Mgの微細構造と機械的性質 - 広東ボールドフロンティアテクノロジーズ株式会社

Scientific Reports volume 12、記事番号: 11003 (2022) この記事を引用

602 アクセス

メトリクスの詳細

Mg-15Gd-1Zn (wt.%) 合金は、放電プラズマ焼結急速凝固リボンプロセスによって首尾よく調製されました。微細構造の調査により、焼結合金は微粒子、β1 相、および長周期積層規則相 (LPSO) から構成されていることがわかりました。焼結温度と時間は、微細構造の進化に大きな影響を与えます。より低い焼結温度 (430 °C) は、5 μm 未満のより微細な粒径と、3 ～ 15 vol.% の含有量および (10 ～ 600) nm のサイズ分布というより高い含有量の β1 相を得るのに有利でした。。より高い温度でより長い焼結時間、450 ～ 470 °C、5 ～ 10 分間では、豊富に層状の LPSO 相の沈殿が促進され、その含有量は幅 (10 ～ 100) の LPSO 相に対して 2 ～ 10 vol.% でした。）nm。機械的特性は、微細粒径と過飽和固溶体が降伏応力の少なくとも 50% に寄与し、残りの寄与は、含有量とサイズに基づく β1 相と LPSO 相の強化に関連していることを示しました。

マグネシウムとその合金は、高い比強度、優れた減衰衝撃吸収性、および容易な機械加工性により、より注目されています。宇宙船、水素タンク、ホイールハブ、その他の工業製品の分野で使用されています1,2。しかし、強度が低く、固有の可塑性が低いため、合金の広範な用途は依然として制限されています。基本的なジレンマは、基底面での支配的な滑り < a > 転位と二次的な < c > 転位 (< c > および < c + a > を含む) の間の転位活性化エネルギーの大きな異方性です 3,4。この問題を解決する古典的な方法は、Mg 合金の微細構造を制御することです。

Mg 合金の微細構造を改善および最適化するために、いくつかの具体的な戦略が提唱されました。固溶体中に適切な格子欠陥を形成することは、Al、Zn、Gd、その他の強化合金などの合金元素を Mg マトリックスに添加する主な方法です 5、6。結晶粒微細化は、Mg 合金にとって重要な強化方法でもあります。これは、結晶粒界 (GB) 周囲の転位の移動が明らかに妨げられ 7,8、結晶粒が小さいほど Mg マトリックスが強化される 9 ためです。さらに、適切な相境界（PB）がさまざまな種類の転位の動きを調整するため、Mg マトリックスに微細なサイズの単一または複数の強化相を導入することは常に絶え間なく追求されています。強化第二相が Mg マトリックス (固溶体) から析出すると、転位の伝播に伴ってさまざまな種類の転位エネルギーギャップが大幅に減少する可能性があります。したがって、強度と可塑性の両方が向上します10、11。ただし、上記の各方法の強化効果には限界があり、Mg 合金の優れた機械的特性を実現するには 3 つの方法を組み合わせる必要があります。

