1. 引言
镁合金是实际应用中最轻的金属结构材料，它具有比强度和比刚度高、阻尼性能好等优点，被广泛应用于航空航天、汽车工业、以及微电子领域[1] [2] 。但目前镁合金仍存在强度偏低、耐热耐蚀性较差等不足，这极大限制了镁合金的应用领域。研究表明，稀土元素(RE)的加入能大幅度提高镁合金的的强度和高温性能。诸如，目前已经商业化的Mg-Y-Nd系镁合金(如WE54和WE43)具有较好的综合性能(拉伸强度、硬度、延展性、高温性能等) [3] 。然而，Mg-RE系镁合金普遍存在稀土含量较高的问题，致使产品成本居高不下，不利于这类镁合金的商业化。因此，降低稀土含量或采用廉价的合金元素(但不显著降低合金性能)，是开发新型高性能镁合金必须考虑的因素。廉价、可时效硬化的镁合金是高性能镁合金的发展趋势 [4] 。Mg-Zn-Zr合金是一种廉价的商用铸造镁合金(诸如ZK60、ZK61和ZK31等牌号合金)，但它易发生微观疏松，并有热裂倾向。研究表明，微合金化不仅能改善镁合金显微组织结构，而且能显著缩短峰值强度所需的时效时间，显著改善镁合金的力学性能和时效硬化响应 [5] - [7] 。Mendis等人 [5] 研究发现，同时添加微量的Ag和Ca较单独添加Ag或Ca更能显著地提升Mg-2.4Zn (in at.%)合金的时效硬化响应和硬度，添加Zr能进一步细化Mg-2.4Zn-0.1Ag-0.1Ca合金的晶粒。Du等人 [6] 和Langelier等人 [7] 的研究结果显示，同时添加微量的合金元素Ce和Ca能显著改善Mg-Zn合金的显微组织结构，大幅提升合金的强度和延性。Mg-Zn-RE系镁合金中存在长周期结构增强机制，自从日本材料科学家Y.Kawamura [8] 首次成功制备长周期有序堆垛相增强的Mg97Zn1Y2镁合金 [9] ，长周期堆垛增强镁合金取得了很大进展。迄今，关于Mg-Zn-Y-Zr系镁合金的研究较多,但有关Mg-Zn-Yb-Zr镁合金的研究报道很少。Yb是周期表中倒数第二个稀土金属元素，它是除Sc外的另一个与Mg只生成一个中间化合物的稀土金属元素，并且中间化合物YbMg2与Mg-Sc系的中间化合物g-ScMg一样具有很宽的均相成分范围。于文斌、刘志义等 [10] 研究发现，少量的Yb能使ZK60-xYb镁合金(in wt.%, x = 0, 1, 2)晶粒得以显著细化，合金强度也明显提高。并通过透射电镜(TEM)观察分析发现，添加2 wt.%Yb的ZK60合金在热挤压过程动态析出了非常弥散细小的球状未知相颗粒，经T6热处理后得到的析出相更加弥散和均匀。本文将研究Yb对Mg-4.0Zn- 0.5Zr镁合金铸态、固溶以及时效后的显微组织和性能影响，旨在为低稀土含量的镁合金的研究与开发提供可行性指导。
2. 实验
本次实验以Mg-4%Zn-0.5%Zr镁合金为基础合金，制备了一系列不同Yb含量的Mg-4%Zn-0.5%Zr- xYb (均为质量百分比，下同)镁合金。镁合金成分如表1所示。制备该镁合金的原材料为，纯镁锭(99.9%)、纯锌锭(99.9%)、纯锆粒(99.9%)、纯镱粒(99.9%)。
首先，机械打磨去除原材料表面的氧化层，并将电子天平准确称量好的原料用丙酮洗净，然后利用真空电弧炉在高纯Ar气氛下将其封装在Ta坩埚中。封装好的Ta坩埚进一步真空封装在石英管中，其后放入700℃的扩散炉，缓慢升温至900℃并保温3小时，待熔体温度降低至750℃，取出石英管并击破石英管进行水淬。合金样品分成A、B两组，A、B两组样品分别在320℃固溶6 h和12 h。固溶处理后的合金在125℃进行时效处理。镁合金的侵蚀剂成分为：5 g苦味酸 + 5 mL冰醋酸 + 100 mL无水乙醇 + 10 mL蒸馏水。合金的显微组织观察采用德国LeicaDM4000M智能型金相显微镜，硬度测试采用美国标乐MicroMeter®5104硬度测试系统，硬度测试采用100 gf加载，加载时间为15 s。合金中各相的形貌及能谱分析采用NOVATM NanoSEM 230场发射扫描电镜。
