摘要

對(duì) Mg-11.1Gd-1.8Y-0.4Ag-0.5Zr (wt%) 合金進(jìn)行了多向鍛造，研究了該合金多向鍛造后不同部位的微觀組織與力學(xué)性能的不均勻性。結(jié)果表明：沿最后一道次鍛壓方向，從合金邊部至中部，粗晶和孿晶數(shù)量遞減，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)遞增，平均晶粒尺寸減小，晶粒細(xì)化程度增加，且合金的壓縮屈服強(qiáng)度逐漸提升，最大抗壓強(qiáng)度和壓縮先降低后升高；抗壓強(qiáng)度和壓縮率的變化不僅受晶粒尺寸的影響，還與該合金混晶組織的協(xié)調(diào)變形能力有關(guān)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1 多向鍛造工藝

將固溶處理后的 Mg-11.1Gd-1.8Y-0.4Ag-0.5Zr 合金切割成尺寸為 74mm×68mm×63mm 的長(zhǎng)方體，置于 450℃加熱爐中預(yù)保溫 0.5h 后對(duì)其進(jìn)行多向鍛造。鍛造溫度為 450℃，鍛造道次為 6 道次，每一道次變形量為 30%，鍛后立即將合金水冷淬火保留其熱變形組織。多向鍛造通過(guò) YA32-315 壓力機(jī)完成，鍛錘壓下速度為 15mm/s，每道次載荷加載面分別按照 ABCABC 順序排列。

1.2 顯微組織表征

為研究多向鍛造變形后合金微觀組織的不均勻性，沿最后一道次鍛壓方向，分別在合金邊部、次邊部及中部位置進(jìn)行取樣觀察。通過(guò)光學(xué)顯微鏡 (OM)、背散射電子衍射 (EBSD) 對(duì)鍛造后合金的顯微組織特征進(jìn)行觀察與分析。

背散射電子衍射試樣通過(guò)電解拋光和雙噴制得，拋光電解液配方為 6mL 高氯酸 + 144mL 無(wú)水乙醇，電壓穩(wěn)定維持為 35V，通過(guò)液氮維持溫度在 - 35℃~-40℃，電解拋光時(shí)間約為 80s。所使用的雙噴電解液配方為 3mL 硝酸 + 285mL 無(wú)水乙醇 + 12mL 高氯酸，雙噴過(guò)程將電流電壓值分別穩(wěn)定控制為 30mA 與 75V，通過(guò)液氮維持溫度在 - 35~-40℃，雙噴時(shí)間約為 120s。

1.3 力學(xué)性能檢測(cè)

為研究多向鍛造后合金各部位力學(xué)性能差異，以最后一道次鍛壓方向?yàn)檩S向，分別在合金邊部、次邊部及中部取尺寸為準(zhǔn) 8mm×12mm 的圓柱形壓縮試樣，室溫壓縮在試驗(yàn)機(jī)上完成，壓縮速率為 1mm/s。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

Mg-Gd-Y-Ag-Zr 合金在 450℃變形溫度下多向鍛造 6 道次后邊部、次邊部和中部組織存在明顯差異：

邊部組織：晶粒比較粗大，多數(shù)晶粒內(nèi)部能觀察到貫穿晶粒的孿晶，再結(jié)晶晶粒主要分布在晶界和孿晶界附近，再結(jié)晶晶粒的體積分?jǐn)?shù)很小，形成了孿晶、細(xì)晶和粗晶共存的混晶組織。

次邊部組織：孿晶數(shù)量明顯減少，且多數(shù)晶粒被再結(jié)晶晶粒蠶食，失去了明顯的晶界特征。

中部組織：晶粒進(jìn)一步細(xì)化，只有少量粗晶殘留。

從變形區(qū)域劃分來(lái)看，根據(jù)鍛錘和鍛件之間的摩擦力作用，可將變形金屬全部體積大致分為難變形區(qū)域、易變形區(qū)域以及自由變形區(qū)域，金屬在各個(gè)區(qū)域流動(dòng)的不均勻性最終會(huì)造成變形的不均勻性，故多向鍛造合金不同部位的變形程度存在一定差別。中部組織在變形過(guò)程中一直處于易變形區(qū)域，變形程度最大；邊部組織鍛錘與鍛件的接觸表面，受到摩擦力的影響最大，金屬塑性流動(dòng)受到阻力最大，變形程度最小。

EBSD 表征結(jié)果進(jìn)一步顯示：

邊部組織中多數(shù)晶粒內(nèi)部出現(xiàn)片層孿晶和大量小角度晶界，再結(jié)晶晶粒主要分布在晶界處，少量再結(jié)晶晶粒分布在孿晶界處，推測(cè)發(fā)生了孿晶誘導(dǎo)再結(jié)晶，再結(jié)晶不斷形核逐漸吞噬孿晶，最終形成鏈條狀再結(jié)晶組織；<0001> 軸在傾向于平行最后一道次鍛壓方向（CD）的方向上形成極密度峰，說(shuō)明合金晶粒受鍛造壓力影響發(fā)生平行鍛壓方向的偏轉(zhuǎn)。

