Mn对Mg-Y-Cu合金的组织和性能的影响

镁合金是一种最轻的金属结构材料，具有高比强度、高比刚度，良好的电磁屏蔽和阻尼减震以及易回收利用等优点，广泛应用于航空航天、汽车和电子通讯等领域[1~4] 但是，与传统的钢铁材料和铝合金相比镁合金的绝对强度和耐腐蚀性能较低 2001年Kawamura等[5]采用快速凝固/粉末冶金工艺制备出一种新型的高强Mg97Y2Zn1(原子分数)合金，热挤压后其室温屈服强度高于600 MPa，伸长率达到5% 进一步研究发现[6]，这种合金优异的力学性能不仅与细小的α-Mg晶粒有关，还与晶粒内析出的长周期堆垛有序(Long-period stacking ordered, LPSO)相有关 近年来的研究发现，含LPSO相的镁合金具有较高的综合力学性能[7~14]，受到极大的关注

2005年Kawamura等[13]用普通铸造方法制备的含LPSO相Mg97Y2Cu1合金，热挤压后其力学性能较高 用普通铸造方法制备的Mg100-3x Y2x Cu x (x=0.5，1，1.5和2)合金，其显微组织均为α-Mg/18R-LPSO双相组织结构，其中Mg95.5Y3Cu1.5合金的综合力学性能最佳[14] 镁合金中的Cu、Fe、Ni等杂质元素使其耐腐蚀性能降低，因为这些元素的固溶度很小，容易在α-Mg晶界处富集而形成与基体电位差较大的第二相 这种第二相与镁基体形成电偶腐蚀，使合金的耐蚀性显著降低 Cu含量高达1.5%(原子分数)的Mg95.5Y3Cu1.5合金耐蚀性能不高，严重制约其实际应用

Mn元素是镁合金的常用合金化元素，能将Fe等杂质元素转化成对腐蚀影响较小的金属间化合物，从而使合金的耐腐蚀性提高[15] Zhang等[16]研究了Mn对Mg88Y4Zn2Li5合金耐蚀性的影响 结果表明，随着Mn含量的提高合金的耐腐性能先提高后降低，Mn含量为1.0%(原子分数)的合金具有最高的耐腐蚀性能 Metalnikov等[17]研究了Mn对Mg-5Al(%，质量分数)合金耐腐蚀性能的影响，也发现添加Mn能显著提高合金的耐蚀性 添加Mn还能细化合金的晶粒[18,19]，有利于提高其力学性能 Cho等[20]研究发现，添加Mn能显著细化Mg-4Zn-0.5Ca(%,质量分数)合金的晶粒 随着Mn含量的提高，合金的平均晶粒尺寸逐渐减小 Mn含量为0.8%(质量分数)的合金其平均晶粒尺寸仅为46 μm，比未添加Mn的合金降低了62.9% 本文向Mg95.5Y3Cu1.5合金中添加Mn，研究其对合金的凝固组织、拉伸性能及抗腐蚀性能的影响

1 实验方法

用功率为5 kW的SG2-5-12型井式电阻炉熔炼实验用Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x (x=0，0.3，0.6和0.9)合金，原料有商用纯镁锭(99.96%，质量分数)、纯Cu板(99.97%)和Mg-10Mn(%)、Mg-30Y(%)中间合金，按照名义成分配料 熔炼时，完全熔化后进行充分搅拌，静置15 min后在730℃将合金熔液浇注到200℃的不锈钢铸型内制备出直径为50 mm、长度为80 mm的铸锭 为了防止镁合金氧化燃烧，在熔炼和浇注过程用CO2和SF6混合气体(99%CO2+1%SF6，体积分数)保护 根据试样的电感耦合高频等离子光谱(ICP)计算出实验合金的成分，结果列于表１

Table 1

表1

表1实验用合金的成分

Table 1Chemical composition of the alloys (%, mass fraction)