3. 结果及讨论
3.1. Yb含量对合金显微组织的影响
图1和图2分别为不同Yb含量的铸态Mg-Zn-Zr-xYb镁合金的光学显微及电子显微照片。由图1中可以看出，在Mg-Zn-Zr镁合金中添加少量的Yb元素可以显著改善镁合金的显微组织，不含Yb的Alloy-1合金，其晶粒较为粗大，晶粒大小不均匀。随着Yb含量的添加，合金的晶粒更为细小、弥散，分布更为均匀。当Yb含量为2.4%时，晶粒细化明显，Yb含量继续增加，晶粒大小基本不变。由图中也可看出，铸态合金由于冷却速度较大，且存在模壁效应，枝晶较发达。总之，Yb的添加显著改善了合金的显微组织，细化了晶粒。由图2可以看出，随着Yb含量的增加，第二相显著增加；当Yb含量大于1.2%时，大量第二相成网状结构析出。其中，图2(f)为Alloy-5合金在低倍率下的电子显微照片，由图可以清楚的看出第二相呈网状析出，第二相的析出有利于合金的强化，但网状结构析出相会降低合金的力学性能。
图3和图4分别为Mg-Zn-Zr-xYb镁合金固溶6 h和12 h后的光学显微组织照片。可以看出，合金经固溶处理后晶粒有一定的长大趋势，枝晶明显减少，晶粒大小也更为均匀。对比固溶6 h和12 h的合金样品，Alloy-4合金固溶12 h后枝晶较固溶6 h的减少更为明显，固溶12 h合金样品较固溶6 h合金样品晶粒略微长大。图5为Mg-Zn-Zr-xYb合金固溶12 h后的SEM照片，对比图5和图2可以看出，固溶后
Table 1. Chemical compositions of the alloys
表1. 合金的化学成分(%，质量分数)
Figure 1. Optical micrographs of Mg-Zn-Zr-xYb as-cast alloy: (a) Alloy-1; (b) Alloy-2; (c) Alloy-3; (d) Alloy-4; (e) Alloy-5
图1. Mg-Zn-Zr-xYb合金铸态光学显微组织
Figure 2. SEM microstructure of Mg-Zn-Zr-xYb as-cast alloy: (a) Alloy-1; (b) Alloy-2; (c) Alloy-3; (d) Alloy-4; (e) and (f) Alloy-5
图2. 铸态Mg-Zn-Zr-xYb合金SEM显微组织形貌
Figure 3. Optical micrographs of Mg-Zn-Zr-xYb alloy (Solution 6 h): (a) Alloy-1; (b) Alloy-2; (c) Alloy-3; (d) Alloy-4; (e) Alloy-5
图3. Mg-Zn-Zr-xYb合金固溶6 h光学显微组织
Figure 4. Optical micrographs of Mg-Zn-Zr-xYb alloy (Solution 12 h): (a) Alloy-1; (b) Alloy-2; (c) Alloy-3; (d) Alloy-4; (e) Alloy-5
图4. Mg-Zn-Zr-xYb合金固溶12 h光学显微组织
Figure 5. SEM microstructure of Mg-Zn-Zr-xYb solution alloy
图5. 固溶态Mg-Zn-Zr-xYb合金SEM显微组织形貌
相界更为清晰，析出相减少并不明显，即固溶后溶入基体的第二相较少，结合图6、图7能谱分析结果也可得出，Yb元素基本不在基体中固溶，镁基体中主要固溶元素为Zn。此外，Alloy-4、Alloy-5中的析出相还是以网状结构出现。
