等通道轉(zhuǎn)角擠壓對(duì)ZM61 鎂合金組織與性能的影響

張校烽， 李英龍

（東北大學(xué)1. 材料科學(xué)與工程學(xué)院； 2. 遼寧省輕量化用關(guān)鍵金屬結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 沈陽(yáng) 110819）

鎂合金以低密度、高比強(qiáng)度、良好的鑄造性能、無(wú)污染等優(yōu)點(diǎn)在結(jié)構(gòu)件材料上有廣泛的應(yīng)用前景[1］.然而與傳統(tǒng)的鋁合金、鈦合金、鋼鐵材料相比，鎂合金的晶格結(jié)構(gòu)是密排六方結(jié)構(gòu)，在室溫下具有有限的滑移系[2］，這使得鎂合金具有較低的強(qiáng)度和延展性，嚴(yán)重限制了鎂合金的應(yīng)用范圍.研究結(jié)果表明，細(xì)化晶?？梢燥@著提高鎂合金的綜合力學(xué)性能[3-5］.熱變形伴隨動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是細(xì)化合金晶粒的有效途徑，因此熱變形通常被用于制造鎂合金.

強(qiáng)塑性變形方法（SPD）可以通過累積塑性應(yīng)變而細(xì)化合金材料的初始晶粒尺寸，制備具有優(yōu)異力學(xué)性能的超細(xì)晶粒材料[6］.等通道轉(zhuǎn)角擠壓（ECAP）被認(rèn)為是大塑性變形技術(shù)中提高材料綜合性能的有效方法之一[7-8］，原理如下：材料在兩個(gè)內(nèi)徑相等且成一定角度的通道內(nèi)發(fā)生近似純剪切的變形，經(jīng)反復(fù)擠壓而被施以較大的應(yīng)變，即可成為超細(xì)晶粒材料[9］.Martynenko 等[10］對(duì)退火態(tài)WE43 鎂合金進(jìn)行了ECAP 處理，合金的平均晶粒尺寸細(xì)化到0.45 μm，抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別提高到300 MPa 和13.2%，研究結(jié)果表明，細(xì)晶強(qiáng)化和織構(gòu)強(qiáng)化促使WE43 鎂合金綜合性能提高.Mostaed 等[11］采用兩階段降溫等通道轉(zhuǎn)角擠壓工藝獲得了平均尺寸為700 nm 的超細(xì)晶ZM21 鎂合金，其室溫下的伸長(zhǎng)率達(dá)到40%.楊杰等[12］對(duì)擠壓態(tài)AZ61 鎂合金進(jìn)行了160°大角度ECAP 變形工藝研究，在150 ℃下進(jìn)行8 道次ECAP 變形，然后在100 ℃下進(jìn)行3 道次ECAP 變形，最終獲得了平均晶粒尺寸為1 μm 的細(xì)晶晶粒，AZ61 鎂合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到了350 和432 MPa.大量研究結(jié)果表明，等通道轉(zhuǎn)角擠壓可以顯著細(xì)化鎂合金晶粒，提高鎂合金的強(qiáng)度、塑性等力學(xué)性能.

ZM61 鎂合金成型性好，可熱處理強(qiáng)化，在工業(yè)中有非常廣闊的應(yīng)用前景.ZM61 鎂合金是一種可時(shí)效硬化的鎂合金，Zhang 等[13］對(duì)其進(jìn)行了擠壓和雙級(jí)時(shí)效處理，其抗拉強(qiáng)度達(dá)到366 MPa，但伸長(zhǎng)率卻急劇下降.等通道轉(zhuǎn)角擠壓細(xì)化晶粒，可以顯著提高材料的綜合性能.目前還沒有關(guān)于ZM61 鎂合金等通道轉(zhuǎn)角擠壓處理相關(guān)方面的研究，因此本文中以ZM61 鎂合金為研究對(duì)象，對(duì)其進(jìn)行均勻化退火和ECAP 處理，以期在提高合金強(qiáng)度的同時(shí)提高其伸長(zhǎng)率，擴(kuò)大ZM61 鎂合金在結(jié)構(gòu)件上的應(yīng)用范圍.