Alloys	Mg	Y	Cu	Mn
Mg95.5Y3Cu1.5 Mg95.2Y3Cu1.5Mn0.3 Mg94.9Y3Cu1.5Mn0.6 Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9	Bal. Bal. Bal. Bal.	10.36 10.12 10.06 9.87	3.69 3.72 3.51 3.42	- 0.66 1.29 1.76

测试试样的XRD谱(D8ADVANCE-A25)以确定合金的相组成 用金相显微镜(OM，DM2700-M)，扫描电镜(SEM，SU1510)和配套的EDS观察合金的显微组织和分析微区成分 使用Image-Pro Plus 6.0软件统计合金的平均晶粒尺寸和第二相的体积分数 用透射电镜(TEM，Talos F200X)分析相结构 用线切割切取厚度约为1.0 mm的薄片，用砂纸磨至约80 μm后用离子减薄仪制成备TEM试样 在CSS-44100型电子万能拉伸机上进行室温拉伸实验，拉伸速率为0.5 mm/min，测试4个平行试样取其结果的平均值 用SEM观察拉伸试样断口的形貌

进行浸泡实验(析氢法、失重法)测试合金的腐蚀速率，每组5个平行试样取其结果的平均值 浸泡试验试样尺寸为15 mm×15 mm×10 mm，腐蚀介质为1%NaCl溶液 用排液法收集析出的氢气并定时记录氢气的体积 浸泡24 h后用铬酸(180 g/L CrO3)清除试样表面的腐蚀产物 使用精度为0.0001g的电子天平称量试样浸泡前后的质量，以计算质量损失速率 用SEM观察合金腐蚀表面的形貌

用环氧树脂进行封装试样以进行电化学测试，只露出表面积为10 mm×10 mm的工作面 使用CHE660B电化学工作站进行电化学测试，腐蚀介质为1%NaCl溶液 测量动电位极化曲线时，开始延迟300 s，扫描速率为0.5 mV/s 使用三相电极体系：待测试样为工作电极(WE)，铂网为辅助电极(CE)，饱和甘汞电极为参比电极(RE) 用Tafel外推法计算腐蚀电流密度(Jcorr)，其腐蚀速率[21]

Pi=22.85×Jcorr

(1)

2 结果和讨论2.1 铸态Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金的凝固组织

图1给出了铸态Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金的XRD谱 可以看出，添加Mn前后合金都由基体α-Mg和LPSO相组成

图1



图1铸态Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金的XRD谱

Fig.1XRD spectra of as-cast Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x alloys

图2给出了铸态Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金显微组织的BSE像和EDS面扫描能谱 由图2a可以看出，除了深灰色的镁基体(C点)外，还能观察到合金中的2种衬度的第二相：呈连续网状分布在晶界处的浅灰色第二相(A点)和颗粒状的亮白色第二相(B点) EDS分析结果列于表2 根据EDS分析，浅灰色第二相主要含有Mg、Y、Cu三种元素，根据XRD分析结果该相为LPSO相 颗粒状亮白色第二相含有Mg、Y两种元素，其原子比接近1∶1，可推测该相为MgY相，因其含量较低在XRD谱未出现衍射峰 在深灰色镁基体中除了Mg元素外，还有少量的Y元素和Mn元素 元素面扫描分析结果表明，Mg、Y、Cu均有不同程度的偏聚，但是Mn元素均匀分布在基体中

图2



图2Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金显微组织的BSE像和EDS面扫描图

Fig.2BSE image (a) and EDS mapping (b) of as-cast Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9 alloy

Table 2

表2

表2图2中各微区EDS分析结果

Table 2EDS analysis of points marked in Fig.2 (%, mass fraction)

