杜 玥， 張治民， 張冠世， 閆釗鳴

(中北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 山西 太原 030051)

由于鎂合金具有低密度、 高比強(qiáng)度、 高比剛度和良好的抗蠕變性能、 電磁屏蔽性能及易回收性等諸多優(yōu)點(diǎn)， 被廣泛應(yīng)用于汽車、 航空航天、 電子通訊等行業(yè)[1-2]. 近年來， 研究表明在鎂合金中添加稀土元素(例如Gd和Y)， 可以大幅提高其力學(xué)性能[3-5]. 其中， 在Mg-RE 合金中加入少量 Zn 元素的Mg-RE-Zn系合金， 形成了一種特殊的長周期堆垛(Long Period Stacking Ordered Structure, LPSO)結(jié)構(gòu)的強(qiáng)化相， 由于其在室溫和高溫下都具有較高的強(qiáng)度， 引起了研究者的廣泛關(guān)注[6-9]. 然而， 較差的塑性和加工性能制約了其進(jìn)一步的應(yīng)用. 通過塑性變形的方法細(xì)化合金組織以減少這些不利因素是科研人員主要的研究方向.

大塑性變形是一種制備超細(xì)晶材料的有效方法， 主要包括等徑角擠壓， 高壓扭轉(zhuǎn)， 多向鍛造， 循環(huán)擠壓等[10-13]. 其中， 往復(fù)鐓粗-擠壓(簡稱往復(fù)鐓擠)綜合了鐓粗和擠壓的變形特點(diǎn)， 能用于變形較大的尺寸坯料， 并在變形過程中可保持坯料的尺寸和橫截面積， 因此， 這種方法十分適合工程應(yīng)用. Hu等[14]首次將往復(fù)鐓擠應(yīng)用于變形塊體LY2鋁合金材料上， 并發(fā)現(xiàn)增加變形道次可以達(dá)到需要的累積應(yīng)變， 并且獲得了均勻的細(xì)小晶粒. Xu等[15]研究了往復(fù)鐓擠AZ61鎂合金的組織演變規(guī)律， 結(jié)果發(fā)現(xiàn)， 在285 ℃下3道次變形后晶粒細(xì)化至4 μm. Chen等[16]對AZ80進(jìn)行往復(fù)鐓擠變形， 結(jié)果表明變形8道次后可以得到細(xì)小均勻的微觀組織. 但是， 目前未見往復(fù)鐓擠變形Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的報道. 因此， 本文以Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金為基礎(chǔ)， 采用一種降溫往復(fù)鐓擠變形技術(shù)對其進(jìn)行大塑性變形， 并對變形過程中合金微觀組織的演變規(guī)律進(jìn)行了研究.

1 實(shí)驗(yàn)方案

實(shí)驗(yàn)合金采用Mg-12.5Gd-4Y-2Zn-0.5Zr (wt.%)合金. 鑄錠經(jīng)過520 ℃均勻化處理12 h后空冷， 然后加工成Φ50 mm×150 mm的圓柱形試樣. 圖 1 所示為往復(fù)鐓擠的原理圖， 首先將圓柱試樣進(jìn)行鐓粗， 然后將鐓粗后的試樣進(jìn)行正擠壓， 即完成單獨(dú)一個道次的變形. 然后重復(fù)這種變形方式直到達(dá)到所設(shè)定累積應(yīng)變量為止. 累積應(yīng)變的計(jì)算公式為

(1)

式中：n為變形道次的次數(shù)；D為鐓粗時凹模的型腔直徑；d為擠壓時中間型腔的直徑[16]. 本文D=70 mm，d=50 mm， 擠壓比為1.96.

實(shí)驗(yàn)在6 300 kN的壓力機(jī)上進(jìn)行， 速度為5 mm/s， 變形溫度由480 ℃逐道次降低至 390 ℃， 每一道次變形前， 模具與坯料加熱至變形溫度， 并保溫15 min， 利用油基石墨進(jìn)行潤滑. 具體實(shí)驗(yàn)參數(shù)如表 1 所示. 采用Zeiss Axio Imager A1m型金相顯微鏡觀察不同道次變形后合金的顯微組織， 利用Hitachi SU5000型掃描電鏡、 EDS附件對不同試樣進(jìn)行顯微組織和微區(qū)成分分析. 金相試樣從圓柱試樣中心部位切割制得， 然后進(jìn)行研磨， 拋光， 并用100 mL乙醇+6 g苦味酸+5 mL 乙酸+10 mL水混合溶液進(jìn)行腐蝕.