1 實(shí)驗(yàn)方法及材料

在擠壓前，需要用循環(huán)鼓風(fēng)爐對(duì)實(shí)驗(yàn)所用的ZM61 鎂合金（Mg-6.23Zn-1.03Mn）試樣進(jìn)行330 ℃／16 h＋420 ℃／2 h 雙級(jí)均勻化退火，將試樣取出后進(jìn)行空冷處理.用線切割將試樣切成14.5 mm×14.5 mm×80 mm 的矩形，然后在溫度為350 ℃的加熱爐中保溫20 min，在試樣表面涂滿二硫化鉬和石墨，以減少摩擦.之后，將試樣放入預(yù)熱到350 ℃的ECAP 模具中（模具如圖1 所示，內(nèi)角Φ ＝120°，外角ψ＝25°），再進(jìn)行擠壓.擠壓速率設(shè)置為1 mm／s，采用Bc 路徑對(duì)ZM61 鎂合金進(jìn)行1，2，3，4 道次的擠壓，擠壓后的樣品立即放入水中進(jìn)行水冷.

圖1 等通道轉(zhuǎn)角擠壓模具圖Fig.1 Equal channel angular pressing die diagram

在擠壓坯料上沿著ECAP 擠壓方向切下樣品，經(jīng)打磨和拋光后，用帶有能譜（EDS）的SEM背散射電子顯微鏡觀察不同擠壓道次下合金第二相的分布及組成.采用掃描電鏡中的背散射電子衍射技術(shù)（SEM-EBSD）分析合金在變形過程中的織構(gòu)演化規(guī)律.使用Xpert Pro 型多晶X 射線衍射儀（XRD）分析不同樣品的相組成.沿?cái)D壓方向切出標(biāo)距尺寸為2 mm×5 mm×15 mm 的拉伸試樣.在室溫下使用萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行拉伸，拉伸速度為0.5 mm／min，并用掃描電子顯微鏡觀察合金的拉伸斷口形貌及特點(diǎn).

2 結(jié)果與討論

2.1 ZM61 鎂合金第二相變化

ZM61 鎂合金鑄態(tài)和均勻化處理后的組織如圖2 所示.從圖中可以明顯看出，鑄態(tài)組織非平衡結(jié)晶造成晶界上存在大量樹枝晶和網(wǎng)狀的第二相，在晶粒內(nèi)部還存在著粗大的顆粒金屬化合物.根據(jù)張丁非等[14］的研究結(jié)果和能譜（見表1）分析結(jié)果可知，其第二相主要是Mg7Zn3相和少量MgZn2相.均勻化退火處理后，樹枝晶已被全部消除，晶界上大部分網(wǎng)狀第二相和晶粒內(nèi)大顆粒第二相溶解到鎂基體中，改善了合金的成型性能.同時(shí)，在均勻化退火過程中發(fā)現(xiàn)有少量球狀的α-Mn析出，均勻彌散地分布在晶粒內(nèi).

表1 ZM61 鎂合金鑄態(tài)及均勻化退火態(tài)試樣選點(diǎn)EDS 成分分析（原子數(shù)分?jǐn)?shù)）Table 1 EDS composition analysis of as cast and homogenized annealed samples of ZM61 magnesium alloy（atomic fraction） %

