可以看到，13Gd合金的激活能高于9Gd合金，这表明添加较高含量的Gd进一步增强了合金的热变形阻力。与文献中报告的数值相比，本研究中9Gd和13Gd合金的激活能显著高于许多其他Mg-RE合金。这种优越的性能主要归因于Gd含量增强的细小第二相粒子的动态析出以及对位错运动和晶界更强的钉扎效应。较高的激活能证实了9Gd和13Gd合金具有优异的热稳定性，使其成为高温应用的更合适候选材料。

本研究还开发了高度准确的本构模型，为工业热加工提供了可靠的参考，并为数值模拟奠定了坚实的基础。经过验证的流动应力数据可以直接应用于有限元分析（FEA）软件，模拟锻造、挤压和轧制等复杂的热机械过程。这些模拟旨在预测应变/应力场、变形均匀性和潜在缺陷形成，代表了基于本研究实验基础的未来研究方向。

加工图方面，热加工图表征了材料在加工条件下的塑性变形能力。它识别了安全加工窗口和不稳定区域，从而有助于热加工参数的合理设计。通过动态材料模型（DMM），模拟了材料在热变形过程中的瞬时能量耗散。该模型精确描述了变形温度、应变速率和能量耗散之间的耦合效应，为评估热加工性能提供了框架。其控制方程为：G为热压缩测试中的能量消耗，J为微结构演变所需的能量，G与J的功能依赖性通过敏感因子m定义，如方程所示。在理想线性耗散中，m=1，J取最大值。由于材料在变形过程中固有的非线性，微结构演变所需的能量消耗通过能量耗散效率因子η进行量化。在DMM框架中，J表示通过微结构转变可达到的上限能量耗散。根据最大熵理论，表征流动局部化的热加工不稳定参数ξ为：在理想线性耗散中，m=1，J取最大值。由于材料在变形过程中的固有非线性，微结构演变所需的能量消耗通过能量耗散效率因子η进行量化。在DMM框架中，J表示通过微结构转变可达到的上限能量耗散。根据最大熵理论，表征流动局部化的热加工不稳定参数ξ为：

本研究通过分析功率耗散效率η、不稳定参数ζ、应变速率和变形温度之间的相互作用，定量表征了热变形过程中的能量耗散和转变机制。图8展示了9Gd和13Gd合金在真实应变0.8下的热加工图。最佳热加工参数应选择在较高的功率耗散效率（η值）和ζ值的条件下。如图8所示，Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金在低温/高应变速率条件下（如400-450°C在1秒?1）表现出更高的流动不稳定倾向。这种不稳定以负的η值为特征，并与不足的DRX和流动局部化现象（如绝热剪切带）有关。9Gd合金的加工窗口比13Gd合金更宽，安全域被识别为420-450°C（应变速率：0.01-0.1秒?1）和450-490°C（应变速率：0.01-1秒?1）。相比之下，13Gd合金的最优加工窗口受到限制，仅限于450-490°C，应变速率在0.01-0.1秒?1之间。这种安全加工区域的差异源于它们在Gd含量影响下的不同热变形行为。

这种差异直接源于Gd含量对DRX的影响。在安全窗口中，较高的η值与微结构中由DRX主导的特性相关，这由EBSD分析确认。9Gd合金的更宽加工窗口表明其工作性能更为稳健。而13Gd合金的受限窗口则归因于其高Gd含量，该含量通过溶质拖曳抑制DRX，在较低温度下导致不稳定，但在较高温度下通过粒子诱发的再结晶促进高效DRX。

在热压缩后，Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的显微结构演变如图9所示。可以看到，13Gd合金由于较高的Gd含量，表现出显著密集的层状和块状LPSO相。这些LPSO相在低温下（400°C）能有效钉扎位错，增强加工硬化。相反，它们在高温下（490°C）则作为成核位点，通过PSN机制促进再结晶。而9Gd合金含有较少的LPSO相，导致其再结晶动力学加快，但高温下的热稳定性不足。层状LPSO相的弯曲是Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金在塑性变形过程中的一种关键应变适应机制。在低温下（400°C、430°C），高密度位错在LPSO相界面积累，诱导显著的弯曲，形成阶梯状显微结构。这一过程吸收了局部应变能，有效地协调了基体与异质相之间的变形兼容性，从而延缓裂纹的产生。随着变形温度的升高（高于460°C），增强的原子扩散促进了DRV和DRX。因此，LPSO相的弯曲会因激活的位错攀移/交叉滑移而减少。在490°C时，足够的原子流动性允许位错绕过LPSO相而不是迫使弯曲，导致这一行为的完全消失。主导的变形机制则转变为晶界滑动和DRX。

