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

0 引 言

鎂合金作為輕質金屬材料，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[1]。以往對于變形鎂合金的強化研究，都是基于靜態(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，發現其在高速變形條件下會展現出不同的力學響應[4-7]。同時，研究者還比較關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多種孿晶類型[9]。研究人員系統地研究了EW75M合金的動態壓縮性能，發現其在室溫和高溫下的變形機制均為孿生和滑移機制，并伴隨有動態再結晶[10-13]。除了單一協調變形之外，孿晶之間還會發生交割等相互作用，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域受到劇烈剪切作用，孿晶界附近發生畸變、晶格旋轉，最終形成特殊的界面結構[16-17]。因此，孿生在協調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構與孿晶界，從而實現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態和T6態WE54合金進行了準靜態(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WE54合金，由江西師達鎂合金技術有限公司提供。將該合金在520 ℃下固溶8 h(T4態)，隨后在250 ℃下時效16 h(T6態)。由圖1可知，T4態合金的粒徑為54 μm，T6態合金的為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WE54合金的顯微組織和晶粒尺寸分布

在不同熱處理態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，統計了變形晶粒尺寸、發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，每種試樣均選擇200顆晶界清晰的變形晶粒進行統計。

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，去除偏差較大的數據點后取平均值。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態合金組織中均出現了大量孿晶。由局部放大圖可知，準靜態變形后，T4態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，晶粒中幾乎沒有產生孿晶，記為F。大多數孿晶呈現平行分布的形貌，也有部分晶粒中的孿晶比較復雜，出現了幾組不同方向平行的孿晶相互交割的現象。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WE合金組織的特征與該研究結果較為吻合，在變形晶粒中觀察到了孿生變形。

圖2 準靜態變形和高速變形后T4態WE54合金的OM形貌

高速變形組織中的孿晶類型和準靜態變形后的相同，只是R晶粒和P晶粒的數量比準靜態壓縮變形組織中的多，F晶粒的數量則較少，亦即高速壓縮變形組織中出現了更密集的孿晶。這說明對于WE54合金，孿生變形在協調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，無論是準靜態變形還是高速變形，T4態合金中變形晶粒內部分孿晶呈現平行形貌，一些平行孿晶之間發生交割，而在某些粗大孿晶(箭頭所示)的內部出現了二次孿晶。變形晶粒內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象更加嚴重。

圖3 準靜態變形和高速變形后T4態WE54合金的SEM形貌

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

圖4 準靜態變形和高速變形后T6態WE54合金的OM形貌

由圖5可見，準靜態變形和高速變形T6態合金組織中大量晶粒依靠孿晶發生變形，大部分孿晶呈現出平行排列和交割形貌，部分粗大孿晶內出現少量二次孿晶。

圖5 準靜態變形和高速變形后T6態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，亞晶界旋轉形成大角度晶界，大晶粒破碎；準靜態、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/高速變形均沒有產生明顯的細晶。

圖6 準靜態變形和高速變形后T4態和T6態WE54合金的晶粒尺寸分布

由圖7可以看出：T4態合金經準靜態壓縮變形后的孿生概率僅為31%，經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態合金中的孿生概率也遠遠高于準靜態變形合金的；同時，高速變形后T4態和T6態合金中孿晶的面積分數也高于準靜態變形合金的；另外，在相同變形速率下，T6態合金中的孿晶數量比T4態合金中的多，即孿生概率和孿晶面積分數更高。

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

2.2 力學性能

由圖8可以看出：未變形時T4態和T6態合金的硬度較低，進行準靜態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態合金變形前后硬度的增幅高于T6態合金的。

圖8 變形前后T4態和T6態WE54合金的維氏硬度

由圖9可以看出，不同狀態WE54合金均沒有出現明顯的屈服現象。因此，以產生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態和T6態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態合金還是T6態合金，高速變形后的屈服強度均高于準靜態變形的，但抗壓強度相差不大；T6態合金變形前后屈服強度的增幅小于T4態合金的。

表1 未變形和變形后不同狀態WE54合金的壓縮性能

圖9 未變形和變形后不同狀態WE54合金的壓縮工程應力-應變曲線

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

對于T4態合金，準靜態變形產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，孿晶產生的概率以及孿晶面積分數相比于準靜態變形均有所提高，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態合金，經過變形后也顯示出類似T4態合金的組織演變和力學性能提升規律，即準靜態變形和高速變形均通過產生孿晶來提高力學性能。

3 結 論

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

(2)不同速率變形后T4態和T6態合金的變形晶粒尺寸未發生明顯變化，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調變形，產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。