图6和图7分别为Yb含量0.6%和1.2%的合金基体和第二相的能谱成分分析对比图。由能谱数据可以得出，添加的稀土Yb主要分布在第二相中，基体中几乎不含稀土Yb。合金的Yb添加量增多，析出相中Yb含量也随着增多，alloy-2、allloy-3中第二相的Yb含量分别为15.92%、23.43%。此外，析出相中Zn含量随合金的稀土Yb含量增加也相应增加。
3.2. Yb对合金力学性能的影响
图8是铸态和320℃固溶态Mg-Zn-Zr-xYb镁合金的显微硬度随Yb含量的变化图，从图中可以得出，铸态合金随着Yb含量的增加，显微硬度增大，当Yb含量为4%时，铸态合金硬度为64.5 HV。固溶后各组合金的硬度均有一定幅度的上升，Yb含量为4%的样品硬度增强不显著。当Yb质量分数为2.4%的合金固溶6 h时，样品硬度最大达67.4 HV。合金固溶12 h后较固溶6 h硬度有所下降，原因是固溶时间较长，晶粒存在长大趋势。
图9是固溶12 h合金样品经过系列时效后，合金的显微硬度随时效时间的变化。从图中可以看出，在时效初期(时效时间约1 h)，5个合金的硬度均只是略有增大，此时基体中的析出相较少(或称为孕育期)，因此硬度变化不大。继续时效，合金的硬度迅速上升，尤其是Alloy-4合金硬度上升明显。此时，有较多
Figure 6. SEM micrograph and spectrum analysis of Alloy-2 after solution alloy
图6. Alloy-2合金固溶态SEM照片及能谱分析结果
Figure 7. SEM micrograph and spectrum analysis of Alloy-3 after solution alloy
图7. Alloy-3合金固溶态SEM照片及能谱分析结果
Figure 8. Variation of the microhardness of the as-cast and solution heated alloys with Yb content
图8. 铸态、固溶态合金显微硬度随Yb含量的变化
Figure 9. The aging curve of 12 h solid solution of Mg-Zn-Zr-xYb alloys
图9. Mg-Zn-Zr-xYb合金固溶12 h样品时效曲线
的细小沉淀相从基体中析出。Alloy-2、Alloy-3合金的时效硬度峰值在3.5小时处达到，其峰时效硬度分别为66.8 HV和67.2 HV；Alloy-4合金峰时效时间约为3.0小时，峰时效硬度为71.8 HV；Alloy-5合金达到峰时效时间为3小时，峰时效强度为68.0 HV。Alloy-1合金由于不含Yb元素，其时效曲线与其他4个样品相差较大。Alloy-1合金在10小时处达到时效峰值，硬度峰值为69.0 HV。实验结果表明，添加少量的Yb就能使Mg-4%Zn-0.5%Zr镁合金的峰值时效时间显著缩短，当合金的Yb含量为2.4%时，合金的时效峰值硬度最大。当时效时间过长时，由于晶粒的长大，5个合金的硬度都有一定的降低。
4. 结论
1) 添加Yb使Mg-Zn-Zr-xYb镁合金铸态组织的晶粒细化，当添加量大于1.2%时，晶粒细化明显。同时，晶粒大小也更为均匀。
2) 当Yb含量小于2.4%时，析出离散的第二相。当Yb含量 ≥ 2.4%时，铸态合金中析出的第二相呈网状结构，并且第二相的体积分数随Yb含量的增大而增多。
3) 固溶后，晶粒略微长大。固溶6 h后，不同Yb含量的镁合金的硬度均上升；固溶时间为12 h时，相应合金的硬度较固溶6 h略微下降。
4) 时效后，合金的硬度都呈现出先上升后下降的趋势。添加少量的Yb能使Mg-4%Zn-0.5%Zr镁合金的峰值时效时间大幅缩短，时效响应得以显著改善。当Yb含量为2.4%时，时效效果最佳。且达到峰时效时间为3 h，峰时效强度为71.8 HV。
基金项目
国家自然科学基金资助(项目号50971135)。