Position	Mg	Y	Cu	Mn
A B C	89.31 45.15 97.65	5.86 54.85 2.01	4.64 - -	0.19 - 0.34

图3a给出了铸态Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金中LPSO相的TEM明场像 可以看出，LPSO相呈现典型的层片状结构特征 图3b给出了相应的HRTEM像和选区电子衍射(SAED)花样 可以看出，光束平行于B=[112ˉ0]晶带轴时LPSO相的衍射斑点与纯镁类似，但是可见5个额外的暗斑分布于(0000)Mg亮斑和(0002)Mg亮斑之间且将此段距离分成6等份 根据晶体衍射消光条件，LPSO相的(0018)衍射斑点和纯镁的(0002)衍射斑点重合，据此判断该LPSO相的结构为18R型[7,9~12]

图3



图3铸态Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金中LPSO相的TEM明场像、HRTEM相和选区电子衍射花样

Fig.3TEM BF image (a), HRTEM image and SAED pattern on zone axes B=[112ˉ0] (b) of LPSO phase in as-cast Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9 alloy

图4给出了铸态Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金显微组织的OM像 对合金平均晶粒尺寸的统计结果，列于表3 由图4a可见，未添加Mn的Mg95.5Y3Cu1.5合金中初生α-Mg相呈树枝晶状，平均晶粒尺寸为156 μm 随着Mn含量的提高，初生α-Mg相的晶粒逐渐细化 Mn含量提高到0.9%的合金，其初生α-Mg相由树枝晶转变为等轴枝晶状，平均晶粒尺寸减小到72 μm，比未添加Mn的合金降低了53.8% 这表明，加入Mn能够显著细化合金的晶粒 在Mg-Al系和Mg-Zn-Al系镁合金中添加的Mn，与合金中的Al优先生成Al6Mn、Al4Mn、Al11Mn等多种Al-Mn金属间化合物 这些金属间化合物颗粒作为新晶核的孕育形核基底[17]，使合金晶粒细化 Mg95.5Y3Cu1.5合金并不含有Al，且Mn仅作为固溶元素分布于镁基体和LPSO相中(见图2b)，表明上述细化机理并不适用于本文的合金 CHO等[18]和王春建等[20]分别对比研究了添加Mn前后Mg-4Zn-0.5Ca(%，质量分数)和Mg-3Al(%，质量分数)合金的凝固曲线，发现Mn的加入能提高合金的过冷度 由于在液态金属的结晶过程中临界晶核半径和形核功均与过冷度成反比，过冷度越大临界晶核半径和形核功越小，结果是晶核易于形成，形核率的提高细化了合金晶粒

图4



图4铸态Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金显微组织的OM像

Fig.4OM images of as-cast Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x alloys with x=0 (a), x=0.3 (b), x=0.6 (c) and x=0.9 (d)

Table 3

表3

表3实验合金晶粒尺寸和LPSO相体积分数的统计结果

Table 3Average grain size and volume fraction of LPSO phase of the alloys

Alloy	Average grain size /μm	Volume fraction of LPSO phase /%
Mg95.5Y3Cu1.5 Mg95.2Y3Cu1.5Mn0.3 Mg94.9Y3Cu1.5Mn0.6 Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9	156±8 129±5 91±5 72±4	31.1±0.8 30.9±0.6 30.5±0.5 30.8±0.7

图5给出了铸态Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金显微组织的BSE像 表3列出了合金中LPSO相体积分数的统计结果 可以看出，随着Mn含量的提高LPSO相的形貌和体积分数并未发生明显的变化，均呈连续网状分布在晶界

图5



图5铸态Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金显微组织的BSE像

Fig.5BSE images of as-cast Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x alloys with x=0 (a), x=0.3 (b), x=0.6 (c) and x=0.9 (d)