重要な高強度合金の一種である Mg-Gd-Y-Zn-Zr 系合金 12,13,14 に従来の熱機械塑性成形プロセスと熱処理プロセスを採用すると、GB と PB の両方が同時に増加する可能性があります 12,13 、15．その後、マルチスケールの階層的な結晶構造が達成され、これは面心立方格子 (fcc) および体心立方格子 (bcc) 格子で研究されてきました 16。圧延された Mg-8.2Gd-3.8Y-1.0Zn-0.4Zr (wt.%) 合金は、サブミクロンの粒子とナノサイズの析出物の両方を含む場合、強度が約 200% 増加し、破壊までの真ひずみも 110% 増加しました。フェーズ17、18。最近、高特性マグネシウム合金用に 2 つの第 2 相または複数の強化第 2 相も開発されました。一部の Mg-RE-Zn 合金 (RE、希土類元素) では、微細構造は α-Mg + 層状 LPSO 相 + β' 相で構成されます。圧延および時効処理された Mg-8.2Gd-3.8Y-1.0Zn-0.4Zr (重量%) 合金と同様に、極限強度は約 450 MPa で、10% の中程度の破断伸びがあります 17。そして、押出された Mg-10.3Zn-6.4Y-0.4Zr-0.5Ca (wt.%) 合金は、ナノサイズの W 相および β2 相粒子を含む状態で 400 MPa 以上の強度と 4% の伸びを示します18。 19. しかし、凝固中に合金元素が偏析しやすいため、従来のマグネシウム合金の製造プロセスでは第二相の種類を制御することは依然として困難でした。これらの Mg-RE 金属間強化相の構造と分布の制御は、比較的長いプロセス (固溶体熱処理、その後の時効処理) でした。最近、急速凝固（RS）法、特に低温焼結および激しい塑性変形（SPD）を伴う成形に基づいて、微細構造の最適化が広範に研究されています。ジェラルド・ガルセスららは、等チャンネルアンギュラープレス（ECAP）法を採用して、LPSO 相 20 を含む高強度 Mg98.5Y1Zn0.5 合金を調製し、顕著な強化効果を示し、その降伏応力は 300 ～ 364 MPa、伸びは 3 ～ 16% でした。さらに、Daria Drozdenko らは、熱間押出法 21 を使用して RS Mg-Y-Zn リボンを強化し、その降伏応力は 362、伸びは 18.2% でした。高い機械的特性は、主に二峰性の微細構造と LPSO を備えた微粒子によるものでした。段階。

β' 相、β2 相、β 相、および β'' 相析出物は、Mg-RE-Zn 合金の重要な強化相であることはよく知られています。斜方晶系構造の β' 相 (Mg7RE) は準安定です。 β2 相 (MgZn2) は六方晶構造をしており、主に前処理プロセスで形成され、Mg-RE または Mg-RE-Zn 系合金中に存在します22。さらに、立方晶構造のβ相 (Mg5RE、a = 2.23 nm) は安定な平衡相であり、準安定 β' 相は D019 構造 (Mg3RE、a = 0.64 nm) を持っています。これらの相の中で、β' は最も強化が期待される析出相でした。別の種類の β シリーズ相である fcc 構造の準安定 β1 相 (Mg3RE、a = 0.73 nm) は、Mg 合金の強化においてほとんど研究されていません。 β1 相は、Mg-RE-Zn 合金では有害な第 2 相とみなされていました。これは、RE 原子 (Gd など) が粒界に容易に偏析し、その後バルクまたは網状相に成長し、最終的にはほとんど除去されないためです。後者の塑性変形および熱処理プロセスは、Mg 合金の機械的特性を劣化させます 22、23。

β1 相の強化効果を活かすため、低温焼結（放電プラズマ焼結、SPS）急速凝固（RS）剥離法24をベースとした方法を開発し、過飽和固溶体（SSSS）の析出挙動の制御を実現しました。 β1 相のサイズを制御します。この方法を使用して、微細な Mg 粒子、LPSO 相、β1 相、および β' 相を含む多重微細構造を作製することに成功しました 25。 SPS は、圧力およびパルス電流を利用した焼結プロセスを実行し、より一般的な種類の電流活性化焼結 (ECAS) 技術に属しており 26、27、28、微粒子および適切な第 2 相のサイズと含有量は、さまざまな焼結パラメータで制御できます。。

この研究では、焼結 Mg-Gd-Zn 合金の微細構造の進化を研究し、LPSO 相と β1 相を含む微細構造の進化を詳細に調査しました。この研究では、機械的特性と複数の析出第二相の関係について詳しく議論しました。これは、高強度と良好な靱性を備えた高特性の Mg 合金を実現するための実現可能なアプローチを提供します。

