扩散键合Mg-4Y-3RE镁合金的界面微观结构及力学性能

《Journal of Magnesium and Alloys》：Interfacial microstructure and mechanical properties of diffusion-bonded Mg-4Y-3RE magnesium alloy

通过控制扩散凝固（CDS）与轧制协同处理，显著提升了低稀土镁合金Mg-2Y的力学性能。实验表明，CDS-10-R样品晶粒尺寸细化至5.57微米（较常规铸造CC-10-R减小73%），Mg24Y5纳米颗粒含量增至1.79%（较CC-10-R提高6倍），强度提升51.8%（屈服强度达187.9MPa），塑性提高32.6%（延伸率18.3%）。机理分析显示，晶粒细化（贡献42.1%）和析出强化（贡献39.6%）主导强度提升，而基底织构弱化（强度降低7.74 m.r.d.）和{1012}孪生主导机制（贡献率9.32%）显著改善塑性。研究为低成本高强高塑性稀土镁合金开发提供了新路径。

　　镁合金因其优异的轻量化特性，被广泛应用于航空航天、交通运输等多个领域。然而，传统铸造的镁合金锭通常具有较大的晶粒尺寸，这限制了其在工程应用中的性能表现。本文研究了通过控制扩散凝固（CDS）与轧制协同处理工艺，对低合金稀土镁合金（如Mg–2Y）进行优化处理，从而显著提升其强度和塑性。CDS技术通过将两种成分和温度差异显著的前驱合金熔体混合，实现非树枝晶镁合金锭的制备。随后，通过轧制工艺进一步加工成薄板，从而改善其微观结构并提升机械性能。与传统铸造（CC）和轧制（CC-10-R）相比，CDS-10-R工艺不仅实现了更精细的晶粒尺寸（约5.57 μm），还提高了Mg₂₄Y₅纳米颗粒的含量（约1.79%），同时显著减弱了C型织构（约7.74）。这些改进显著增强了Mg–2Y合金的力学性能，使其强度提高了约51.8%，塑性提升了约32.6%。这表明，CDS与轧制的协同处理工艺为低合金稀土镁合金提供了新的性能优化途径。

### 1. 引言

镁（Mg）及其合金因其重量轻、比强度高、良好的阻尼性能和电磁屏蔽性能，被认为是轻量化材料的理想选择。然而，常见的镁合金在力学性能方面，特别是强度方面存在不足，这限制了其在更广泛领域的应用。添加重稀土元素如钇（Y）、钆（Gd）和钕（Nd）已被证明是提高镁合金强度和塑性的一种有效方法。然而，高含量的稀土元素显著增加了生产成本，限制了其在成本敏感应用中的商业可行性。因此，开发一种能够有效提升低合金稀土镁合金性能的方法，对于实现低成本、高性能的镁合金及其产品具有重要意义。

Y元素在镁合金中的作用尤为突出。Y在Mg中的溶解度在574 °C时可达到13.9 wt.%，随着温度的降低，其溶解度迅速下降，接近室温时几乎可以忽略不计。这使得Y在镁合金中表现出显著的强化效应。此外，Mg–Y基合金在超饱和固溶体分解过程中，同时表现出固溶强化和析出强化效果。因此，Y被认为是提高镁合金机械性能最有效的元素之一。由于其广泛的应用，Mg–Y基合金被用于航空航天发动机的传动箱以及直升机传动系统等关键部件。

镁合金的加工通常包括铸造和热机械处理两个阶段。铸造，尤其是重力铸造如砂型铸造和金属模铸造，能够制造出具有复杂形状和大尺寸的镁合金结构件。然而，重力铸造产品容易出现铸造缺陷，如成分偏析、粗晶粒、大尺寸第二相颗粒和难以去除的氧化夹杂物，这些都会对镁合金的性能产生不利影响。对于含有稀土元素的镁合金，添加锆（Zr）是一种有效的晶粒细化方法。然而，Zr的引入不仅增加了合金的复杂性，还导致生产成本上升。此外，Zr主合金或盐类在熔炼过程中的使用容易出现难熔和沉降问题，降低了其利用效率，并需要更大的添加量。因此，实现低合金稀土镁合金的高效晶粒细化对于提高其性能和产品质量至关重要。

