軋制變形量對Mg-Zn-Y合金組織和性能的影響

翟傳田，孫有平，3，何江美，3，孟祥超，萬斯雨

（1.廣西科技大學 機械與汽車工程學院，廣西 柳州 545006；2.廣西土方機械協同創新中心，廣西 柳州 545006；3.廣西汽車零部件與整車技術重點實驗室，廣西 柳州 545006）

隨著汽車行業以及3C產品的發展，對產品輕量化的需求日益增高，與鋁鋼材料相比，鎂合金具有密度小、比強度高、比剛度高、較強的阻尼性能及電磁屏蔽能力強等優點，這些優異的性能能夠滿足現今市場上許多領域對于新材料的需求，因此在航天航空、汽車、3C等諸多領域得到使用[1-3]。調查發現機械零部件的壽命縮短以及故障損壞，大部分原因都來源于振動和噪聲[4-5]，因此，材料的減振和降噪技術仍是當今社會亟需解決的重點問題之一，開發兼具高阻尼性能以及力學性能的材料仍是研究的重點方向。

純鎂具備極好的阻尼性能，但其力學性能較差，限制了純鎂在工業生產當中的應用。在純鎂中添加合金元素形成的鎂合金可具備較好的力學性能，但會導致阻尼性能的下降。研究發現在鎂合金中添加少量Zn會使其強度提升，但Zn含量過高時，會造成晶粒粗大，耐蝕性差等問題，因此在合金中添加Zn的含量一般在2%～6%（質量分數，下同）[6]。宋鵬飛等[7]研究Zn含量對Mg-10Gd-6Y-x Zn-0.6Zr合金性能的影響時發現，隨著Zn含量的增加，合金的阻尼性能呈現先降低后增加的趨勢，Zn含量為3.94%時具備較好的阻尼性能。此外，大量的研究表明，在鎂合金中添加Y、Gd等稀土元素可以形成長周期堆垛有序相[8-9]，魯若鵬等[10]發現合金中存在長周期堆垛有序相可同時提升合金的力學性能以及阻尼性能。目前國內外關于軋制態Mg-Zn-Y合金阻尼性能的研究相對較少。因此，本文以Mg-4Zn-2Y合金以及Mg-4Zn-4Y合金為研究對象，探究不同軋制變形量對Mg-Zn-Y合金顯微組織、力學性能以及阻尼性能的影響規律。

1 試驗材料與方法

試驗材料為半連續鑄造的Mg-4Zn-2Y以及Mg-4Zn-4Y合金（質量分數）。將熔煉后的材料銑切成50 mm×50 mm×10 mm的板材，隨后放在箱式電阻爐中進行480℃×18 h固溶處理，以消除熔鑄過程中產生的偏析等問題。由于合金較難進行塑性變形，當單道次變形量超過1 mm時，板材會嚴重開裂，因此使用多道次小變形的工藝，將板材從10 mm厚分別軋到6、4、2 mm，每道次軋制變形量為0.5 mm，軋制溫度為400℃，每道次間保溫15 min，具體方案見表1，中間過程不進行水冷，軋后水淬，以保留軋制過程中產生的顯微組織變化。使用線切割將軋制后的板材切成尺寸為30 mm×3 mm的長方體試樣，隨后使用水磨機，將試樣由不同的厚度分別磨制1 mm厚，得到阻尼測試試樣，其尺寸為30 mm×3 mm×1 mm，由于板材軋制過程中軋制變形量不一樣，其內部組織的均勻性也不一致，因此在磨制阻尼樣時集中在一個方向上磨制，而另一個方向保持表面光滑，沒有明顯的缺陷即可。使用腐蝕劑腐蝕試樣后，通過光學顯微鏡分析試樣在不同狀態下的顯微組織變化，腐蝕劑成分為0.8 g苦味酸+2 mL乙酸+1 mL蒸餾水+15 mL無水乙醇。使用Smart-Lab設備對試樣進行物相分析，使用DMA850對試樣進行阻尼測試，阻尼測試頻率為1 Hz，振幅區間為0.5～500μm，溫度為室溫17℃，并使用拉伸試驗機對試樣進行力學性能測試，使用Zeiss-Sigma觀察試樣的拉伸斷口形貌。