研究した合金の公称組成は、Mg-15Gd-1Zn (重量%) でした。図 1 にサンプル前処理の模式図を示します。まず、Mg (99.95 wt%)、Zn (99.95 wt%)、Mg-Gd 合金 (30 wt%) を原料として合金を作成し、730 °C で溶解し、インゴットに注入しました。 CO2 と SF6 の大気保護 (体積比は約 99:1)。続いて、元素の偏析を低減するために、インゴットに 500 °C で 12 時間の熱処理を施しました。これらのインゴットを高周波加熱により再溶解し、インゴットの外層を除去した後、平流鋳造法により連続長さ（１０００ｍｍ以上）の急速凝固（ＲＳ）リボンを作製した。 N2 雰囲気 (約 5 kPa) で、加熱温度は 710 °C に維持され、銅ローラーの速度は約 80 ～ 90 r.s-1 でした。関連するリボン準備パラメーターは、以前の研究で説明されています25。得られたリボンは液体窒素中で保存した。続いて、RS リボンを切断してスチール製の型に充填し、各サンプルごとに 20 MPa の圧力で 3 分間、ハイドロプレスを使用して予備圧縮しました。固化は放電プラズマ焼結（SPS）装置（Fuji DR.シリーズ）により行った。焼結温度は430～470℃、保持時間は3～10分、焼結圧力は40～50MPaであった。詳細な焼結パラメータを表 1 に示します。各焼結バルクサンプルの元のサイズは約 Φ 15 mm × 15 mm です。

焼結RS Mg-Gd-Znバルクの作製の模式図。

焼結合金の密度はアルキメデスの原理に基づいており、相対密度を表1に示します。元の密度データは補足表S1に示されています。焼成条件は27種類あり、23個のサンプルを焼成した。焼結サンプルの中には、430 °C -40 MPa-3 min、450 °C -40 MPa-3 の焼結プロセスで、相対密度が約 0.93 ～ 0.95 と低く、不適当な密度を示したサンプルが 8 つありました。分、および470 °C -40 MPa-3分。同様に、430 °C -50 MPa-10 分、450 °C -40 MPa-10 分、450 °C -50 MPa-10 分、470 °C の焼結プロセスで、4 つのサンプルが実際に焼結プロセス中に再溶融しました。 -40 MPa-10 分、および 470 °C -50 MPa-10 分、したがって、後者の調査は主に、相対密度が 0.980 ～ 0.999 の範囲にある、成功した焼結バルクに焦点を当てました。

Φ 4 mm × 8 mm の寸法を有する圧縮サンプルは、電子放電加工 (EDM) を使用して焼結バルクの中心から切断され、サンプル表面が研磨されました。圧縮試験は、Instron 3384 万能試験機を使用し、室温、ひずみ速度 10-3 s-1 で実施されました。各サンプルの検査を 3 回繰り返しました。

X 線回折 (XRD、Riraku Ultima IV 3 KW、Cu-Kα 線)、およびエネルギー分散型装置を備えた走査型電子顕微鏡 (FE-SEM、Zeiss Auriga-EVO 18 電界放射、0 ～ 20 kV) X 線分光計 (EDS) システムは、微細構造の特性評価と相の同定に使用されます。ＳＥＭ観察用サンプルは、表面を研磨した後、４ｖｏｌ％硝酸アルコール溶液でエッチングした。さらに、透過型電子顕微鏡 (TEM、Tecnai G2 F30、300 kV) も使用して、第 2 相の特性を詳細に調査しました。 TEM フォイルは、最初に約 50 μm まで機械的に研磨され、直径 3 mm のディスクに打ち抜かれてから、Gatan プラズマイオン研磨機を使用してさらに縮小されて準備されました。粒子と粒子の統計的なサイズは、SEM および TEM 画像内で分析されます。粒子サイズは切片計数法（ＡＳＴＭＥ１１２－９６）により測定され、粒子サイズはＮＯ．（Ｇ）は１２および１２．５であった（対応する平均粒径は約５．６および４．７μｍであった）。異なる焼結温度での粒子の進化をさらに決定するために、約 300 個の粒子がランダムに採取され、各実験での平均サイズがカウントされました。 β1のサイズについては、300個のランダムな粒子の長さを数え、平均サイズを計算しました。詳細なデータは補足表S2に示されています。 LPSO 相の平均幅は、TEM 画像から取得した約 200 枚のスライスを数えて得られました。