### 2. 实验材料与方法

本研究中使用的Mg–2Y合金通过不同的铸造工艺制备，其中CDS技术用于制备合金锭，而传统铸造（CC）则作为对照。CDS技术通过将两种前驱合金熔体（高温度低质量的纯Mg和低温度高质量的Mg–25Y合金）以11.5:1的质量比混合，从而获得目标合金Mg–2Y。该方法能够显著细化晶粒，同时提高第二相Mg₂₄Y₅纳米颗粒的含量。为了进一步研究CDS工艺对轧制性能的影响，还选择了相同过热条件下的传统铸造作为对照，即CC-10工艺，其中熔体温度为Mg–2Y液相线温度以上10 °C，被称为近液相铸造。此外，还选择了传统铸造温度为700 °C的Mg合金作为对照组，即CC锭。

所有铸造过程均在保护气氛中进行，即1%体积的SF₆和99%体积的CO₂，以确保高质量的合金锭，避免内部缺陷如气孔和夹杂物的产生。在吹氩精炼过程中，氩气流量控制在300–400 mL/min之间，精炼时间为5分钟。Mg合金锭的制备方法已在相关文献中详细描述。

制备好的Mg–2Y合金锭随后进行轧制处理，以形成具有良好机械性能的镁合金薄板。轧制实验过程如图S1所示。轧制机的速度设定为10转/分钟，采用热轧工艺，轧制温度为400 °C。每次轧制过程中，厚度减少约10%。在第一次轧制前，锭材被预热至400 °C并保持15分钟，以确保充分加热。随后，每次轧制前，锭材被保持在400 °C下10分钟。当总厚度减少达到80%时，轧制过程终止，薄板随后进行水淬处理。为了便于比较，从轧制CC状态锭材获得的薄板称为CC-R，从轧制CC-10状态锭材获得的薄板称为CC-10-R，而从轧制CDS-10状态锭材获得的薄板称为CDS-10-R。

### 3. 结果

#### 3.1 初始微观结构

不同铸造工艺制备的Mg–2Y合金锭的微观结构如图1所示。从图1可以看出，CC状态的锭材表现出柱状晶粒结构，统计分析显示其平均晶粒尺寸约为4734 ± 1014 μm。扫描电镜（SEM）观察显示，CC状态的锭材中含有大量明亮的白色颗粒（红色箭头指示），这些颗粒通过能量色散谱（EDS）分析确认为主要的Mg₂₄Y₅相。经过近液相铸造处理后，CC-10状态的锭材晶粒尺寸显著细化至2113 ± 133 μm，表示晶粒尺寸约减少了55%。这种晶粒细化主要归因于低温铸造过程中熔体中大量短程有序、准固态Mg原子簇的存在。在一定的过冷程度下，这些原子簇可以迅速成长为稳定的晶核。当低温熔体浇铸时，会经历快速过冷和大量异质形核，从而促进锭材晶粒的细化。SEM观察还显示，CC-10状态的锭材仍含有明亮的白色Mg₂₄Y₅颗粒，这些颗粒沿明亮灰色Y富集条纹（蓝色箭头指示）分布。CC-10状态锭材中出现Y富集条纹的原因，归结于低温铸造过程中大量Y原子簇的快速过冷。

经过CDS处理后，Mg–2Y合金锭的晶粒尺寸显著细化。统计分析显示其平均晶粒尺寸为198 ± 75 μm，相较于CC-10状态的锭材，α-Mg晶粒尺寸减少了约96%。CDS处理后Mg合金晶粒细化的主要原因是其独特的两阶段形核机制。这包括混合前驱合金熔体后，高温熔体快速冷却形成大量自由晶体核，以及热和质量扩散完成后，残余液体发生爆炸性形核。CDS处理后，Mg–2Y合金的固相微结构中，Mg₂₄Y₅相的含量显著增加。这是由于CDS固相形成过程中，固液界面处的浓度和能量波动更加剧烈，促进了Mg₂₄Y₅相的提前析出。

