不同速率變形后WE54合金的顯微組織及力學性能

尚長沛, 楊 帆, 夏志平

(1.河南工業(yè)職業(yè)技術(shù)學院汽車工程學院，南陽 473000；2.河南省材料成形裝備智能技術(shù)工程研究中心，南陽 473000；3.河南工業(yè)職業(yè)技術(shù)學院機械工程學院，南陽 473000；4.九江職業(yè)技術(shù)學院機械工程學院，九江 332007)

0 引 言

鎂合金作為輕質(zhì)金屬材料，在汽車輕量化、武器、航空航天和電子3C等方面都有廣泛的應用潛力，但囿于其力學性能不足，各種應用尚待開發(fā)[1]。以往對于變形鎂合金的強化研究，都是基于靜態(tài)(低速率)變形條件[2-3]。近年來，研究者開始針對鎂合金高速變形的行為與應用進行研究，發(fā)現(xiàn)其在高速變形條件下會展現(xiàn)出不同的力學響應[4-7]。同時，研究者還比較關(guān)注鎂合金高速變形時的顯微組織演變與變形機制。已有研究指出，位錯滑移與孿生的協(xié)同機制是鎂合金在高應變速率條件下變形的主要機制[8]，并且基體中可能出現(xiàn)多種孿晶類型[9]。研究人員系統(tǒng)地研究了EW75M合金的動態(tài)壓縮性能，發(fā)現(xiàn)其在室溫和高溫下的變形機制均為孿生和滑移機制，并伴隨有動態(tài)再結(jié)晶[10-13]。除了單一協(xié)調(diào)變形之外，孿晶之間還會發(fā)生交割等相互作用，形成大量的變形剪切帶[14-15]。另外，由于在高應變速率條件下局部區(qū)域受到劇烈剪切作用，孿晶界附近發(fā)生畸變、晶格旋轉(zhuǎn)，最終形成特殊的界面結(jié)構(gòu)[16-17]。因此，孿生在協(xié)調(diào)鎂合金高速變形方面起到了重要的作用，但孿晶組織對于變形合金力學性能的影響尚待研究。

在室溫下鎂合金缺乏足夠的滑移系，而孿生作為一個重要的變形機制，其占比通常隨著應變速率的增大而增加[9,18]。同時，孿晶界能夠切割基體、細化組織從而實現(xiàn)力學性能的提升[3,19]。GALIYEV等[20]研究了ZK60合金的室溫高速變形行為，提出了孿生是細化組織的主要因素。因此，利用高速變形在基體中引入大量的孿晶結(jié)構(gòu)與孿晶界，從而實現(xiàn)強化是一種可行的策略。

WE系列鎂合金是常見的商用鎂合金，在室溫和高溫下均有良好的力學性能和成形性。該類鎂合金在航空航天等領(lǐng)域的應用前景良好，研究其高速變形機制以及變形組織對力學性能的影響意義重大。為此，作者對T4態(tài)和T6態(tài)WE54合金進行了準靜態(tài)(低速)壓縮和空氣錘鍛(高速)變形試驗，對比研究了高/低速條件下的組織演變、硬度和壓縮性能。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為商用擠壓態(tài)WE54合金，由江西師達鎂合金技術(shù)有限公司提供。將該合金在520 ℃下固溶8 h(T4態(tài))，隨后在250 ℃下時效16 h(T6態(tài))。由圖1可知，T4態(tài)合金的粒徑為54 μm，T6態(tài)合金的為53 μm，可見時效處理對晶粒尺寸基本沒有影響。

圖1 不同熱處理態(tài)WE54合金的顯微組織和晶粒尺寸分布

在不同熱處理態(tài)合金錠上線切割出尺寸為φ15 mm×30 mm的圓柱體試樣，用2000#砂紙打磨試樣表面后，在北鍛C41-65kg型空氣錘上進行高速壓縮變形試驗，通過在試樣四周布置特定高度的鋼塊來控制錘鍛下壓量，單道次落錘得到的下壓量控制在約13%；在AGS-X50KN型萬能試驗機上進行準靜態(tài)壓縮變形試驗，下壓速度為0.5 mm·min-1，控制卸載后殘余的下壓量約為13%。壓縮變形時的溫度均為室溫，壓縮方向平行于試樣軸向。