図2にMg-15Gd-1Zn RSリボンのマクロ構造とミクロ構造を示します。リボンの長さは 1000 mm より長く、幅は 5 mm、厚さは 56 ± 5 μm でした。 RS リボンの微細構造は、微粒子と小さな第 2 相粒子で構成されています。粒径は大部分が 300 nm 未満であり、ほとんどの第 2 相粒子は粒界に分布しており、そのサイズは 100 nm 未満でした。 TEM 分析により、第 2 相粒子は面心立方 (fcc) 構造を有する (Mg, Zn)3Gd (β1) 相であることがわかりました。

RS Mg-15Gd-1Zn リボン: (a) 非常に細かい粒子を示す SEM 画像。 (b、c) 明視野 TEM 画像と対応する選択視野電子回折 (SAED) パターン。 (d) SSSS Mg マトリックスの EDS 分析。 (e) RS リボンの微細構造。

さらに、EDS の結果は、ほとんどの Gd 原子と Zn 原子が α-Mg マトリックス固溶体に固定されていることを示しています。それらの含有量は、(2.41 ± 0.3) at.% Gd (~ 14 wt.%)、(0.35 ± 0.1) at.% Zn (~ 0.62 wt.%)、およびバランスのとれた Mg で構成されており、その値は、室温における Mg 合金中の Gd と Zn の平衡密度 (両方の値は約 0.01%)。 Mg ベースの固溶体中の合金原子の密度が高いことは、複数の第 2 相の析出を制御するために重要です。

図 3a ～ c は、430 ～ 470 °C で焼結したサンプルのさまざまな相の XRD パターンを示しています。図3dに示すように、焼結バルクは、鋳造されたインゴットおよびRSリボンのそれと比較して、α-Mg、LPSO、およびβ1相で構成されていることが判明しました。鋳放し合金および RS Mg-15Gd-1Zn リボンの相は、α-Mg 相と β1 相 (Mg3(Gd, Zn)) から構成されます。相の配向関係は、さまざまな温度、焼結時間、圧力での焼結により大きく変化します。

さまざまな焼結条件下での Mg-15Gd-1Zn 合金の XRD パターン：（a）430 °C。 (b) 450 °C で。 (c) 470 °C で。 (d) RS リボンとその鋳放しインゴット。

α-Mg 相の場合、2 つの主ピーク (格子面) は (002)α と (101)α です。 (101)α は、430 °C で 10 分間の焼結プロセス、および 40 ～ 45 MPa の圧力で 450 ～ 470 °C での焼結プロセス中に最も速く成長するピークでした。 (101)α 面が最密充填基底面であることはよく知られており、ほとんどの Mg 合金のメインピークでもあります 29、30、31。この結果は、長い焼結時間と低い焼結圧力が、α-Mg 相平衡変態にとってより有益であることを示しました。一方、50 MPa などのより高い焼結圧力では、(002)α が依然として主配向でした。これは、準安定な Mg 結晶構造を維持するには高圧が好都合であることを示しています。さらに、(102)α および (110)α の強度は、焼結圧力の増加とともに減少しました。対照的に、(013)α、(112)α、(021)αなどの他のピークは、焼結時間と焼結圧力の変化にほとんど影響を与えませんでした。 β1 相の相展開も調べられ、RS リボンの主なメインピークは (111)β1 でした。メインピークが (220)β1 に変化し、その強度も 430 ～ 450 °C で焼結がわずかに増加しました。さらに、図3aに示すように、焼結時間を延長すると、(222)β1面の成長が明らかでした。 (200)β1、(311)β1、(222)β1 などの他の結晶面はわずかに成長しました。しかし、470℃という高温で焼結した場合には、β1相は検出されなかった。これは、層状ＬＰＳＯ相が明らかに成長し、β１相の成長を妨げたためと考えられる。