不同铸造工艺制备的Mg–2Y合金的微观结构存在显著差异，这将不可避免地影响其轧制后的微观结构和机械性能。后续将进一步分析这一现象。

#### 3.2 轧制后的微观结构

图2展示了不同铸造工艺制备的Mg–2Y合金在轧制后的反极图（IPF）图谱和相应的晶粒尺寸统计。从图2可以看出，经过不同铸造工艺与热轧处理后，Mg–2Y合金的晶粒尺寸显著细化。具体而言，CC-R和CC-10-R样品的平均晶粒尺寸分别为约14.47 μm和11.87 μm，且晶粒内部存在大量变形孪晶。CDS-10-R样品的平均晶粒尺寸进一步细化至约5.57 μm。然而，CDS-10-R样品中的变形孪晶含量明显低于CC-R和CC-10-R样品。三个样品的IPF图谱还显示出变形孪晶与基体之间存在细微的颜色变化（白色箭头），这反映了低角度晶界（LAGBs）的形态变化。类似的现象在文献中已有报道。

进一步统计分析不同轧制样品的取向角显示，CC-R样品中LAGBs的比例为58.8%，而HAGBs（超过15°）的比例为41.2%。CC-10-R样品中LAGBs的比例为58%，HAGBs的比例为42%。CDS-10-R样品中LAGBs的比例为46.6%，HAGBs的比例为53.4%。通常，HAGBs比LAGBs更有效地阻碍位错运动，从而提供更强的强化效果。HAGBs对金属材料的影响主要体现在两个方面：一方面，它们阻碍位错滑移，从而诱导障碍强化；另一方面，当位错滑移被阻碍时，它们通过多系统滑移促进变形协调。因此，CDS-10-R样品中HAGBs含量较高，预期其在强度和塑性方面具有更优的组合，这将在后续的测试中得到验证。

#### 3.3 机械性能

图8展示了不同状态的Mg–2Y合金的工程应力-应变曲线及其相应的机械性能统计。从图8a和图8b可以看出，铸态样品由于晶粒较粗，表现出较低的强度。CC样品的屈服强度（YS）和抗拉强度（UTS）分别为12.9 ± 1.5 MPa和75.5 ± 3.8 MPa，伸长率（El）为10.8% ± 0.5%。CC-10样品由于晶粒尺寸的轻微细化，其强度和塑性均有小幅提升，YS和UTS分别为21.8 ± 0.1 MPa和85.5 ± 1.6 MPa，El为14.5% ± 0.3%。而CDS-10样品由于具有最细的晶粒尺寸和较高的Mg₂₄Y₅相含量，表现出更优异的机械性能，其YS和UTS分别为53.2 ± 4.8 MPa和142.5 ± 1.5 MPa，El为14.9% ± 0.7%。

经过轧制处理后，Mg–2Y合金的机械性能显著提升。CC-R样品的YS为110.4 ± 5.1 MPa，UTS为184.8 ± 2.4 MPa，El为13.4% ± 1.1%。CC-10-R样品的YS为123.8 ± 9.2 MPa，UTS为186.8 ± 0.4 MPa，El为13.8% ± 0.6%。值得注意的是，CDS-10-R样品表现出最佳的机械性能，其YS为187.9 ± 1.1 MPa，UTS为228.8 ± 0.9 MPa，El为18.3% ± 1.7%。与CC-10-R样品相比，CDS-10-R样品在相同过热条件下，YS提高了约51.8%，UTS提高了约22.5%，El提高了约32.6%。这表明，CDS不仅能够改善铸态Mg–2Y合金的机械性能，还能将其优势延续到后续的轧制过程中。

图8c展示了CC-R、CC-10-R和CDS-10-R样品的真实应力-应变曲线和加工硬化率曲线。通常，对于不同状态的轧制Mg–2Y合金，加工硬化率随着塑性应变的增加而下降。然而，在相同的应变水平下，CDS-10-R样品的加工硬化率始终高于CC-R和CC-10-R样品。这表明，经过CDS和轧制协同处理后，Mg–2Y合金的加工硬化能力显著增强，最终实现了强度和塑性的同步提升。图8d展示了该合金与相似成分的其他变形Mg–Y二元合金在屈服强度和伸长率方面的对比，表明经过CDS铸造和轧制处理的Mg–2Y合金表现出优异的强度-塑性组合。