表1 軋制工藝Table 1 Rolling processes

2 結果分析與討論

2.1 顯微組織

圖1為Mg-4Zn-2Y和Mg-4Zn-4Y合金固溶處理后的顯微組織，圖2為兩合金不同狀態下的XRD圖譜。根據XRD圖譜可以證明圖1中Mg-4Zn-2Y和Mg-4Zn-4Y合金的相主要為α-Mg基體、Mg3Zn6Y3（W相）以及Mg12ZnY（LPSO相），其中W相以及LPSO相交替分布在圖1中的黑色區域，造成這種現象的原因是Y、Zn是偏析傾向較大的元素，且二者原子擴散速度不同，在液態的Mg-Zn-Y合金凝固過程中，由于成分再分配，首先凝固的是α-Mg基體，少量的Y、Zn融入到基體當中，當冷卻速度較快時，含Y和Zn溶質不能被析出到遠離固液界面的位置，因此大量的含Y和Zn溶質會在固液界面的前部發生富集，隨著該過程的進行，含Y和Zn溶質的濃度便達到了析出Y和Zn摩爾比更高的三元Mg-Zn-Y相的要求，形成晶界混合物，由于Y/Zn摩爾比的原因[11]，合金中主要生成LPSO相以及W相，LPSO相及W相較難固溶進基體當中，因此合金經固溶處理后基體當中仍然存在較多的這兩種第二相。

圖1 Mg-Zn-Y合金固溶后的顯微組織Fig.1 Microstructure of the Mg-Zn-Y alloy after solution treatment

圖2 不同狀態下Mg-Zn-Y合金的XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of the Mg-Zn-Y alloy under different states

圖2中不同的衍射峰即反映合金中存在的相，峰的面積可以反映合金中相的含量[12]。從圖2可以看出，隨著軋制變形量的增加，材料基體強度逐漸降低，這是由于隨著軋制變形量的增加，合金更容易發生動態再結晶，而新的晶粒沒有明顯取向，從而弱化了基體強度；其他峰的強度變化不大，說明經過不同變形量軋制，合金中相的含量沒有發生變化。

圖3為不同軋制變形量下Mg-Zn-Y合金的顯微組織。可見，隨著軋制變形量的增加，晶粒細化，合金中的第二相形貌也隨著軋制變形量的增加而發生改變，與固溶態比較，大量連續沿晶界分布的塊狀第二相被破碎成為細小的顆粒狀第二相。同時合金中出現孿晶，這是由于鎂合金為密排六方結構，滑移系少，室溫下塑性變形困難，隨著溫度升高，鎂合金的滑移系逐漸全部啟動，提高了塑性變形能力，但當變形量較大或者變形速度較快時，由于應力集中導致孿生，生成孿晶[13]。在Mg-4Zn-4Y合金中可以發現大量的層片狀LPSO相，研究發現這種相可以阻礙位錯的滑移運動，也會阻礙動態再結晶的發生，并且這種相能夠強化合金的力學性能[14]。與Mg-4Zn-4Y合金相比，Mg-4Zn-2Y合金中層片狀LPSO相含量很少。

圖3 不同軋制工藝下Mg-Zn-Y合金的顯微組織Fig.3 Microstructure of the Mg-Zn-Y alloy under different rolling processes

2.2 軋制變形量對阻尼性能的影響

圖4為不同軋制變形量下Mg-Zn-Y合金的阻尼-應變曲線。從圖4可以發現，Mg-Zn-Y合金的阻尼隨著應變振幅的變化，可以分為3個較為明顯的階段：在第一個階段，低應變振幅下，Mg-4Zn-2Y和Mg-4Zn-4Y合金的阻尼性能相對穩定，沒有隨著軋制變形量的改變而發生改變；而隨著應變振幅的增加，進入第二個階段，位錯線開始脫離弱釘扎點，Mg-Zn-Y合金的阻尼開始緩慢提升；隨后進入第三個階段，阻尼性能迅速提升，且軋制變形量越小，阻尼性能隨著應變振幅的增加提升的更快。低溫下，合金被強釘扎點（沉淀粒子以及位錯網節點等）以及弱釘扎點（空位以及雜質原子等）釘扎[15]，在低應變振幅下，位錯被強釘扎點釘扎，位錯線僅在弱釘扎點間“弓出”往復運動消耗能量，而隨著應變振幅的增加，外加應力足夠大時，位錯線會在弱釘扎點處脫釘，在強釘扎點間做“弓出、縮回”的往復運動，消耗的能量增加，產生更大的阻尼。Mg-Zn-Y合金的阻尼性能Q-1主要分為兩個部分：與應變振幅無關的阻尼性能Q0-1和與應變振幅相關的阻尼性能Qh-1，即：