LPSO 相の形成は、LPSO 相と α-Mg 相の間の密接な配向関係により、主に (100)α および (002)α の結晶面の変化に関連していました。ＬＰＳＯ相の強度は、焼結時間の延長および焼結温度の上昇とともに徐々に増加した。 470 °C の温度では、LPSO 相の強度が大幅に増加しました。

焼結プロセス中のβ1相のピーク変化は、β1相とMgマトリックスの間の方位関係、(-112)β1//(210)α（角柱面）、[110]β1//[001]と一致します。 α22、24。 SSSS からの原子の再配列により、LPSO 相と同様に、焼結プロセス中に Mg 相と β1 相の最密充填面が形成されます。 LPSO 相は特殊な六方晶であり、14H と a-Mg との間の方位関係は (0001)LPSO//(0001)α および [0-110]LPSO //[1-210]α31 です。その形成は、Zn-Gd クラスターと長期にわたる原子配列と密接に関係しています。 Mg-Gd/Y-Zn(Cu) 合金では、温度が 400 °C を超え、熱処理時間が長い場合に、LPSO 相が生成しやすいことが証明されています 31,32,33,34。Ｇｄの含有量は、焼結Ｍｇ－１５Ｇｄ－１Ｚｎバルク中で２．４原子％（約１４重量％）から２．０原子％（１２重量％）に減少した。 SSSS の (0001)α 面の置換可能な Gd 原子とその近くの Zn 原子は、LPSO 相の形成と成長に好ましい条件を提供します。高い焼結圧力と長時間の両方が層状 LPSO 相の成長に有益です。図3a、bに示すように、430および450℃で10分間焼結すると、より多くの層状LPSO相が見られます。

図 4 は、さまざまな温度 (430 ～ 470 °C) およびさまざまな圧力 (40 ～ 50 MPa) での焼結 Mg-15Gd-1Zn バルクの SEM 形態を示しています。焼結プロセス中に、粒子と第 2 相の両方がわずかに成長しました。 β1 相粒子と LPSO 相を含む第 2 相は、サイズと分布が大幅に変化しました。 β1 相粒子の大部分は粒界および Mg マトリックス上に位置します。高圧はβ1 相粒子のサイズにいくつかの影響を与えますが、圧力 40 MPa で最も小さくなります。図 4a、d、g および図 4b、d、h に示すように、焼結圧力 (各焼結温度で) が増加すると、それらは約 14% および 57% 増加します。

さまざまな焼結圧力 (40 ～ 50 MPa) および温度 (430 ～ 470 °C) での焼結 Mg-15Gd-1Zn 合金の SEM 画像: (a、b)、および (c) 40 MPa。 (d–f) 45 MPa の場合。 (g-i) 50 MPa の場合、焼結バルクの各時間は 5 分でした。

各焼結圧力において、温度は粒子およびβ1 相粒子に大きな影響を与えました。焼結温度が 430 °C から 470 °C に上昇すると、平均粒径は (4.6 ± 1.1) μm、(5.1 ± 1.5) μm、および (5.8 ± 1.5) μm とわずかに増加しました。また、β１相の粒子数も若干増加した。それらのサイズは、430 °C で約 (88 ～ 139) nm、450 °C で (104 ～ 171) nm、470 °C で (221 ～ 293) nm です。

図4e、fに示すように、焼結プロセスで層状LPSO相が形成され、マトリックス中に分布しました。 LPSO 相の形成に対する焼結温度の上昇の影響は、焼結圧力よりも大きくなります。多量の LPSO 相が層状に析出しており、焼結時間が 5 分に増加するにつれて相はわずかに成長しました。