圖2 ZM61 鎂合金的SEM 圖Fig.2 SEM images of ZM61 magnesium alloy

ZM61 鎂合金ECAP 處理后第二相分布情況如圖3 所示.很明顯，1 道次ECAP 處理后晶粒內(nèi)的第二相沒有明顯變化，均勻化處理后部分未溶解的Mg7Zn3相和MgZn2相沿著晶界呈連續(xù)網(wǎng)狀分布.2 道次ECAP 處理后，分布在晶界上的網(wǎng)狀第二相受擠壓力而逐漸破碎，可以清楚地看到一部分第二相被剪切成斷續(xù)的短條狀，沿著擠壓主變形方向分布在晶界上，一部分第二相被剪切成顆粒狀分布在基體組織中.4 道次擠壓后，短條狀第二相已全部消失，第二相全部破碎成顆粒狀，均勻分布在基體中. 從圖3（d）中可以清楚看到第二相被剪切破碎，尺寸減小到0.5 μm.綜上可知，等通道轉(zhuǎn)角擠壓后ZM61 合金中Mg-Zn 相逐漸破碎、尺寸逐漸減小，且均勻彌散地分布在基體組織中.

圖4 是ZM61 鎂合金不同狀態(tài)下的XRD 圖譜.從圖譜中可以看出，不同狀態(tài)下的XRD 曲線相似，大部分衍射峰都是鎂基體的衍射峰，只有極少數(shù)是MgZn2相和α-Mn 的衍射峰.等通道轉(zhuǎn)角擠壓后，各道次XRD 圖譜中沒有新的衍射峰出現(xiàn)，擠壓后合金的相組成成分和均勻化退火態(tài)組織中的成分并沒有差別，各道次衍射峰強(qiáng)度也無(wú)明顯變化，這表明ZM61 鎂合金在高溫ECAP 過程中很少有第二相析出.結(jié)合圖3 可知，等通道轉(zhuǎn)角擠壓只是改變了原有合金中第二相的形貌和尺寸，擠壓過程中無(wú)動(dòng)態(tài)析出.

圖3 不同ECAP 變形道次后的ZM61 鎂合金SEM 圖Fig.3 SEM images of ZM61 magnesium alloy after different ECAP deformation passes

圖4 不同狀態(tài)下的ZM61 鎂合金XRD 圖譜Fig.4 XRD patterns of ZM61 magnesium alloy in different states

2.2 ZM61 鎂合金微觀結(jié)構(gòu)和織構(gòu)變化

圖5 是ZM61 鎂合金在不同加工狀態(tài)下的晶粒取向分布圖.由圖5（a）可知，未變形狀態(tài)下的ZM61 鎂合金由粗大的等軸晶粒組成，平均晶粒尺寸約為200 μm.1 道次擠壓后ZM61 鎂合金經(jīng)歷了近似純剪切的變形，粗大的晶粒受到擠壓力后開始破碎，在原始晶界間出現(xiàn)許多小晶粒，但是晶粒尺寸的變化不明顯.2 道次擠壓后，大尺寸晶粒逐漸減少，從圖5（c）中可明顯看到有許多幾微米的小晶粒彌散分布在粗晶粒之間，晶粒尺寸被顯著細(xì)化.4 道次擠壓后的晶粒組織如圖5（d）所示，原始粗大的晶粒已經(jīng)消失不見，代替出現(xiàn)的大部分是細(xì)晶區(qū)，晶粒尺寸已經(jīng)細(xì)化到20 μm 左右.

晶粒取向圖中同一顏色的晶粒具有相同或相近的取向，如圖5 所示，黑色線條為取向差大于15°的大角度晶界，紅色線條為取向差在2°～15°的小角度晶界.1 道次ECAP 處理后，在巨大的剪切力作用下，晶粒沿著擠壓方向被拉長(zhǎng)，晶界扭曲變形.變形過程中晶粒內(nèi)儲(chǔ)存著大量的應(yīng)變能，晶界上累積大量位錯(cuò)，所以晶界基本都是小角度的.2 道次擠壓后，可以明顯看到被拉長(zhǎng)的大晶粒之間出現(xiàn)了細(xì)小的等軸晶，形成了“雙峰”結(jié)構(gòu)，這是典型的連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征，說(shuō)明在ECAP 過程中ZM61 鎂合金發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[15］.這是因?yàn)樵谝欢ǖ臄D壓力和溫度作用下，晶界的擴(kuò)散驅(qū)動(dòng)力增大，促使晶界不斷吸收亞晶界上堆積的位錯(cuò)而形成大角度亞晶，這些大角度的亞晶進(jìn)一步旋轉(zhuǎn)回復(fù)，長(zhǎng)大成為細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，使晶粒不斷細(xì)化[16］.合金經(jīng)4 道次擠壓后，大角度晶界比例明顯增加，但是仍然存在沿?cái)D壓方向呈細(xì)長(zhǎng)狀的大晶粒，晶粒結(jié)構(gòu)依舊是“雙峰”結(jié)構(gòu).這說(shuō)明4道次ECAP 處理后，合金再結(jié)晶過程還沒有完成，目前的晶粒組織由動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒和變形晶粒組成.