從圖4可以發現，在3種不同軋制變形量下，在高應變振幅下阻尼性能變化較大，造成阻尼性能差距大的主要原因是：軋制使板材晶粒細化，阻尼性能來源于位錯的可動性，而強度則是位錯可動性的倒數[16]，隨著軋制變形量的增加，晶粒的細化效果越明顯，根據Hall-Petch公式可知，隨著晶粒的細化，合金的強度會得到提升，這就會導致阻尼性能下降。由于晶粒的細化，晶粒越小，晶界數量增加，導致位錯運動更加困難。隨著軋制變形量增加，合金的總體變形程度增大，位錯密度增大，經多道次累計軋制，也會導致位錯纏結增多，使得位錯的可動性變差。同時，合金中大量破碎的第二相分布在晶界附近以及基體上，使得強釘扎點數量增加，位錯阻礙運動也會增強。軋制后合金晶粒表面存在的LPSO相也會起到阻礙位錯滑移運動的作用[14]。由于在位錯阻尼機制中，要得到高阻尼性能就必須盡量使位錯易于運動以消耗機械振動能，因此在這些因素共同作用下隨著軋制變形量的增加，Mg-Zn-Y合金的阻尼性能逐漸降低。對比Mg-4Zn-2Y和Mg-4Zn-4Y合金相同工藝時的阻尼性能（見圖4（c～f））可以發現，在低應變振幅時兩者阻尼性能沒有區別，隨著振幅增加，Mg-4Zn-2Y合金的阻尼性能優于Mg-4Zn-4Y合金，導致這種現象的原因是：相同軋制變形量下，晶粒尺寸相差不大，而在Mg-4Zn-4Y合金的晶粒表面覆蓋的層片狀LPSO相會阻礙位錯的滑移運動，造成阻尼性能低于Mg-4Zn-2Y合金。固溶態的阻尼-應變曲線中，阻尼在脫離弱釘扎點后迅速提升，而軋制態的阻尼-應變曲線分兩個階段提升阻尼性能，導致這種現象的原因是：合金中的刃型位錯與螺型位錯的脫釘能力不同，螺型位錯更容易脫釘，因此，隨著應變振幅的增加，首先是螺型位錯脫離弱釘扎點，阻尼開始緩慢增加，隨后應變振幅達到刃型位錯脫釘的臨界，阻尼性能開始迅速提升[17-18]。

圖4 不同狀態下Mg-Zn-Y合金的阻尼-應變曲線Fig.4 Damping-strain curves of the Mg-Zn-Y alloy under different states

圖5為Mg-Zn-Y合金的G-L圖，從圖5可以發現固溶態以及軋制后的Mg-Zn-Y合金的G-L曲線基本擬合成一條筆直的直線，符合G-L理論。因此可以使用G-L理論去解釋Mg-Zn-Y合金的阻尼演變規律[19]。根據G-L理論，在低應變振幅下，位錯線在弱釘扎點之間“弓出”運動，克服阻尼力而引起的較小內耗可用公式（2）表示：

圖5 不同狀態下Mg-Zn-Y合金的G-L圖Fig.5 G-L plots of the Mg-Zn-Y alloy under different states

式中：p為可動位錯線的密度；LC為弱釘扎點的間距；ω為角頻率；G為剪切模量；b為柏氏矢量；B為常數。

在高應變振幅區間，外加應力足夠大時，位錯線從弱釘扎點處開脫，在“雪崩式”脫釘過程中產生的阻尼更大，可以用式（3）表示：

對式（3）兩邊分別取對數，可得式（4）：

通過式（4）可以發現，ln（εQ-1h）與ε-1呈線性關系，斜率為-C2，截距為ln C1。合金的阻尼性能與C1、C2有關，C1越大，C2越小，合金的阻尼性能越好[20]。通過計算得到不同狀態下兩種合金的C1、C2值，如表2所示。可見固溶態Mg-Zn-Y合金的阻尼性能明顯優于軋制態。而不同軋制態下的C1、C2數值極小，在符合G-L理論的低應變振幅區，其阻尼值變化不大。也可以發現Mg-4Zn-2Y合金的阻尼性能要優于Mg-4Zn-4Y合金，但這種優勢隨著軋制變形量的增加有所降低。