2.2 合金室温拉伸性能

图6给出了铸态Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金的室温拉伸应力-应变曲线 四种合金的屈服强度、极限拉伸强度和伸长率，列于表4 可以看出，未添加Mn的合金其屈服强度、极限拉伸强度和伸长率分别为169 MPa、239 MPa和3.9% 随着Mn含量的提高合金的屈服强度、极限拉伸强度和伸长率都逐渐提高 Mn含量提高到0.9%的合金其屈服强度、极限拉伸强度和伸长率分别达到204 MPa、281 MPa和5.5%，比未添加Mn的合金提高了20.7%、17.6%和41.0% 添加Mn的合金拉伸性能的提高，可归因于合金晶粒的细化 根据Hall-Petch公式，合金材料的强度将随着晶粒的细化而提高 同时，细晶粒合金不仅强度高，塑性也好 其原因是，合金的晶粒越细，在变形量相同的条件下变形分散在更多的晶粒内部而更趋均匀，这减小了晶内和晶间的应力集中从而降低了开裂倾向 因此，合金在断裂前能承受更大的塑性变形 再者，在Mg95.5Y3Cu1.5合金中添加Mn并没有形成新的第二相，其固溶在镁基体中也有较好的固溶强化作用

图6



图6铸态Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金的室温拉伸应力-应变曲线

Fig.6Tensile tress-strain curves of as-cast Mg95.5-x Y3-Cu1.5Mn x alloys

Table 4

表4

表4合金室的温拉伸性能

Table 4Tensile properties of the alloys tested at room temperature

Alloy	YS /MPa	UTS /MPa	Elongation /%
Mg95.5Y3Cu1.5 Mg95.2Y3Cu1.5Mn0.3 Mg94.9Y3Cu1.5Mn0.6 Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9	169±6 181±5 185±4 204±5	239±7 255±6 268±6 281±5	3.9±0.2 4.3±0.2 4.9±0.3 5.5±0.2

图7给出了铸态Mg95.5Y3Cu1.5和Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金的室温拉伸断口形貌 由图7a可见，在未添加Mn的合金拉伸断口可观察到大量的解理面、解理台阶以及少量的撕裂棱，表现为解理断裂特征 由图7b可见，添加0.9%Mn的合金其拉伸断口解理面的面积减小、解理面和解理台阶数量增多，撕裂棱的数量也显著增加，表现为准解理断裂特征 合金拉伸断口的断裂特征和拉伸实验数据一致，添加0.9%Mn的合金由解理断裂转变为准解理断裂，其塑性优于未添加Mn的合金

图7



图7合金的室温拉伸断口形貌

Fig.7Fracture surface of Mg95.5Y3Cu1.5 (a) and Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9 (b) alloys

2.3 耐腐蚀性能

图8给出了铸态Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金在1%NaCl溶液中浸泡24 h的析氢曲线 可以看出，浸泡24 h后，未添加Mn的合金析氢速率最大，为2.46 mL/cm2/h 随着Mn含量的提高合金的析氢速率逐渐降低 Mn含量为0.9%的合金其析氢速率最低，为1.32 mL/cm2/h，比未添加Mn的合金降低了46.3% 镁合金在水溶液中的腐蚀反应与纯镁相类似，以电偶腐蚀为主，发生析氢反应，总反应式为Mg+2H2O→Mg(OH)2+H2 这表明，溶解1 mol的Mg相应产生1 mol的H2，因此析氢速率直接反映镁合金的耐蚀性 在相同条件下析氢速率越小，表明镁合金耐蚀性越好 由此可见，随着Mn含量的提高合金的耐蚀性随之提高

图8



图8铸态Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金的析氢曲线

Fig.8Hydrogen evolution volumes as a function of immersion time for as-cast Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x alloys

图9给出了铸态Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金在1%NaCl溶液中浸泡24 h后的质量损失速率 可以看出，未添加Mn的合金质量损失速率较高，为4.1 mg/cm2/h 随着Mn含量的提高合金的质量损失速率逐渐降低 Mn含量为0.9%的合金其质量损失速率降低到1.8 mg/cm2/h，比未添加Mn的合金降低了56.1%，表明合金的耐腐蚀性能显著提高

