尹雪雁，于建民，張治民，2

（1.中北大學材料加工系，太原030051;2.山西省精密成形工程技術研究中心，太原 030051）

鎂合金是目前最輕的金屬結構材料，具有導電性、導熱性、電磁屏蔽性，同時具有性能良好，比強度和比剛度高，減震性好，切削加工和尺寸穩(wěn)定性佳，易回收，有利于環(huán)保等優(yōu)點［1—4］。鎂合金六方晶體結構帶來的變形加工難題，已成為阻礙鎂合金材料大規(guī)模應用的瓶頸問題［5］。耐熱變形鎂合金在一定溫度下的塑性變形行為和塑性變形性能的研究，將對促進鎂合金的產(chǎn)業(yè)化進程以及鎂合金在航空、航天領域以及結構領域的更廣泛應用，產(chǎn)生積極、重要的影響［6］。近年來大塑性變形方法（SPD）作為制備高性能鎂合金的有效途徑，一直廣受關注，其代表性的方法包括等徑角擠壓、累積疊軋（ARB）、往復擠壓、多向鍛造和大應變軋制等［7］。其中多向鍛造工藝由于操作簡單、成本低廉，并且可通過現(xiàn)有的生產(chǎn)裝備制備大尺寸材料，得到了較快的發(fā)展，該工藝已成功地應用于 AZ21，AZ31，AZ61，AZ80，ZK21，ZK80等合金［8］。由于鍛坯的組織和力學性能對其后續(xù)成形具有重要的影響，研究鍛坯的組織和力學性能均勻性具有重要實用價值。文中以多向鍛造Mg-13Gd-4Y-0.5Zr合金為研究對象，研究了多向鍛造稀土鎂合金的力學性能和顯微組織演變。

1 實驗

實驗所用的Mg-13Gd-4Y-0.5Zr（%，質量分數(shù)）鎂合金鑄態(tài)坯料，其化學成分如表1所示。

鎂合金鑄坯下料尺寸為495 mm×70 mm×65 mm，經(jīng)520℃均勻化處理，并保溫4 h。然后分別在520，450，350℃下對該坯料進行3次多向鍛造，為保持各道次變形后的組織，每道次變形后均采用60℃水冷卻。每次多向鍛造完成后的金相試樣尺寸按10 mm×10 mm×5 mm切取，根據(jù)變形道次分別標記為 1#，2#和 3#。

將選取的試樣用4%的硝酸酒精溶液進行腐蝕，腐蝕時間為10～20 s，然后以酒精及清水清洗金相表面。腐蝕好的試樣分別在ZIESS光學顯微鏡下進行觀察并拍攝照片。硬度測試在THBP-62.5 TIME布氏硬度計上進行，加載實驗力為62.5 kg，保持時間為15 s，壓頭為2.5 mm。

表1 合金的化學成分（質量分數(shù)，%）Table 1 Chemical composition of the alloy（mass fraction，%）

2 結果與分析

2.1 Mg-13Gd-4Y-0.5Zr鎂合金材料的硬度測試結果概述

對取樣的鑄態(tài)及不同道次多向鍛造后的3塊坯料進行布氏硬度測試，測試結果如表1所示;取測量的平均值繪制柱狀圖如圖1所示。

表2 硬度測試結果Table 2 Hardness test results

圖1 布氏硬度值Fig.1 Brinell hardness values

從柱狀圖中可以看出:經(jīng)過不同道次的多向鍛造后，其硬度比鑄態(tài)合金有明顯的提高，從89.65HB提高到98～100HB，坯料在不同道次的多向鍛造后表現(xiàn)的硬度變化不大，一道次、二道次和三道次的硬度分別為100.9HB，98.57HB，99.12HB。表現(xiàn)為經(jīng)一道次變形后硬度最高，隨鍛造次數(shù)增多，其硬度先減小后又微微增加。第3次鍛后硬度值增大，這是由于多向鍛造可以促使Mg-13Gd-4Y-0.5Zr變形鎂合金晶粒細化，從而提高了合金的硬度，但并不是鍛造次數(shù)越多硬度值越大。

2.2 Mg-13Gd-4Y-0.5Zr鎂合金顯微組織的觀察與分析［9—11］

從圖2中可以看出，鑄態(tài)合金晶粒大小并不均勻，晶界輪廓較粗，主要由白色的Mg基體相和晶界處呈黑色的不均勻的共晶相組成，共晶相主要沿晶界分布，尤其是三角晶界處，即共晶相沿晶界的某些地方產(chǎn)生了偏聚，而在晶界的另一些地方則很少;合金的鑄態(tài)組織呈多邊形等軸晶狀，晶界上分布有不連續(xù)的析出相。

圖2 鑄態(tài)組織金相圖Fig.2 The casting metallographic microstructure

從圖3中可以看出，第一次多向鍛造之后，合金的組織基本上還保留鑄態(tài)形貌，晶粒粗大，大小不一，沿晶界仍可看見明顯分布的共晶相以及局部少量的細小再結晶晶粒，說明動態(tài)再結晶已經(jīng)開始，這是由于鎂合金的多向鍛造工藝的外加載荷的方向是多變的，所以累積的塑性變形很大，必然會導致變形鎂合金的再結晶溫度下降，利于Mg-13Gd-4Y-0.5Zr變形鎂合金發(fā)生再結晶。