表2 Mg-Zn-Y合金不同狀態下的C1、C2值（×10-3）Table 2 C1，C2 of the Mg-Zn-Y alloy under different states（×10-3）

2.3 軋制變形量對力學性能的影響

圖6為不同軋制變形量下Mg-Zn-Y合金的力學性能曲線。從圖6可以發現，隨著軋制變形量的增加，合金的力學性能提升明顯。對比Mg-4Zn-2Y和Mg-4Zn-4Y合金可以發現，在相同變形量下，Mg-4Zn-2Y合金的抗拉強度始終低于Mg-4Zn-4Y合金，其與阻尼性能變化趨勢相反。在總變形量為80%時，Mg-4Zn-2Y合金的抗拉強度為277.94 MPa，Mg-4Zn-4Y合金的抗拉強度為317.59 MPa；但Mg-4Zn-2Y合金的伸長率要更好，在總變形量為80%時，Mg-4Zn-2Y合金的伸長率為14.33%，高于Mg-4Zn-4Y合金的6.73%。在軋制變形量為40%時，合金抗拉強度較低的同時伸長率也較差，產生這種現象的原因有兩種：一種是熔鑄過程中產生的空洞等缺陷，在拉伸過程中直接發生斷裂，另一種是合金中存在大量連續塊狀W相沿晶界分布，不利于材料的塑性[21]，但隨著軋制變形量的增加，晶粒細化且大量W相破碎彌散分布在基體中，降低了拉伸過程中的應力集中從而提升了合金的塑性。

圖6 不同軋制工藝下Mg-Zn-Y合金的應力-應變曲線Fig.6 Strain-stress curves of the Mg-Zn-Y alloy under different rolling processes

2.4 斷口形貌

圖7為Mg-Zn-Y合金的室溫拉伸斷口形貌。從圖7可以發現，隨著軋制變形量的增加，合金中的韌窩增加，解理面減少，合金的主要斷裂方式發生了改變。在總變形量為40%時，沒有明顯的韌窩，呈現解理斷裂的脆性斷裂特征。在總變形量60%時，韌窩數量有所增加，解理面數目減少，呈現解理斷裂與韌性斷裂混合的斷裂方式，而在軋制總變形量為80%時，斷口處分布著大量的韌窩，解離面數目進一步減少，同時可以明顯看到韌窩底部存在的破碎第二相粒子，呈現明顯的韌性斷裂特征。

圖7 不同軋制工藝下Mg-Zn-Y合金的拉伸斷口形貌Fig.7 Tensile fracture morphologies of the Mg-Zn-Y alloy under different rolling processes

3 結論

1）Mg-Zn-Y合金軋制后，組織出現片層狀LPSO相，軋制變形量越大，晶粒表面的片層狀LPSO相越明顯，相較Mg-4Zn-2Y合金，Mg-4Zn-4Y合金中存在更多的片層狀LPSO相。

2）在低應變振幅區域，軋制變形量對Mg-Zn-Y合金的阻尼性能影響不大，但在高應變振幅區，隨著軋制變形量的增加，阻尼性能降低；相同軋制變形量下，Mg-4Zn-4Y合金的阻尼性能低于Mg-4Zn-2Y合金。

3）低應變振幅下，固溶態以及軋制態Mg-Zn-Y合金的G-L曲線可以擬合成為一條直線，即符合G-L理論，因此低應變振幅下Mg-Zn-Y合金的阻尼機理為位錯型阻尼。

4）相同軋制變形量下，Mg-4Zn-2Y合金抗拉強度低于Mg-4Zn-4Y合金；隨著軋制變形量的增加，Mg-Zn-Y合金的主要斷裂方式由脆性斷裂轉變為韌性斷裂。