図 5 は、さまざまな焼結時間 (3 ～ 10 分) およびさまざまな温度 (430 ～ 470 °C) でのバルクの形態を示しています。特にβ1 相粒子の場合、粒子と第 2 相の両方のサイズを小さく維持するには、3 ～ 5 分の短い焼結時間が有益であることが結果からわかりました。ほとんどの β1 粒子のサイズは 200 nm 未満でした。 430～450℃で焼結時間を5分から10分に延長すると、β1相粒子とLPSO相の数が増加した。 β1相の詳細なサイズ分布をまとめて図6に示し、元の統計データを補足表S2に表示します。

さまざまな焼結時間（3〜10分）および温度（430〜470℃）で焼結したMg-15Gd-1Zn合金のSEM画像：（a〜c）3分間。 (d–f) 5 分間。 (g-i) 10 分間、焼結バルクの各圧力は 45 MPa でした。

さまざまな焼結条件でのβ1 相粒子のサイズ分布: (a-c) 430 °C。 (d、e) 450 °C で。 (f) 470 °C での平均サイズは、対応する図に挿入されました。

図5a〜eに示すように、430℃では、これらの粒子のほとんどのサイズは430〜450℃で200nm未満でした。より小さい粒子サイズは 100 nm 未満でした。５分間の焼結時間ではその比率は約７８％であった。焼結圧力が 40 MPa から 50 MPa に増加すると、より小さい粒子はわずかに減少し、45 MPa では約 57%、50 MPa では 61% になりました。一方、200 nm を超える大きな β1 相粒子も約 20% 増加し、バイモジュールサイズの分布が示されました。焼結時間が 10 分に延長されると、粒子のサイズが増加し、小さな粒子の含有率はわずか約 20% でしたが、大きな粒子の含有率は約 45% であり、一方、粒子の約 45 ～ 40% は位置していました。 100〜200nmの範囲。

450 °C では、サイズ分布は 430 °C の温度でも同様の挙動を示しました。しかし、50 MPa の圧力に維持すると粒子はより細かくなり、高い焼結温度ではより多くの核生成が発生し、不安定な SSSS の溶解中により多くの粒子が形成されることがわかりました。焼結温度が 470 °C に上昇すると、β1 相粒子が明らかに成長し、そのほとんどのサイズは 100 ～ 600 nm の範囲になります (約 90%)。 470 °C の高温で 3 分間焼結すると、粒子の 90% が 100 ～ 400 nm の範囲に位置し、時間を 5 分に延長すると、粒子は大幅に増加し、バイモジュールサイズ 150 ～ 150 nm で分散します。 300 nm および 450 ～ 650 nm。

上記の研究により、焼結温度が相のサイズを制御する最も重要な要因であり、高温での高圧によりβ1 相核の形成が改善され、より小さなβ1 相粒子の形成に好都合であることが示されました。

図 7 に、第 2 段階の BF TEM 画像を示します。 LPSO 相が Mg マトリックスとリボン層の界面から直接形成されるという結果です。図7a、bに示すように、相の幅は非常に細かく、各粒子の配向は常に同じでした。長さ 620 nm、幅 310 nm の大きな β1 相粒子が LPSO 相の周囲に位置していることが判明しました。図 7c は、微細な β1 相粒子と、約 2.0 at.% (12 wt.%) の Gd および 0.3 at.% (0.6 wt.%) の Zn を含む Mg マトリックスを示しています。さらに、両方の第 2 相の含有量は、焼結バルク中の LPSO 相については約 2 ～ 10 体積％、β1 相粒子については 3 ～ 15 ％と推定されました。

450℃-40MPa-5分の焼結条件下でSPS処理したMg-15Gd-1ZnバルクのTEM画像：（a、b）焼結プロセス中に形成された層状LPSO相を表示。 (c) β1 相粒子、(d、e) LPSO 相と β1 相の選択視野電子回折 (SAED) パターンをそれぞれ示します。ビームは 12、13、14、15、16 および [0001] と一致しました ( 011)、白い指数は hcp 構造の Mg マトリックス、青い指数は fcc 構造の β1 相です。

