降溫往復(fù)鐓粗-擠壓對(duì)Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金微觀組織的影響

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(zhǎng)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(jiǎn)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(duì)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(bào)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(duì)其進(jìn)行大塑性變形， 并對(duì)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(gè)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(shí)凹模的型腔直徑；d為擠壓時(shí)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(duì)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(duì)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(zhǎng)， 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(dòng)態(tài)再結(jié)晶. 此時(shí)， 晶粒分布并不均勻. 隨著變形道次的增加， 動(dòng)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒. 另外， 可以看到動(dòng)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(duì)晶界的滑移起到釘扎作用， 抑制動(dòng)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(zhǎng)大. 最終， 在5道次變形后， 原始組織被細(xì)小動(dòng)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶的產(chǎn)生， 片層結(jié)構(gòu)會(huì)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶， 合金內(nèi)幾乎看不到片層LPSO結(jié)構(gòu)， 同時(shí)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(duì)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(gè)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(dòng)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(dòng)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(dòng)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(dòng)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(cuò)增殖受到抑制， 一旦位錯(cuò)密度低于亞晶的形核需要， 通過動(dòng)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?cái)D壓方向被拉長(zhǎng). 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(dòng)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?cái)D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(dòng)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(dòng)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(dòng)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(huì)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(duì)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(duì)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?cái)D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(shí)， 大量β-Mg5(Gd,Y,Zn)相沿著動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶界析出. 這些相阻礙了晶粒的長(zhǎng)大， 導(dǎo)致了再結(jié)晶晶粒的細(xì)化.

參考文獻(xiàn)：

[1] Hirsch J, Al-Samman T. Superior light metals by texture engineering: optimized aluminum and magnesium alloys for automotive applications[J]. Acta Materialia, 2013, 61(3)： 818-843.

[2] Mordike B L, Ebert T. Magnesium： properties-applications-potential[J]. Materials Science and Engineering A, 2001, 302(1)： 37-45.

[3] Zhang K, Ma M L, Li X G, et al. Hot deformation behavior of Mg-7.22Gd-4.84Y-1.26Nd-0.58Zr magnesium alloy[J]. Rare Metals, 2011, 30(1)： 87-93.

[4] Liu K, Zhang J H, Su G H, et al. Influence of Zn content on the microstructure and mechanical properties of extruded Mg-5Y-4Gd-0.4Zr alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2009, 481(1)： 811-818.

[5] Yamasaki M, Hashimoto K, Hagihara K, et al. Eff-ect of multimodal microstructure evolution on mechanical properties of Mg-Zn-Y extruded alloy[J]. Acta Materialia, 2011, 59(9)： 3646-3658.

[6] Zheng L, Liu C M, Wan Y C, et al. Microstructures and mechanical properties of Mg-10Gd-6Y-2Zn-0.6Zr(wt.%) alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2011, 509(35)： 8832-8839.

[7] Yin D D, Wang Q D, Gao Y, et al. Effects of heat treatments on microstructure and mechanical properties of Mg-11Y-5Gd-2Zn-0.5Zr (wt.%) alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2011, 509(5)： 1696-1704.

[8] Yu J M, Zhang Z M, Wang Q, et al. Dynamic recrystallization behavior of magnesium alloys with LPSO during hot deformation[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017, 704： 382-389.

[9] Shao J B, Chen Z Y, Chen T, et al. The effect of LPSO on the deformation mechanism of Mg-Gd-Y-Zn-Zr magnesium alloy[J]. Journal of Magnesium and Alloys, 2016, 4(2)： 83-88.

[10] Liu H, Huang H, Yang X W, et al. Microstructure and mechanical property of a high-strength Mg-10Gd-6Y-1.5Zn-0.5Zr alloy prepared by multi-pass equal channel angular pressing[J].Journal of Magnesium and Alloys, 2017, 5(2): 231-237.

[11] Gao J H, Guan S K, Ren Z W, et al. Homogeneous corrosion of high pressure torsion treated Mg-Zn-Ca alloy in simulated body fluid[J]. Materials Letters, 2011, 65(4)： 691-693.

[12] Xia X S, Chen Q, Zhao Z D, et al. Microstructure, texture and mechanical properties of coarse-grained Mg-Gd-Y-Nd-Zr alloy processed by multidirectional forging[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2015, 623： 62-68.

[13] Lin J B, Wang X Y, Ren W J, et al. Enhanced strength and ductility due to microstructure refinement and texture weakening of the GW102K alloy by cyclic extrusion compression[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2016, 32(8)： 783-789.

[14] Hu L X, Li Y P, Wang E D, et al. Ultrafine grained structure and mechanical properties of a LY12 Al alloy prepared by repetitive upsetting-extrusion[J]. Materials Science and Engineering A, 2006, 422(1-2)： 327-332.

[15] Xu Y, Hu L X, Sun Y, et al. Microstructure and mechanical properties of AZ61 magnesium alloy prepared by repetitive upsetting-extrusion[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2015, 25(2)： 381-388.

[16] Chen Q, Zhao Z D, Zhao Z X, et al. Microstructure development and thixoextrusion of magnesium alloy prepared by repetitive upsetting-extrusion[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2011, 509(26)： 7303-7315.

[17] Xu C, Zheng M Y, Wu K, et al. Effect of cooling rate on the microstructure evolution and mechanical properties of homogenized Mg-Gd-Y-Zn-Zralloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2013, 559(1)： 364-370.

[18] Hagihara K, Yokotani N, Umakoshi Y. Plastic deformation behavior of Mg12YZn with 18R long-period stacking ordered structure[J]. Intermetallics, 2010, 18(2)： 267-276.