为了超越定性观察并提供定量支持，我们基于SEM图像进行了块状LPSO相的统计分析。结果总结在表3中。数据明确表明，13Gd合金在所有测试温度下具有显著更高的LPSO相面积分数（15-20%），而9Gd合金的面积分数较低。这为13Gd合金提供了更高密度的潜在PSN位点的假设提供了有力支持。虽然LPSO相的平均尺寸随着Gd含量的变化不显著，但更高的数量密度是控制PSN效率的主要因素。13Gd合金中更高的LPSO面积分数与在490°C下观察到的更高再结晶分数（52.5% vs. 39.8%）之间的相关性为LPSO相通过PSN机制促进再结晶的机制提供了强有力的数据支持。

在9Gd和13Gd合金中，通过EBSD分析表征了Gd含量对显微结构演变的影响。图10展示了在0.1秒?1应变速率和不同温度下变形的9Gd和13Gd合金的逆极图。可以看到，9Gd合金在430°C时表现出更高的再结晶分数和高角度晶界分数，如图10所示。这表明在相同条件下，9Gd合金的再结晶过程比13Gd合金更活跃。这种差异源于Gd含量对再结晶行为的调节作用。在较低温度下，Gd含量的增加抑制了再结晶，这主要通过溶质拖曳和Zener钉扎效应实现。然而，在较高温度下，Gd含量的增加通过PSN机制促进了再结晶，从而形成更细小的等轴再结晶晶粒，提高了显微结构的细化程度。

图11展示了在不同温度下，9Gd和13Gd合金的GOS图。可以看到，随着温度的升高，两种合金的再结晶分数和高角度晶界分数均增加。在9Gd合金中，再结晶分数从15.2%增加到39.8%，高角度晶界分数从9.9%增加到31.7%。这一分布表明动态回复机制在微结构中占据主导地位，尽管完全再结晶尚未实现。相比之下，13Gd合金的再结晶分数从15.4%增加到52.5%，高角度晶界分数从8.7%增加到64.2%。这种变化表明，在相同条件下，13Gd合金的再结晶行为比9Gd合金更活跃。这进一步支持了Gd含量对再结晶行为的调节作用。

在热变形过程中，Gd含量对再结晶行为的双重影响尤为显著。在较高温度下，Gd通过促进再结晶成核和动态回复机制，提升了合金的再结晶倾向。而在较低温度下，Gd含量的增加抑制了再结晶，这主要通过溶质拖曳和Zener钉扎效应实现。在430°C下，由于高温下的有限热激活，9Gd合金的再结晶过程被延迟，而在490°C下，由于较高的Gd含量，13Gd合金的再结晶行为得到了显著增强。

图12展示了9Gd和13Gd合金在不同温度下的晶界分布和晶粒尺寸。可以看到，随着温度的升高，两种合金的晶界密度均下降。这一下降是因为高温促进了晶粒成核和再结晶，从而导致晶粒粗化。这些过程消耗了位错，从而降低了位错密度。在图12(a)和(b)中，13Gd合金的晶界密度高于9Gd合金。这种较高的位错密度解释了13Gd合金在热变形过程中表现出更高的流动应力和激活能，表明增加的Gd含量对合金的强化效果。

图13展示了9Gd和13Gd合金在不同温度下的再结晶分数和高角度晶界分数。可以看到，随着温度的升高，两种合金的再结晶分数和高角度晶界分数均增加。在430°C时，9Gd合金的再结晶分数为15.2%，高角度晶界分数为9.9%。而在490°C时，9Gd合金的再结晶分数增加至39.8%，高角度晶界分数增加至31.7%。这表明在高温下，动态回复机制成为主导，尽管完全再结晶尚未实现。在430°C时，13Gd合金的再结晶分数为15.4%，高角度晶界分数为8.7%。而在490°C时，13Gd合金的再结晶分数增加至52.5%，高角度晶界分数增加至64.2%。这种变化表明在高温下，再结晶行为被显著促进。9Gd合金的再结晶分数从39.8%增加到52.5%，13Gd合金的再结晶分数从39.8%增加到52.5%。这表明在高温下，13Gd合金的再结晶行为得到了显著促进，其原因在于13Gd合金形成更密集的LPSO相，提供了丰富的PSN位点，并且较高的Gd浓度促进了亚晶粒旋转和合并。

在研究中，我们进一步通过透射电子显微镜（TEM）分析了合金的内部显微结构。图17展示了9Gd和13Gd合金在430°C和0.1秒?1应变速率下的TEM图像。可以看到，随着Gd含量的增加，LPSO相的形成和析出显著增强。作为稳定LPSO结构的关键合金元素，较高的Gd浓度提供了更大的溶质过饱和度，从而增加LPSO析出的热力学驱动力。因此，13Gd合金表现出比9Gd合金更高密度和体积分数的LPSO相。