図 8 は、さまざまな状態での Mg-15Gd-1Zn 合金中の Gd および Zn 原子の含有量を示しています。鋳造されたままのインゴット中、Gd および Zn の含有量は 1.4 at.% (8.5 wt.%) および 0.1 at.% (0.3 wt.%) でした。さまざまな温度での急速凝固および焼結により、溶質原子の含有量は依然として高レベルに保たれ、すべての製品において Gd については約 2 at.% (12 wt.%)、Zn については約 0.2 at.% (0.5 wt.%) となります。焼結バルク。

異なる温度での焼結バルク中の固溶体の Gd および Zn 含有量: (a) Gd; (b) 亜鉛。

図 9 は、さまざまな焼結条件から得られたこれらのバルクの真の応力-ひずみ曲線を示しています。これらの降伏強度と真ひずみは、焼結温度と焼結時間の両方の影響を受けました。 430 °C で焼結したサンプルの降伏強度値は、450 ～ 470 °C の場合よりも大きな変動を示しました。低温では、焼結時間を長くすると、焼結合金の真ひずみにとって有利になります。 430 °C の焼結温度では、真ひずみは 5 分で 10% から 10 分で 16% に増加しました。温度の上昇に伴い、焼結合金の降伏強さは、低温で焼結時間の長いサンプルの降伏強さよりも約 25% 増加しました。極限強度は、焼結温度（450、470 °C）の上昇とともに増加しました。焼結時間が短いほど、可塑性（真ひずみ）は高温で優れています。焼結時間が 450 °C および 470 °C で 3 分の場合、真ひずみはそれぞれ 16% および 22% に達しました。表 2 は、焼結バルクの応力と破壊までの真のひずみの値を示しています。それらの降伏強度と極限強度はそれぞれ 170 ～ 320 MPa、320 ～ 410 MPa の範囲であり、対応する真ひずみ (破断時) は 10 ～ 22% の範囲でした。

焼結 Mg-15Gd-1Zn 合金の真の応力 - ひずみ曲線: (a) 430 °C。 (b) 450 °C で。 (c) 470 °C で。

図 10 に示すように、さまざまな焼結条件下でひずみ硬化速度を分析しました。すべてのひずみ硬化速度曲線は、典型的な 2 セクションの硬化挙動を示しています。最初のセクションは初期塑性変形後の急速な下降であり、硬化速度は数万からわずか約 2000 ～ 3000 MPa まで急速に減少しました (ステージ 1.1 およびステージ 1.2 を含む)。ステージ 1.1 は、塑性変形の開始時に非常に高い初期ひずみ硬化速度を示し、ステージ 1.2 は、ステージ 1.1 よりも低い初期ひずみ硬化速度と、ひずみの増加に伴うゆっくりとした減少に関連していました。 2 番目のセクションは、真応力が上昇する後期変形過程の安定した弱い強化段階であるステージ 2 についてであり、硬化速度は 1000 MPa 未満です。

さまざまな焼結プロセスでのひずみ硬化率と真のひずみの関係: (a) すべてのひずみ硬化率曲線。 (b) 第 1 種。 (c) 第 2 種。 (d) 第 3 種の硬化挙動。

ひずみ硬化速度曲線は、ひずみ硬化速度の異なる特徴に応じて 3 種類に分類できます。最初のものは、塑性変形の開始時に高い初期ひずみ硬化速度でしたが、ひずみの増加に伴って急速に減少し、430 °C -45 MPa-5 分、470 °C の焼結と同様に、最大約 20,000 MPa に達しました。図10bに示すように、-45 MPa-3分、および470℃で-45 MPa-5分。 2 つ目は、初期ひずみ硬化率が低いことと、ステインの増加に伴うわずかな減少についてでした。初期硬化速度は約 5000 ～ 10,000 MPa でした。その間、図10cに示すように、特に450°C -50 MPa-5分および470°C -50 MPa-5分の焼結バルクでは、それらは約3000 MPa以上まで徐々に減少しました。 3 番目の種類は、塑性変形中の硬化効果がほぼ最小であり、図に示すように、値は、430 °C -50 MPa-5 分の焼結など、後の変形の開始時にわずか約 2000 MPa でした。 10日。