在壓縮變形后的試樣上橫向取樣，依次用800#，2000#，7000#砂紙打磨后，在體積分數(shù)為15%的高氯酸乙醇溶液中進行電解拋光，電壓30 V、電流0.3 A、時間3 min，再在由3 g苦味酸、25 mL冰乙酸、25 mL去離子水和150 mL乙醇組成的溶液中腐蝕45 s，采用GX41型光學顯微鏡(OM)和Phenom Pro型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織，統(tǒng)計了變形晶粒尺寸、發(fā)生孿生變形晶粒占變形晶粒的比率(孿生概率)和孿晶的面積分數(shù)，每種試樣均選擇200顆晶界清晰的變形晶粒進行統(tǒng)計。

采用XHVT-10Z型硬度計測定維氏硬度，加載力為49.03 N，保載時間15 s，各測10個點，去除偏差較大的數(shù)據(jù)點后取平均值。在壓縮變形后的試樣上線切割出尺寸為φ10 mm×18 mm的圓柱體試樣，在AGS-X50KN型萬能試驗機上再次進行準靜態(tài)壓縮試驗，壓縮方向平行于前一次壓縮方向，下壓速度為0.5 mm·min-1，各測2個平行試樣。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 變形組織

由圖2對比圖1可以看出，不同速率下變形后T4態(tài)合金組織中均出現(xiàn)了大量孿晶。由局部放大圖可知，準靜態(tài)變形后，T4態(tài)合金中的變形晶粒有3類：一類是富孿晶晶粒，其孿晶面積占晶粒面積的15%以上，記為R；一類是貧孿晶晶粒，其孿晶面積小于晶粒面積的15%，記為P；一類是無孿晶晶粒，晶粒中幾乎沒有產(chǎn)生孿晶，記為F。大多數(shù)孿晶呈現(xiàn)平行分布的形貌，也有部分晶粒中的孿晶比較復雜，出現(xiàn)了幾組不同方向平行的孿晶相互交割的現(xiàn)象。WE系列鎂合金主要的變形機制是位錯滑移和孿生[21]，變形后T4態(tài)WE合金組織的特征與該研究結(jié)果較為吻合，在變形晶粒中觀察到了孿生變形。

圖2 準靜態(tài)變形和高速變形后T4態(tài)WE54合金的OM形貌

高速變形組織中的孿晶類型和準靜態(tài)變形后的相同，只是R晶粒和P晶粒的數(shù)量比準靜態(tài)壓縮變形組織中的多，F(xiàn)晶粒的數(shù)量則較少，亦即高速壓縮變形組織中出現(xiàn)了更密集的孿晶。這說明對于WE54合金，孿生變形在協(xié)調(diào)高應變速率變形過程中起到更重要的作用。

由圖3可以看出，無論是準靜態(tài)變形還是高速變形，T4態(tài)合金中變形晶粒內(nèi)部分孿晶呈現(xiàn)平行形貌，一些平行孿晶之間發(fā)生交割，而在某些粗大孿晶(箭頭所示)的內(nèi)部出現(xiàn)了二次孿晶。變形晶粒內(nèi)孿晶之間的交互作用比較復雜，這種交互作用有利于切割基體、細化組織[22]。另外，對比可見高速變形合金中孿晶交割的現(xiàn)象更加嚴重。

圖3 準靜態(tài)變形和高速變形后T4態(tài)WE54合金的SEM形貌

由圖4可見，準靜態(tài)變形和高速變形后T6態(tài)合金的變形晶粒按照晶內(nèi)孿晶面積分數(shù)的大小也可分為R，P和F等3類，孿晶也展現(xiàn)出平行排列和交割兩種特征。

圖4 準靜態(tài)變形和高速變形后T6態(tài)WE54合金的OM形貌

由圖5可見，準靜態(tài)變形和高速變形T6態(tài)合金組織中大量晶粒依靠孿晶發(fā)生變形，大部分孿晶呈現(xiàn)出平行排列和交割形貌，部分粗大孿晶內(nèi)出現(xiàn)少量二次孿晶。