图9



图9铸态Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金的质量损失速率

Fig.9Mass loss rate for as-cast Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x alloys after 24 h of immersion in 1% NaCl solution

图10给出了Mg95.5Y3Cu1.5和Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金在1%NaCl溶液中浸泡8 h后的腐蚀表面形貌 由图10a可见，浸泡8 h后Mg95.5Y3Cu1.5合金的表面被厚重的灰白色腐蚀产物覆盖并有大量的裂缝 这表明，腐蚀产物在基体上的附着力较小，对基体没有较好的保护作用 由图10b可见，Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金腐蚀表面的形貌与Mg95.5Y3Cu1.5合金相似，但是腐蚀产物的裂缝少得多，能在一定程度上阻碍腐蚀介质与合金的接触 对两种合金表面的腐蚀产物进行了EDS分析，结果列于表5 可以看出，Mg95.5Y3Cu1.5合金表面的腐蚀产物主要由O和Mg元素组成 这表明，主要的腐蚀产物是Mg(OH)2[16]，而Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金表面的腐蚀产物除了有O和Mg元素还有微量的Mn元素 Metalnikov等[17]发现，加入镁合金中的Mn能进入合金的腐蚀产物膜中，降低腐蚀产物膜的水合作用而使其稳定性提高 图10c、d给出了两种合金表面除去腐蚀产物后的形貌 可以看出，Mg95.5Y3Cu1.5合金表面的镁基体几乎完全溶解且出现了较深的腐蚀坑，LPSO相明显地凸出表面，表明其耐腐蚀性能较差 Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9合金的表面也出现了较大的腐蚀坑，LPSO相凸出表面，但是比Mg95.5Y3Cu1.5合金的腐蚀坑浅，表明其耐腐蚀性能较高

图10



图10合金的腐蚀表面形貌

Fig.10Surface morphologies of Mg95.5Y3Cu1.5 (a, c ) and Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9 (b, d) alloys before (a, b) and after (c, d) removal of the corrosion products after 8 h of immersion in 1% NaCl solution

Table 5

表5

表5图10中各微区EDS分析结果

Table 5EDS analysis of points marked in Fig.10 (%, atom fraction)

Position	Mg	O	Na	Y	Mn
A B	28.57 39.34	70.73 59.83	0.34 0.27	0.36 0.32	- 0.24

图11给出了铸态Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金浸泡在1%NaCl溶液中测得的动电位极化曲线 拟合极化曲线得到腐蚀电位(φcorr)、腐蚀电流密度(Jcorr)以及腐蚀速率(Pi)，其数据列于表6 动电位极化曲线由阴极极化曲线(左侧)和阳极极化曲线(右侧)组成，阴极极化曲线表征合金的析氢反应 在腐蚀电位相同的情况下Mg95.5Y3Cu1.5合金的阴极极化电流密度最高，随着Mn含量的提高合金的阴极极化电流密度逐渐降低 这表明，合金的腐蚀速率逐渐降低，与析氢实验的结果一致 对极化曲线的拟合结果表明，未添加Mn的合金其腐蚀电流密度最大，为678.7 μA/cm2，且其腐蚀电位具有最低(-1.58 V)，表明合金的耐腐蚀性能较差 随着Mn含量的提高合金的腐蚀电流密度降低，腐蚀电位也向正向移动 Mn含量提高到0.9%的合金其腐蚀电流密度最小，为247.3 μA/cm2，同时其腐蚀电位最高(-1.49 V) 腐蚀速率与腐蚀电流密度呈正相关 随着Mn含量的提高合金的腐蚀速率随之降低，添加0.9%Mn的合金其腐蚀速率为5.7 mm/a，比未添加Mn的合金降低了63.6%，表明其耐腐蚀性能最佳