表 1 降溫往復(fù)鐓擠實(shí)驗(yàn)參數(shù)

圖 1 往復(fù)鐓擠原理圖Fig.1 Schematic diagram of the repetitive upsetting-extrusion (RUE) procedure

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 原始微觀組織

圖 2 為Mg-12.5Gd-4Y-2Zn-0.5Zr (wt.%) 合金在不同狀態(tài)下對應(yīng)的XRD圖譜. 圖 3 為Mg-12.5Gd-4Y-2Zn-0.5Zr (wt.%) 合金經(jīng)過520 ℃均勻化處理16 h后的光學(xué)顯微圖， 從圖中可以看出均勻化后的合金α-Mg晶粒為等軸狀， 平均晶粒尺寸為64.3 μm左右. 大量片層結(jié)構(gòu)均勻分布于晶粒內(nèi)部， 根據(jù)已有研究表明此片層結(jié)構(gòu)為14H型LPSO結(jié)構(gòu)的薄片[7,17]. 晶界處以不連續(xù)網(wǎng)狀分布著粗大塊狀第二相， 通過EDS分析并結(jié)合圖 2 所示的XRD圖譜可以得出， 塊狀相的的成分為Mg-3.77Gd-2.86Y-4.83Zn(at%)， 化學(xué)計(jì)量接近Mg12(Gd,Y)Zn， 確定為14H型LPSO相.

圖 2 均勻化狀態(tài)和4道次往復(fù)鐓擠變形后的Mg-12.5Gd-4Y-2Zn-0.5Zr(wt.%)合金XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of as-homogenized and 4-Pass RUEed Mg-12.5Gd-4Y-2Zn-0.5Z (wt.%) alloys

圖 3 均勻化處理后的Mg-12.5Gd-4Y-2Zn-0.5Zr (wt.%) 合金光學(xué)顯微圖Fig.3 Optical micrograph of the as-homogenized Mg-12.5Gd-4Y-2Zn-0.5Zr (wt.%) alloy

2.2 多道次鐓擠變形后的微觀組織

2.2.1 晶粒細(xì)化

圖 4 為合金經(jīng)過不同道次變形后的縱截面光學(xué)顯微圖. 從圖4 (a)可以看出， 經(jīng)過1道次470 ℃變形后， 應(yīng)變量達(dá)到1.35， 粗大原始晶粒沿拉伸方向被拉長， 在晶界周圍出現(xiàn)鏈狀分布的小晶粒， 說明變形過程中產(chǎn)生了動態(tài)再結(jié)晶. 此時， 晶粒分布并不均勻. 隨著變形道次的增加， 動態(tài)再結(jié)晶晶粒數(shù)量逐漸增多， 粗大晶粒被分割成較小晶粒， 組織逐漸變得均勻， 如圖4(b)～(d)所示.

圖 4 合金經(jīng)過不同道次變形后的光學(xué)顯微圖Fig.4 Optical micrographs of the alloys after RUE with different passes

由上述圖中可以注意到細(xì)晶區(qū)內(nèi)的晶粒尺寸也有所減小， 這是由于溫度隨著變形道次的增加而降低， 較低溫度有利于得到細(xì)小的動態(tài)再結(jié)晶晶粒. 另外， 可以看到動態(tài)再結(jié)晶晶粒晶界處析出大量的顆粒相， 這些相可以對晶界的滑移起到釘扎作用， 抑制動態(tài)再結(jié)晶晶粒在熱變形過程中以及每道次之間的加熱過程中長大. 最終， 在5道次變形后， 原始組織被細(xì)小動態(tài)再結(jié)晶晶粒完全取代， 微觀組織產(chǎn)生明顯細(xì)化， 如圖4(e)所示. 從圖中也可以看出， 變形過程中原始晶粒內(nèi)部存在片層狀的LPSO結(jié)構(gòu)， 而在再結(jié)晶晶粒內(nèi)部沒有發(fā)現(xiàn)， 隨著變形道次的增加， 再結(jié)晶晶粒逐漸增多， 片層LPSO結(jié)構(gòu)逐漸減少， 顆粒相逐漸增多， 這說明由于動態(tài)再結(jié)晶的產(chǎn)生， 片層結(jié)構(gòu)會溶解進(jìn)入基體， 并轉(zhuǎn)變成顆粒相析出. 最后， 在5道次變形后， 由于產(chǎn)生了完全動態(tài)再結(jié)晶， 合金內(nèi)幾乎看不到片層LPSO結(jié)構(gòu)， 同時有大量的彌散分布的顆粒相.

圖 5 表示為平均晶粒尺寸與變形道次次數(shù)之間的關(guān)系. 可以看出， 變形道次對晶粒尺寸有明顯的影響. 其中， 晶粒細(xì)化主要發(fā)生在前幾個道次， 通過進(jìn)一步增加變形道次， 晶粒尺寸則減小緩慢. 具體的， 在1道次變形后， 由于動態(tài)再結(jié)晶百分比較低， 合金平均晶粒尺寸由64.2 μm減小到47.9 μm左右. 隨著變形道次的增加， 動態(tài)再結(jié)晶晶粒體積分?jǐn)?shù)逐漸增大， 粗大的原始晶粒逐漸被動態(tài)再結(jié)晶區(qū)域所覆蓋. 在4道次變形后， 平均晶粒尺寸快速減小到6.3 μm左右. 繼續(xù)增加變形道次， 晶粒細(xì)化效果減弱， 在5道次變形后， 平均晶粒尺寸達(dá)到4.4 μm左右. 這可能是由于動態(tài)再結(jié)晶晶粒占據(jù)了大部分區(qū)域， 可以更好地協(xié)調(diào)進(jìn)一步變形， 所以位錯增殖受到抑制， 一旦位錯密度低于亞晶的形核需要， 通過動態(tài)再結(jié)晶進(jìn)一步細(xì)化晶粒就變得困難.