### 4. 讨论

如前所述，与传统铸造和轧制相结合的工艺相比，Mg–2Y合金经过CDS和轧制协同处理后，表现出更细的晶粒尺寸和更高的位错密度。此外，不同的铸造工艺随后进行轧制，也会导致变形孪晶机制的转变。对于经过传统铸造和后续轧制的Mg–2Y合金，其孪晶机制主要由双孪晶和压缩孪晶组成。然而，经过CDS和轧制协同处理的Mg–2Y合金，其孪晶机制主要由扩展孪晶主导。此外，CDS和轧制的协同处理有助于减弱Mg–2Y合金的{0001}基底织构。所有这些微观结构的变化对Mg–2Y合金的性能提升具有积极影响。随后，本文将深入探讨CDS和轧制协同处理过程中Mg–2Y合金在不同厚度减少情况下的微观结构演变机制，以及其强度和塑性增强的机制。

#### 4.1 CDS和轧制协同处理对Mg–2Y合金强度增强的机制

基于之前对CDS和后续轧制后Mg–2Y合金微观结构的观察，发现CDS-10-R样品的强度增强主要归因于晶粒细化、孪晶强化、位错强化和析出强化的综合作用。使用方程（3）在相同过热条件下（10 °C），可以评估CDS-10-R样品与CC-10-R样品在微观结构参数差异对YS增量的贡献。方程（3）如下：

$$ \Delta \sigma_y = \Delta \sigma_g + \Delta \sigma_d + \Delta \sigma_t + \Delta \sigma_p $$

其中，Δσ_y表示CDS-10-R样品与CC-10-R样品的YS差值，Δσ_g表示晶界强化，Δσ_d表示位错强化，Δσ_t表示孪晶界强化，Δσ_p表示析出强化。Δσ_g可以通过Hall-Petch公式计算，如方程（4）所示：

$$ \Delta \sigma_g = K \left( \sqrt{d_{CDS}} - \sqrt{d_{CC}} \right) $$

其中，K表示Hall-Petch常数，取值为216 MPa·μm^1/2，d_CDS和d_CC分别表示CDS-10-R和CC-10-R样品的平均晶粒尺寸。

位错强化可以通过以下方程（5）计算：

$$ \Delta \sigma_d = \alpha M G b \left( \sqrt{\rho_{CDS}} - \sqrt{\rho_{CC}} \right) $$

其中，α表示位错相互作用的Taylor常数，通常取值为0.24；M表示Taylor因子，取值为2.1；G表示Mg基体的剪切模量（17 GPa）；b表示Mg基体中基底滑移系统的柏格斯矢量（0.321 nm）；ρ_CDS和ρ_CC分别表示CDS-10-R和CC-10-R样品的位错密度。

孪晶界强化可以通过以下方程（6）计算：

$$ \Delta \sigma_t = K \left( \lambda_{CDS} - \lambda_{CC} \right) $$

其中，λ_CDS和λ_CC分别表示CDS-10-R和CC-10-R样品中孪晶的平均间距。CDS-10-R样品的λ_CDS约为1.78 μm，而CC-10-R样品的λ_CC约为6.06 μm。

析出强化可以通过Orowan-Ashby方程计算，如方程（7）所示：

$$ \Delta \sigma_p = \frac{0.13 G b}{\lambda_p} \ln \left( \frac{d_p}{2 b} \right) $$

其中，λ_p表示析出相的平均间距，d_p表示析出相的平均尺寸。CDS-10-R样品的λ_p约为84.18 nm，而CC-10-R样品的λ_p约为561.29 nm。

不同强化机制对强度增强的贡献如表1所示。表1显示，理论计算结果与实验值高度一致，误差极小。细晶强化和析出强化被确认为Mg–2Y合金薄板强度增强的主要机制，分别贡献了约42.1%和39.6%的屈服强度提升。