图11



图11铸态Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x 合金在1%NaCl溶液中的动电位极化曲线

Fig.11Potentiodynamic polarization curves of as-cast Mg95.5-x Y3Cu1.5Mn x alloys in 1%NaCl solution

Table 6

表6

表6图11中极化曲线的拟合结果

Table 6Fitting results of polarization curves in Fig.11

Alloy	Corrosion potential, φcorr /V vs. SCE	Corrosion current density, Jcorr /μA·cm-2	Pi /mm·a-1
Mg95.5Y3Cu1.5 Mg95.2Y3Cu1.5Mn0.3 Mg94.9Y3Cu1.5Mn0.6 Mg94.6Y3Cu1.5Mn0.9	-1.58 -1.55 -1.54 -1.49	678.7 376.9 336.7 247.5	15.3 8.6 7.6 5.7

Mg95.5Y3Cu1.5合金中有大量的LPSO相，其体积分数和分布形态对合金耐蚀性有极大的影响 一方面，LPSO相的腐蚀电位比镁基体正很多，做为阴极相与镁基体形成微电偶而使基体腐蚀加速 因此，LPSO相的体积分数增大则微电偶的数量随之增加，使合金的耐蚀性下降；另一方面，沿晶界连续分布的LPSO相还能阻挡腐蚀[16,17]，使合金的耐腐蚀性能提高 但是，对图5中显微组织的分析结果表明，添加Mn前后合金中LPSO相的形貌和体积分数没有明显的变化 加入镁合金中的Mn，在镁液中易与Fe生成高熔点Mn-Fe金属间化合物 这种金属间化合物从镁液中沉淀出去[16,17]，降低了杂质Fe对耐蚀性的危害 同时，Mn的标准电极电位为-1.19 V，比镁(-2.37 V)高1.18 V 因此，Mn固溶到镁基体中能提高它的电极电位，使其不易腐蚀 再者，添加Mn的合金晶粒显著细化，使晶界的数量增多从而提高抗腐蚀壁垒的数量，有利于提高镁合金的耐腐蚀性能 最后，腐蚀产物膜中的Mn也能提高腐蚀产物膜的稳定性[17] 因此，添加Mn使Mg95.5Y3Cu1.5合金的耐腐蚀性能提高

3 结论

(1) 添加Mn能细化Mg95.5Y3Cu1.5合金的晶粒 随着Mn含量的提高合金中初生α-Mg相的晶粒尺寸减小，Mn含量为0.9%的合金其初生α-Mg相的平均晶粒尺寸仅为72 μm，比未添加Mn的合金降低了53.8%

(2) 添加Mn能提高Mg95.5Y3Cu1.5合金的拉伸性能 随着Mn含量的提高拉伸性能随之提高，Mn含量为0.9%的合金其屈服强度、极限拉伸强度和伸长率分别达到204 MPa、281 MPa和5.5%

(3) Mg95.5Y3Cu1.5合金在腐蚀溶液中其析氢速率、质量损失速率和腐蚀电流密度都降低，腐蚀电位向正向移动，表明其耐腐蚀性能提高

参考文献

View Option 原文顺序文献年度倒序文中引用次数倒序被引期刊影响因子

[1]

Zhen R, Sun Y S, Shen X W, et al.

Microstructure and mechanical properties of Mg-6Gd-4Y-xZn alloy reinforced by LPSO phase

[J].Chin. J. Mater. Res., 2018, 32(6): 439

[本文引用: 1]

甄 睿, 孙扬善, 沈学为 等.

LPSO相增强Mg-6Gd-4Y-xZn合金的组织与力学性能

[J]. 材料研究学报, 2018, 32(6): 439

[本文引用: 1]

[2]

Zhen R, Wu Z, Xu H Y, et al.

Microstructure and mechanical properties of Mg-13Gd-1Zn alloy

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2020, 34(3): 225

甄 睿, 吴 震, 许恒源 等.