圖3 第1次鍛造后組織金相圖Fig.3 The metallographic microstructure after first forging

同時觀察到的極少量的析出相在晶界和晶粒內部析出。在第1道次變形時，合金開始發(fā)生動態(tài)再結晶，動態(tài)再結晶尺寸較大，合金內部的位錯密度低，可提供形核的位置不多，加之，此道次鍛造溫度較高，一旦有析出也易于回溶，所以析出相很少。

圖4 第2次鍛造后組織金相圖Fig.4 The metallographic microstructure after second forging

第2次鍛造完成后，組織形貌明顯發(fā)生了巨大的改變，原始大晶粒被拉長，呈現(xiàn)扁平狀。隨著動態(tài)再結晶道次的增加，在形變能聚集的晶界位置出現(xiàn)了大量的細小再結晶晶粒。這是因為一旦動態(tài)再結晶現(xiàn)象發(fā)生，位錯密度將在這些區(qū)域急劇增加，在接下來的變形過程中，位錯將不斷積累，動態(tài)再結晶晶粒數(shù)量將進一步增加。同時在一些晶粒的原始晶粒邊界沒有發(fā)生動態(tài)再結晶，這是因為在再結晶過程中只有少數(shù)的晶粒具有優(yōu)先變形方向，造成晶粒的變形不同步性，位錯密度將很大提高。這也將導致變形的不均勻分布，可見動態(tài)再結晶并不是一個均一過程。

圖4可以看到粗大的晶粒內有大量孿晶出現(xiàn)。鎂合金晶體結構為密排方結構，只有3個獨立的滑移系，變形過程中可啟動的滑移系較有限，晶界附近變形協(xié)調能力較差，晶粒通過孿生協(xié)調變形，所以在2#合金試樣中晶粒內出現(xiàn)了大量的孿晶組織。

和第一次鍛后組織相比，有更多的析出相形成。析出相的析出具有明顯的不均勻，主要呈點狀分布，沒有固定的形貌。這是因為經(jīng)2道次變形后，合金的動態(tài)再結晶比例增大，而且第1道次形成的動態(tài)再結晶晶粒在隨后的變形過程中得到進一步細化，使晶界面積大幅增加，而且經(jīng)過大塑性變形后，晶體內增多的缺陷，為析出相粒子的析出提供了豐富的形核位置，細小的動態(tài)再結晶晶粒使溶質原子的擴散距離大大縮短，而且其內部的高密度的位錯、空位等缺陷為溶質原子的擴散提供了通道，大大加速了析出相的析出。

第3次多向鍛造完成之后，網(wǎng)狀的晶界共晶相出現(xiàn)了斷網(wǎng)現(xiàn)象，由連續(xù)網(wǎng)狀分布逐漸轉變?yōu)閿嗬m(xù)、彌散的分布。雖然試樣依舊存在著原始大晶粒，但是相對于第一、二次鍛造時，大晶粒的數(shù)量顯著減少。再結晶晶粒的數(shù)量明顯增加，說明Mg-13Gd-4Y-0.5Zr鎂合金內部組織的均勻化程度提高。這是因為隨著多向鍛造道次的進一步增加，在新形成的細晶粒的晶界處有更精細的晶粒成核。以這種方式，再結晶細晶粒隨著動態(tài)再結晶過程進行進一步形成和增多;細小再結晶晶粒的體積分數(shù)進一步增大。最后，再結晶的細小晶粒逐步取代原始粗晶粒，晶粒變得更加細小。同時隨著多向鍛造道次的增加，由于載荷力方向的變化，原本具有不利取向的晶粒將會獲得有利的變形取向，從而可以實現(xiàn)變形的均勻分布。顯微組織中仍能看見明顯的孿晶，說明晶粒依然是通過孿生協(xié)調變形，孿晶的產(chǎn)生雖不會直接產(chǎn)生塑性變形，但能夠使晶粒的位向發(fā)生改變，同時新的滑移系開動，間接地對塑性變形做出貢獻。

第3道次的多向鍛造完成后，析出相進一步增多，這是由于進一步的變形，使得析出的粒子增加了位錯運動的阻礙，從而增加析出粒子附近動態(tài)再結晶形核率，一旦位錯密度達到臨界值，新的晶粒就會在析出粒子附近形核，加之，析出粒子在晶界的存在，有利于阻礙再結晶晶粒的長大，兩方面的共同作用導致析出區(qū)的晶粒相對細小。多向鍛造是一個溫度逐漸降低的過程，隨著溫度不斷降低，不利于析出相的回溶，而且合金內部的缺陷增多，因而析出相會越來越明顯。

圖5 第3次鍛造后組織金相圖Fig.5 The metallographic microstructure after third forging

3 結論

1）多向鍛造能夠不同程度地提高Mg-13Gd-4Y-0.5Zr材料的硬度，在經(jīng)歷多次多向鍛造后，可以看出鍛造次數(shù)的增多，硬度只是在小范圍發(fā)生波動，并且硬度最大值出現(xiàn)在第一次鍛造完成之后。

2）隨著多向鍛造變形道次的增加，大晶粒數(shù)量不斷減少，多向鍛造可以促使Mg-13Gd-4Y-0.5Zr變形鎂合金晶粒呈現(xiàn)長條狀并逐漸變細小，析出相增多，動態(tài)再結晶形成;且鍛造次數(shù)越多，晶粒越細小，動態(tài)再結晶更加明顯，析出相越多。

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