圖 5 平均晶粒尺寸與變形道次次數(shù)之間的關(guān)系Fig.5 Average grain size variation with number of repetitive upsetting-extrusion passes

2.2.2 第二相變化

圖 6 是合金經(jīng)過不同道次變形后的縱截面低倍SEM圖.

圖 6 合金經(jīng)過不同道次變形后的SEM圖Fig.6 SEM images of the alloys after RUE with different passes

經(jīng)過多道次鐓擠變形后， 合金內(nèi)第二相產(chǎn)生了明顯變化. 從圖6(a)可以看出， 經(jīng)1道次變形后， 晶界處呈網(wǎng)狀不連續(xù)分布的塊狀LPSO相沿擠壓方向被拉長. 另外， 可以看到在再結(jié)晶區(qū)域有少量顆粒相析出， 而在未再結(jié)晶區(qū)域未發(fā)現(xiàn)， 說明這些顆粒相析出是不均勻的. 隨著變形道次的增加， 塊狀LPSO相被破碎成較小尺寸的塊狀， 并沿著擠壓方向排列分布. 由于產(chǎn)生了動態(tài)析出， 顆粒相的數(shù)量隨變形道次的增加而逐漸增多. 通過EDS分析， 顆粒相成分為Mg-11.13±1.2Gd-4.28±0.75Y-1.43±0.5Zn(at.%)， 結(jié)合圖2所示的XRD衍射圖譜， 確定其為平衡相β-Mg5(Gd,Y,Zn)相. 最后， 經(jīng)過5道次變形后， 合金中存在大量彌散分布的細(xì)小顆粒相， 被破碎的塊狀LPSO相均勻分布并沿擠壓方向排列， 如圖6(c)所示.

另外， 在圖中可以看到少量β-Mg5(Gd,Y,Zn)相在塊狀LPSO相內(nèi)沿著扭折帶析出. 上文也提到，β-Mg5(Gd,Y,Zn)相主要在動態(tài)再結(jié)晶晶界處析出， 這些區(qū)域都存在大量缺陷， 利于原子的擴(kuò)散， 從而加速了β-Mg5(Gd,Y,Zn)相的析出過程， 說明應(yīng)變誘導(dǎo)析出是β-Mg5(Gd,Y,Zn)相產(chǎn)生的主要機(jī)制. 隨著變形道次的增加， 應(yīng)變量逐漸增大， 由于動態(tài)再結(jié)晶晶粒逐漸增多， 晶界數(shù)量逐漸增多， 塊狀LPSO相的扭折帶逐漸增多， 所以導(dǎo)致了大量的β-Mg5(Gd,Y,Zn)相動態(tài)析出. 其次， 在本文的降溫條件下， 稀土原子在合金內(nèi)的固溶度會隨溫度的降低而下降， 晶界處應(yīng)變較高區(qū)域原子擴(kuò)散更快， 所以利于β-Mg5(Gd,Y,Zn)相的析出.

圖 7 不同道次變形后合金中塊狀LPSO相的SEM圖Fig.7 SEM images of the block-shaped LPSO phases in the alloys after RUE with different passes

3 結(jié) 論

本文采用了一種降溫多道次鐓粗-擠壓的方法對均勻化狀態(tài)的Mg-12.5Gd-4Y-2Zn-Zr合金進(jìn)行大塑性變形. 總變形道次為5道次(累積應(yīng)變?yōu)?.75)， 溫度由480 ℃逐道次降低到390 ℃. 對合金在不同變形道次下的微觀組織演變規(guī)律進(jìn)行了研究， 所得結(jié)果如下：

1) 隨變形道次的增加， 晶粒逐漸細(xì)化， 但晶粒細(xì)化效果逐漸減弱. 5道次變形后得到均勻的細(xì)小晶粒組織， 平均晶粒尺寸由初始態(tài)的 64.2 μm 減小到4.4 μm.

2) 隨變形道次的增加， 晶界處呈不連續(xù)網(wǎng)狀分布的粗大塊狀LPSO相發(fā)生劇烈扭折變形并逐漸破碎， 并沿擠壓方向均勻分布.

3) 晶粒內(nèi)片層LPSO結(jié)構(gòu)隨變形道次增加逐漸溶解消失， 同時， 大量β-Mg5(Gd,Y,Zn)相沿著動態(tài)再結(jié)晶晶界析出. 這些相阻礙了晶粒的長大， 導(dǎo)致了再結(jié)晶晶粒的細(xì)化.

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