圖5 ZM61 鎂合金不同加工狀態(tài)下的晶粒取向圖Fig.5 Grain orientation map of ZM61 magnesium alloy in different processing states

ZM61 鎂合金不同狀態(tài)下的基面（0001）和棱柱面（1）的EBSD 極圖如圖6 所示，未變形樣品的基面（0001）極圖中顯示了典型的基底紋理特征[見圖6（a）］，其中兩個(gè)較大的極密度點(diǎn)分布在ED 方向的兩端，最大織構(gòu)強(qiáng)度為10.42.進(jìn)行等通道轉(zhuǎn)角擠壓后，晶粒隨著擠壓變形逐漸發(fā)生偏轉(zhuǎn)，合金大多數(shù)晶粒的取向開始趨于一致.1道次擠壓后，基面的隨機(jī)織構(gòu)已經(jīng)完全消失，逐漸形成ECAP 變形織構(gòu).2，4 道次擠壓后，合金大多數(shù)晶粒的基面與ED 方向成30°～60°的夾角，是典型的ECAP 多道次變形后形成的剪切織構(gòu)[17-18］.4 道次ECAP 處理后基面的最大織構(gòu)強(qiáng)度下降至6.2[見圖6（d）］. 基面最大織構(gòu)強(qiáng)度的急劇降低表明合金的再結(jié)晶程度隨著擠壓道次的增加而升高，Prithivirajan 等[19］在對(duì)ZE41 鎂合金進(jìn)行ECAP 處理時(shí)，也發(fā)現(xiàn)了相同的織構(gòu)強(qiáng)度變化趨勢(shì).從棱柱面（1）極圖中可以看出，在等通道轉(zhuǎn)角擠壓過程中，（1）面的擇優(yōu)程度較低且織構(gòu)強(qiáng)度不高.

圖6 不同狀態(tài)下ZM61 鎂合金的基面（0001）和棱柱面（1）極圖Fig.6 （0001） and （1） pole diagrams of ZM61 magnesium alloy in different states

2.3 ZM61 鎂合金力學(xué)性能變化

圖7 為ZM61 鎂合金不同擠壓道次下的典型拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線和力學(xué)性能圖.由圖可知，未變形時(shí)ZM61 鎂合金的極限抗拉強(qiáng)度（UTS）為142 MPa，伸長(zhǎng)率為3.5%.等通道轉(zhuǎn)角擠壓1，2，4道次后，合金的極限抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率都逐漸增大.特別是2 道次擠壓后合金的極限抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率增幅最大，這可能是由于等通道轉(zhuǎn)角擠壓2 道次后合金的晶粒尺寸變化最為明顯，根據(jù)霍爾-佩奇公式，晶粒的顯著細(xì)化使得合金的極限抗拉強(qiáng)度增大.在擠壓過程中，合金發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，由于晶?；貜?fù)軟化，合金的伸長(zhǎng)率也逐漸增大.研究結(jié)果表明[20-21］，晶粒的細(xì)化有利于晶界滑移的開動(dòng)，在拉伸過程中晶界滑移的發(fā)生可以提高室溫下合金的變形協(xié)調(diào)性，使合金的伸長(zhǎng)率得到改善.4 道次擠壓后形成的剪切織構(gòu)具有軟化的作用[22-23］，會(huì)使合金的伸長(zhǎng)率大幅增大，而合金的極限抗拉強(qiáng)度增幅有所下降.但4 道次擠壓后合金的極限抗拉強(qiáng)度繼續(xù)增大，說(shuō)明此時(shí)合金細(xì)晶強(qiáng)化的作用大于織構(gòu)弱化的作用.4 道次擠壓后合金的極限抗拉強(qiáng)度達(dá)到296 MPa，伸長(zhǎng)率達(dá)到20.5%， 與原始狀態(tài)相比分別提高了110%和486%. 根據(jù)實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知， ZM61 鎂合金經(jīng)ECAP 處理后， 力學(xué)性能得到了顯著的提高， 細(xì)晶強(qiáng)化是其中主要的強(qiáng)化機(jī)制.