#### 4.2 CDS和轧制协同处理对Mg–2Y合金塑性增强的机制

Mg–2Y合金经过CDS和轧制协同处理后，塑性增强可归因于几个因素。首先，其变形孪晶机制主要由{10$\bar{1}2$}扩展孪晶主导。扩展孪晶与基体之间的界面具有共格关系，这有助于变形协调并促进晶粒取向的重新分布，从而提高Mg合金的塑性。相比之下，{10$\bar{1}1$}和{10$\bar{1}3$}压缩孪晶的形成需要更高的应力，且其孪晶界相对尖锐，容易成为裂纹萌生的部位，从而降低塑性。压缩孪晶的形成还会导致局部应力集中，进而引发裂纹。

此外，通过不同铸造工艺制备的Mg–2Y合金在轧制后的裂纹形成机制也有所不同。CC-R和CC-10-R样品的裂纹形貌主要由凹坑和撕裂岭组成，伴有少量的解理面。凹坑和撕裂岭表明塑性断裂行为，而解理面则代表脆性断裂行为。相比之下，CDS-10-R样品的裂纹形貌主要由凹坑和撕裂岭组成，未观察到解理面。解理面是由于拉伸裂纹的快速撕裂形成的典型脆性断裂机制。解理面的存在会加速CC-R和CC-10-R样品的提前断裂，从而导致较低的伸长率。总体而言，CC-R和CC-10-R样品表现出以塑性断裂为主的混合断裂机制，而CDS-10-R样品则表现出纯塑性断裂机制。

CDS-10-R样品的凹坑尺寸显著小于CC-R和CC-10-R样品。对于相同的合金，在相同的断裂条件下，单位体积内的晶粒数量增加会带来更多的裂纹传播障碍，因此CDS-10-R薄板表现出更高的断裂伸长率，其断裂形貌中的凹坑更小。CC-R样品由于晶粒尺寸最大，其凹坑也最粗。相比之下，CDS-10-R样品由于晶粒最细，变形可以在更多的晶粒中均匀发生，从而增强合金的整体变形协调能力。因此，CDS-10-R样品不仅具有良好的强度，还表现出优异的塑性。最终，CDS-10-R样品展现出最细且最深的凹坑形貌。

### 5. 结论

通过将控制扩散固相（CDS）与轧制协同处理，制备出的Mg–2Y薄板表现出优异的强度-塑性协同效应。这一发现为低合金稀土镁合金实现高强度和高塑性提供了新的方法。本文的研究揭示了其强度和塑性增强的机制，主要结论如下：

1. 在相同过热条件下（10 °C），CDS工艺制备的合金锭与传统铸造相比，晶粒尺寸细化约96%，同时Mg₂₄Y₅颗粒的含量显著提高。
2. 相比于传统铸造后的轧制，经过CDS和轧制协同处理的Mg–2Y薄板表现出最细的晶粒尺寸、减弱的基底织构、以扩展孪晶为主的变形孪晶机制以及更高的位错密度。
3. 相比于传统铸造后的轧制，经过CDS和轧制协同处理的Mg–2Y薄板表现出约51.8%的强度提升和约32.6%的塑性增强。
4. CDS和轧制协同处理对Mg–2Y薄板强度增强的贡献主要来自细晶强化和析出强化，分别贡献了约42.1%和39.6%的屈服强度提升。
5. CDS和轧制协同处理对Mg–2Y薄板塑性增强的贡献主要来自扩展孪晶对变形的协调作用，以及减弱的{0001}基底织构对非基底滑移系统的促进作用。
6. 经过CDS和轧制协同处理的Mg–2Y薄板表现出纯塑性断裂模式，而经过传统铸造后的轧制样品则表现出脆性断裂和塑性断裂共存的混合断裂模式，其中脆性断裂占次要地位，塑性断裂占主导地位。

综上所述，CDS和轧制协同处理工艺为低合金稀土镁合金的性能优化提供了一条新的路径，有望在未来的镁合金加工技术中发挥重要作用。