次邊部組織中孿晶數(shù)量明顯減少，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度增大；殘留的粗晶中位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受到阻礙不斷塞積引起晶格畸變，導(dǎo)致局部取向發(fā)生明顯變化，同時(shí)殘留粗晶引起較強(qiáng)極密度峰，最大極密度為 10.44。

中部組織中晶粒細(xì)化程度進(jìn)一步增大，粗晶數(shù)量減少且尺寸減小，粗晶中無(wú)孿晶，而是通過(guò)扭折協(xié)調(diào)變形；存在大量動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒，這些晶粒取向隨機(jī)分布，極圖中無(wú)高強(qiáng)度極密度峰。

采用晶粒取向分布（GOS）方法（挑選 GOS 值 0°~2° 的再結(jié)晶晶粒）研究再結(jié)晶差異發(fā)現(xiàn)，合金由邊部至中部再結(jié)晶程度逐漸增大，再結(jié)晶平均晶粒尺寸逐漸減小。這是因?yàn)樽冃纬潭仁怯绊懺俳Y(jié)晶晶粒形核和長(zhǎng)大的重要因素，合金由邊部至中部變形程度增加，晶粒中變形儲(chǔ)能增大，再結(jié)晶形核速率大于長(zhǎng)大速度，導(dǎo)致再結(jié)晶平均晶粒尺寸減小、體積分?jǐn)?shù)增大，晶粒細(xì)化程度逐漸增大。

2.2 力學(xué)性能的不均勻性

可使用凱爾測(cè)控試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫壓縮試驗(yàn)，獲得多向鍛造后合金各部位的工程應(yīng)力 - 工程應(yīng)變曲線、力學(xué)性能對(duì)比圖及相關(guān)數(shù)據(jù)

多向鍛造后合金各部位的力學(xué)性能統(tǒng)計(jì)

從數(shù)據(jù)可得出以下規(guī)律：

屈服強(qiáng)度：沿最后一道次鍛壓方向從邊部、次邊部到中部依次升高。這是因?yàn)槭覝叵戮哂谢炀ЫM織的鎂合金中細(xì)晶強(qiáng)化占據(jù)主導(dǎo)地位，是提高屈服強(qiáng)度的主要因素。中部組織中細(xì)小的再結(jié)晶晶粒和變形晶粒占絕大部分，殘留粗晶數(shù)量少且尺寸小，組織均勻性良好且平均晶粒尺寸最小，故屈服強(qiáng)度最高；邊部組織粗晶較多，再結(jié)晶程度低，故屈服強(qiáng)度低。

抗壓強(qiáng)度與壓縮率：中部的抗壓強(qiáng)度和壓縮率在三個(gè)部位中最高，邊部的抗壓強(qiáng)度和壓縮率高于次邊部。對(duì)于中部均勻組織，可通過(guò)傳統(tǒng) Hall-Petch 關(guān)系解釋?zhuān)淳Я＜?xì)化在提高強(qiáng)度的同時(shí)改善塑性；而邊部和次邊部為粗晶與細(xì)晶尺寸相差較大的混晶組織，需考慮粗晶與細(xì)晶的協(xié)調(diào)變形能力對(duì)塑性的影響。邊部組織中孿晶數(shù)量明顯高于次邊部，而孿晶界可提高鎂合金的強(qiáng)度和塑性，因此邊部的抗壓強(qiáng)度和壓縮率高于次邊部。

3 結(jié)論

在多向鍛造變形過(guò)程中，同一種變形制度下合金各部位的變形程度不同，沿最后一道次鍛壓方向，從合金邊部、次邊部到中部，變形程度逐漸增大，粗晶和孿晶數(shù)量減少，粗晶和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶尺寸減小，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的體積分?jǐn)?shù)提高，晶粒細(xì)化程度逐漸增大。

多向鍛造變形后的合金不同部位的力學(xué)性能存在差異，合金邊部抗壓強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、壓縮率分別為 412.3MPa、214.4MPa 和 14.2%，次邊部抗壓強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、壓縮率分別為 387.0MPa、227.9MPa 和 11.2%，中部抗壓強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、壓縮率分別為 441.5MPa、231.0MPa 和 15.7%（數(shù)據(jù)均通過(guò)凱爾測(cè)控試驗(yàn)機(jī)測(cè)試獲得）。

從合金的邊部、次邊部到中部，屈服強(qiáng)度依次升高。粗晶、孿晶、亞晶和再結(jié)晶共存的混晶組織使邊部具有較高的抗壓強(qiáng)度的同時(shí)保持了良好的塑性，但其強(qiáng)度和塑性仍比組織晶粒細(xì)小且均勻的中部差。