図 11 に焼結合金の定量寄与解析法による降伏応力解析への強化寄与を示す。この解析には微細粒強化、固溶強化、第二相強化の 3 つの部分からなる。各サンプルについて、精製粒子強化と固溶体強化はどちらも基本的に同様でしたが、β1 相や LPSO 相を含む第 2 相は降伏応力に対して明らかに異なる寄与を示しました。 β1 相 (100 nm 未満) は、430/450 °C -40/45 MPa-5 分間の焼結など、マトリックスを大幅に強化します。高温で長時間焼結すると、β1 相のサイズが粗大化する（100 nm を超え、さらには 200 nm を超える）ため、β1 相の強化が減少するとともに、LPSO 相の強化が大きく寄与しました。

焼結サンプルの降伏応力の寄与。これには、精製粒子、SSSS、β1 相、LPSO 相の 4 つの部分が含まれます。計算プロセスは、ホールペッチ関係、固溶強化関係、およびオロワン関係25,35に基づいており、詳細情報は表S3に示されています。黒い四角い点は、実際にテストされた降伏応力です。

この研究では、低温焼結急速凝固（RS）Mg-15Gd-1Zn（重量％）リボンが体系的に研究されました。従来の塑性変形プロセスでは達成が困難であった、2 つの第 2 相と過飽和固溶体 (SSSS) を含む相乗的に強化された微細構造が研究されました。次の結論が導き出されます。

効果的な固溶体強化を得るには、急速凝固リボンの調製と低温焼結が鍵でした。

焼結プロセス中に結晶粒微細化と複数の第 2 相が得られ、100 nm 未満の β1 相と層状 LPSO 相が焼結 Mg-Gd-Zn 合金の相乗強化を実現できました。

β1 相の成長は、(111) と (220) のピーク強度の変化に関連していますが、(100)α のような Mg マトリックスの角柱面でも同様に変化します。焼結温度には特別な影響があります。温度が高くなると、(111)β1 と (220)β1 の相対強度が減少します。焼結時間と焼結圧力は、β1 相の配向変化にほとんど影響を与えません。

強化機構の解析により、100nm未満のβ1相粒子を多く含む場合に、より高い初期強化効果が得られることがわかった。対照的に、200 nm より大きい β1 相粒子を一定量含む場合、塑性変形段階でわずかに高い強化効果が得られます。

この研究の生データは補足資料に置き換えられました。

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この研究は、中央大学の基礎研究基金 (2021MS048、2020MS058、2019MS012) および中国宇宙技術院の優秀な若手研究者基金によって支援されています。また、実験設備を提供していただいた中国科学院物理研究所の王威華教授、有益な議論をしていただいた北京科学技術大学の李佑博士に感謝いたします。

華北電力大学先端材料研究所、北京、102206、中国

Wenbo Luo、Yanke Guo、Zhiyong Xue、Qinke Kong、Minghao Mu、Yu Ren

北京宇宙船システム工学研究所、北京、100094、中国

ハン・秀珠

天津航空宇宙電気機械設備研究所、天津、300301、中国

張高龍

北京科学技術大学材料科学工学部、北京、100083、中国

マオ・ウェイミン

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転載と許可

Luo, W.、Guo, Y.、Xue, Z. 他急速凝固したリボンの焼結によって調製されたMg-Gd-Zn合金の微細構造と機械的特性。 Sci Rep 12、11003 (2022)。 https://doi.org/10.1038/s41598-022-14753-2

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受信日: 2022 年 4 月 11 日

受理日: 2022 年 6 月 13 日

公開日: 2022 年 6 月 29 日

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-14753-2

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