圖5 準靜態(tài)變形和高速變形后T6態(tài)WE54合金的SEM形貌

由圖6可見：相對于未變形合金(見圖1)，壓縮變形后合金的組織中均沒有明顯的大晶粒存在(晶粒尺寸大于120 μm)，這是由于在塑性變形中的位錯運動和剪切作用下，亞晶界旋轉(zhuǎn)形成大角度晶界，大晶粒破碎；準靜態(tài)、高速變形合金的平均晶粒尺寸與未變形合金相比均不存在明顯差異，說明13%壓下量的準靜態(tài)/高速變形均沒有產(chǎn)生明顯的細晶。

圖6 準靜態(tài)變形和高速變形后T4態(tài)和T6態(tài)WE54合金的晶粒尺寸分布

由圖7可以看出：T4態(tài)合金經(jīng)準靜態(tài)壓縮變形后的孿生概率僅為31%，經(jīng)高速變形后的孿生概率達到59%，后者幾乎是前者的2倍；高速變形后T6態(tài)合金中的孿生概率也遠遠高于準靜態(tài)變形合金的；同時，高速變形后T4態(tài)和T6態(tài)合金中孿晶的面積分數(shù)也高于準靜態(tài)變形合金的；另外，在相同變形速率下，T6態(tài)合金中的孿晶數(shù)量比T4態(tài)合金中的多，即孿生概率和孿晶面積分數(shù)更高。

圖7 準靜態(tài)變形和高速變形后T4態(tài)和T6態(tài)WE54合金組織的孿生概率和孿晶面積分數(shù)

2.2 力學性能

由圖8可以看出：未變形時T4態(tài)和T6態(tài)合金的硬度較低，進行準靜態(tài)變形和高速變形后硬度均略有升高，并且高速變形后的硬度增幅更大；此外，T4態(tài)合金變形前后硬度的增幅高于T6態(tài)合金的。

圖8 變形前后T4態(tài)和T6態(tài)WE54合金的維氏硬度

由圖9可以看出，不同狀態(tài)WE54合金均沒有出現(xiàn)明顯的屈服現(xiàn)象。因此，以產(chǎn)生0.2%殘余變形的強度作為屈服強度，誤差在±5 MPa。由表1可以看出：與未變形合金相比，T4態(tài)和T6態(tài)合金變形后的屈服強度和抗壓強度均顯著提高，總壓縮應變則有所降低；不論是T4態(tài)合金還是T6態(tài)合金，高速變形后的屈服強度均高于準靜態(tài)變形的，但抗壓強度相差不大；T6態(tài)合金變形前后屈服強度的增幅小于T4態(tài)合金的。

表1 未變形和變形后不同狀態(tài)WE54合金的壓縮性能

圖9 未變形和變形后不同狀態(tài)WE54合金的壓縮工程應力-應變曲線

結(jié)合組織分析可知：不同速率變形前后不同狀態(tài)合金的晶粒尺寸相近，未發(fā)生細化，對合金力學性能的提高作用不大。

對于T4態(tài)合金，準靜態(tài)變形產(chǎn)生的孿晶界能夠細化組織,阻礙位錯運動，從而提高合金的力學性能；在高速變形下，孿晶產(chǎn)生的概率以及孿晶面積分數(shù)相比于準靜態(tài)變形均有所提高，孿晶切割基體、細化組織以及阻礙位錯運動的能力更強，因此變形后合金力學性能提升的幅度更大。對于T6態(tài)合金，經(jīng)過變形后也顯示出類似T4態(tài)合金的組織演變和力學性能提升規(guī)律，即準靜態(tài)變形和高速變形均通過產(chǎn)生孿晶來提高力學性能。

3 結(jié) 論

(1)T4態(tài)和T6態(tài)WE54合金在準靜態(tài)變形和高速變形后，部分變形晶粒內(nèi)出現(xiàn)孿晶，并且一些粗大孿晶內(nèi)形成了二次孿晶，孿晶出現(xiàn)平行排列和交割特征；高速變形后的孿晶數(shù)量更多。

(2)不同速率變形后T4態(tài)和T6態(tài)合金的變形晶粒尺寸未發(fā)生明顯變化，而新生成的孿晶由于切割基體細化了組織，有助于維氏硬度和壓縮性能的提高；高速變形能夠促進晶粒采用孿生機制協(xié)調(diào)變形，產(chǎn)生更多的孿晶界細化組織，提升變形后合金的硬度和屈服強度。