圖7 ECAP 處理后的ZM61 鎂合金拉伸應(yīng)力-應(yīng)變圖Fig.7 Tensile stress-strain diagram of ECAP treated ZM61 magnesium alloy

圖8 顯示了ZM61 鎂合金在不同加工狀態(tài)下的典型拉伸斷裂形貌.原始狀態(tài)下合金的斷裂表面可以清晰地看見晶界和河流狀的解理面，表現(xiàn)為典型的沿晶斷裂和穿晶斷裂.相比之下，經(jīng)多道次ECAP 處理后合金斷口表面韌窩的出現(xiàn)表明合金的塑性有所改善，如圖8（c）（d）所示.然而，在不同擠壓道次的試樣之間可以觀察到一些差異：1 道次ECAP 試樣中的一些大解理臺(tái)階和更多的撕裂脊說(shuō)明此時(shí)合金具有較低的伸長(zhǎng)率；2 道次ECAP 試樣的斷裂表面已經(jīng)看不見大的解理面，代替出現(xiàn)的是許多尺寸小而淺的韌窩，說(shuō)明2 道次擠壓后合金的塑性有明顯的提高.因?yàn)? 道次ECAP 試樣具有最細(xì)晶粒，所以其斷口的韌窩更小、更深，呈現(xiàn)出脆性和韌性混合的斷裂方式.

圖8 ZM61 鎂合金不同狀態(tài)下的拉伸斷裂表面SEM 圖Fig.8 SEM images of tensile fracture surface of ZM61 magnesium alloy in different states

3 結(jié) 論

（1） 均勻化退火處理可以消除鑄態(tài)組織中的樹枝晶，使大部分金屬間化合物溶解于基體中，改善了合金的成型性能.隨著ECAP 處理時(shí)擠壓道次的增加，分布在ZM61 鎂合金晶界上連續(xù)網(wǎng)狀的Mg-Zn 相逐漸被剪切，破碎成顆粒狀，均勻且彌散地分布在基體組織中.

（2） 隨著ECAP 處理時(shí)擠壓道次的增加，ZM61 鎂合金的晶粒尺寸逐漸減小.4 道次后合金的晶粒尺寸約為20 μm，晶粒結(jié)構(gòu)呈現(xiàn)出大小晶粒共存的“雙峰”結(jié)構(gòu).ECAP 處理后，晶粒取向發(fā)生偏轉(zhuǎn)并趨于一致，合金的基面織構(gòu)弱化并形成一種剪切織構(gòu).

（3） ZM61 鎂合金的極限抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均隨著擠壓道次的增加而增大，細(xì)晶強(qiáng)化是其中主要的強(qiáng)化機(jī)制.4 道次ECAP 處理后，合金的極限抗拉強(qiáng)度增大到296 MPa，伸長(zhǎng)率高達(dá)20.5%，與原始狀態(tài)相比分別提高了110%和486%.合金由鑄態(tài)的脆性斷裂方式轉(zhuǎn)變?yōu)镋CAP 處理后的混合斷裂方式.