Mg-13Gd-1Zn合金的组织与力学性能

[J]. 材料研究学报, 2020, 34(3): 225

[3]

Cao G H, Zheng Z X, Liu Y X, et al.

Effect of microstructure evolution on superplastic properties of fine-grained Mg-Y-Nd alloy

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2019, 33(6): 452

曹耿华, 郑振华, 刘一雄 等.

微观组织演变对细晶Mg-Y-Nd合金超塑性性能的影响

[J]. 材料研究学报, 2019, 33(6): 452

DOI

在初始应变速率为2×10^-2~4×10^-4 s^-1，温度为683~758 K的条件下，对用水下搅拌摩擦加工制备的细晶Mg-Y-Nd合金进行高温拉伸实验，研究了微观组织演变对其超塑性性能的影响 结果表明：因为具有细小均匀的微观组织和良好的热稳定性，Mg-Y-Nd合金在733 K和3×10^-3 s^-1初始应变速率下表现出最大的伸长率(967%)，在758 K和2×10^-2 s^-1条件下表现出最优的高应变速率超塑性(900%) 在高温下暴露时间过长导致α-Mg晶粒和第二相颗粒显著长大，使试样的伸长率明显降低；因为第二相颗粒与镁基体之间有良好的变形协调性，在相界处不会产生明显的应力集中，裂纹主要在晶界生成

[4]

Liu J W, Zou C C, Wang H, et al.

Hydrogen absorption and desorption kinetics and microstructure transformation of long-period Mg94Cu4Y2 hydrogen storage alloy

[J].Chin. J. Mater. Res., 2019, 2016, 30(4):248

[本文引用: 1]

刘江文, 邹长城, 王 辉 等.

长周期结构Mg94Cu4Y2储氢合金的吸放氢动力学和组织转变

[J]. 材料研究学报, 2016, 29(8):248

[本文引用: 1]

[5]

Kawamura Y, Hayashi K, Inoue A, et al.

Rapidly solidified powder metallurgy Mg97ZnlY2 alloys with excellent tensile yield strength above 600 MPa

[J]. Mater. Trans. JIM, 2001, 42: 1172

DOIURL [本文引用: 1]

[6]

Abe E, Kawamura Y, Hayashi K, et al.

Long-period ordered structure in a high-strength nanocrystalline Mg-1at% Zn-2at% Y alloy studied by atomic-resolution Z-contrast STEM

[J], Acta Mater., 2002, 50: 3845

DOIURL [本文引用: 1]

[7]

Wang J, Zhang J S, Zong X M, et al.

Effects of Ca on the formation of LPSO phase and mechanical properties of Mg-Zn-Y-Mn alloy

[J]. Mater Sci.Eng. A, 2015, 648: 37

[本文引用: 2]

[8]

Chuang W S, Huang J C, Lin P H, et al.

Deformation mechanisms and mechanical properties of (0001) Mg-Zn-Y 18R-LPSO single crystals

[J]. J. Alloy. Compd., 2019, 772: 288

DOI " />

The unusual increase in the strength by extrusion is a unique feature of recently developed Mg alloys containing the LPSO phase. In this study, we first elucidated the detailed mechanisms that induce this drastic strengthening. The dependencies of the deformation behavior of a Mg88Zn4Y7 extruded alloy, which contains similar to 86-vol% LPSO phase, on the temperature, loading orientation, and extrusion ratio were examined. It was found that the yield stress of the alloy is drastically increased by extrusion, but the magnitude of the increase in the yield stress is significantly different depending on the loading orientation. That is, the strengthening of the LPSO phase by extrusion shows a strong anisotropy. By the detailed analyses, this was clarified to be derived from the variation in the deformation mechanisms depending on the loading orientation and extrusion ratio. Basal slip was found to govern the deformation behavior when the loading axis was inclined at a 45 to the extrusion direction, while the predominant deformation mechanism varies from basal slip to the formation of deformation kink bands as the extrusion ratio increased when the loading axis was parallel to the extrusion direction. Moreover, it was clarified in this study that the introduction of a deformation-kink-band boundary during extrusion effectively acts as a strong obstacle to basal slip. That is, "the kink band strengthening" was first quantitatively elucidated, which contributes to the drastic increase in the yield stress of the extruded LPSO-phase alloys in the wide temperature range below 400 degrees C. (C) 2018 Acta Materialia Inc. Published by Elsevier Ltd.