在两种合金中，LPSO相显示两种典型的形态——层状和块状。这表明Gd含量主要影响LPSO相的丰度和分布，而不是其固有形态特性。层状LPSO相通过钉扎效应阻碍位错滑动和交叉滑移，通过负载传递和增强应变硬化作用强化基体。而碎片化的LPSO颗粒通过PSN机制促进再结晶成核，从而增加细小、等轴再结晶晶粒的比例，促进显微结构的细化。

这些显微结构观察结果与先前发现一致，即13Gd合金具有更高的热变形激活能。增加的LPSO相数量和热稳定性对位错和晶界施加了显著的钉扎效应，限制了它们的运动，增加了高温下塑性变形所需的能量。这种相关性强调了LPSO相在提升Mg-RE-Zn合金高温变形阻力中的关键作用。

动态再结晶，主要包括连续动态再结晶（CDRX）和不连续动态再结晶（DDRX），在合金热变形过程中的显微结构演变中起着关键作用。在热压缩条件下，这两种机制经常同时起作用，共同影响显微结构的细化和重组。在本研究中，CDRX和DDRX均在实验合金中被识别，它们的操作机制如图18所示。

在相对较高温度和较低应变速率下，大量的低角度晶界（LAGBs）和位错在变形晶粒内积累。随着变形的进行，这些位错被LAGBs吸收，通过回复过程形成亚晶粒，如图18(a)所示。随后，为了最小化能量并实现更稳定的配置，相邻的亚晶粒通过旋转和合并，逐渐转变为具有高角度晶界的再结晶晶粒。这一演变过程体现了CDRX机制，对显微结构的逐步细化起着重要作用。相比之下，DDRX主要通过鼓胀机制起作用，如图18(b)所示。在高应变速率条件下，位错的积累在晶界附近形成应变梯度。部分晶界在较低位错密度下鼓胀进入高应变能区域，导致局部迁移和新无缺陷晶粒的形成。这种成核过程导致了细小、等轴的动态再结晶晶粒的出现，通常沿原始晶界或靠近变形区域。

本研究的结论表明，两种实验合金的热变形行为在400至490°C的温度范围内和0.001至1秒?1的应变速率下得到了系统研究。Gd含量对热变形过程中的显微结构演变的影响被深入探讨。主要结论如下：

1. 通过Arrhenius本构模型计算了Mg-9Gd-4Y-2Zn-0.5Zr合金和Mg-13Gd-4Y-2Zn-0.5Zr合金的热变形激活能，建立了两种合金的本构方程。这表明增加的Gd含量通过增强固溶强化和动态析出，特别是细小第二相粒子和LPSO结构，增强了合金在高温下的变形阻力。

2. 加工图显示，Mg-13Gd合金的稳定变形域较窄（450至490°C/0.01至0.1秒?1），而Mg-9Gd合金的稳定变形域更宽（420至450°C/0.01至0.1秒?1和450至490°C/0.01至1秒?1），这是由于其在低温和高应变速率条件下更容易出现流动不稳定现象。

3. Gd含量对DRX动力学有显著影响。较高的Gd含量导致形成更多的层状和块状LPSO相。这些相通过钉扎效应阻碍位错运动，并促进再结晶晶粒的PSN。在430°C时，较高的Gd含量通过溶质拖曳和LPSO弯曲抑制DRX，减少细晶粒的比例。在490°C时，它通过PSN和CDRX促进DRX，导致更细小且均匀的再结晶显微结构，同时高角度晶界比例增加。

4. 在所研究的变形条件下，Gd的添加有效削弱了基面织构，并促进了随机化的稀土织构。这在13Gd合金中得到了明确证实，其在430°C和490°C/0.1秒?1时的最大极图强度低于9Gd合金，这表明Gd在各种显微结构状态下均具有持续的织构削弱作用。

基于本研究的发现，未来研究的两个有前景的方向被提出：

1. 尽管本研究仅限于两种Gd含量，但结果强调了Gd在DRX行为中的双重作用。其影响在低温下（430°C）由溶质拖曳和Zener钉扎效应主导，而在高温下（490°C）则通过增强的PSN和CDRX促进再结晶。存在一个临界Gd含量，介于10至12 wt%之间，超过该含量后，LPSO相对再结晶的促进作用变得主导。这种非线性关系强调了在设计高性能Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金时，仔细控制Gd含量的重要性。在未来的实验中，我们将系统地调整Gd含量，以量化这一转变并建立热变形过程中显微结构控制的预测模型。

2. 本研究开发的高精度本构模型为数值模拟提供了可靠的基础。下一步可以是将这些验证的流动应力数据应用于有限元分析（FEA）软件，以模拟复杂的工业变形过程，如轧制、锻造和挤压。这些模拟将有助于预测应变/应力场、变形均匀性和潜在缺陷的形成，从而在实际试验之前优化加工参数。