[10]

Du X H, Duan G S, Hong M, et al.

Effect of V on the microstructure and mechanical properties of Mg-10Er-2Cu alloy with a long period stacking ordered structure

[J]. Mater. Lett., 2014, 122(5): 312

DOIURL

[11]

Liu H, Xue F, Bai J, et al.

Effect of substitution of 1 at% Ni for Zn on the microstructure and mechanical properties of Mg94Y4Zn2 alloy

[J]. Mater Sci.Eng. A, 2013, 585: 387

[12]

Yang K, Zhang J S, Zong X M, et al.

Effect of microalloying with boron on the microstructure and mechanical properties of Mg-Zn-Y-Mn alloy

[J]. Mater Sci.Eng. A, 2016, 669: 340

[本文引用: 1]

[13]

Kawamura Y, Kasahara T, Izumi S, et al.

Elevated temperature Mg97Y2Cu1 alloy with long period ordered structure

[J]. Scr. Mater., 2006, 55(5): 453

DOIURL [本文引用: 1]

[14]

Zhang L, Huang H, Zhang S, et al.

Microstructure, mechanical properties and tribological behavior of two-phase Mg-Y-Cu alloys with long period stacking ordered phases

[J]. Met. Mater. Int., 2021, 27: 1605

DOI [本文引用: 2]

[15]

Zeng R C, Dietzel W, Witte F, et al.

Progress and challenge for magnesium alloys as biomaterials

[J]. Adv. Eng. Mater., 2008, 10: 3

DOIURL [本文引用: 1]

[16]

Zhang J X, Zhang J S, Han F Y, et al.

Modification of Mn on corrosion and mechanical behavior of biodegradable Mg88Y4Zn2Li5 alloy with long-period stacking ordered structure

[J]. J. Mater. Sci. Technol., 2020, 42: 130

DOIURL [本文引用: 4]

[17]

Metalnikov P, Ben-Hamu G, Templeman Y, et al.

The relation between Mn additions, microstructure and corrosion behavior of new wrought Mg-5Al alloys

[J]. Mater. Charact., 2018, 145: 101

DOIURL [本文引用: 6]

[18]

Cho D H, Nam J H, Lee B W, et al.

Effect of Mn addition on grain refinement of biodegradable Mg-4Zn-0.5Ca alloy

[J]. J. Alloy. Compd., 2016, 676: 461

DOIURL [本文引用: 2]

[19]

Stanford N, Atwell D.

The effect of Mn-rich precipitates on the strength of AZ31 extrudates

[J]. Metall. Mater. Trans. A, 2013, 44(10): 4830

DOIURL [本文引用: 1]

[20]

Wang C J, Jin Q L, Zhou R, et al.

Effect of Mn on grain size of high-purity Mg-3Al alloys

[J].Chin. J Nonferrous Met., 2010, 20(8): 1496

[本文引用: 2]

王春建, 金青林, 周荣 等.

Mn元素对高纯Mg-3Al合金晶粒尺寸的影响

[J]. 中国有色金属学报, 2010, 20(8): 1496

[本文引用: 2]

[21]

Shi Z W, Atrens A.

An innovative specimen configuration for the study of Mg corrosion

[J]. Corros. Sci., 2011, 53: 226

DOIURL [本文引用: 1]

Microstructure and mechanical properties of Mg-6Gd-4Y-xZn alloy reinforced by LPSO phase

1

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