镁合金具有高比强度、高比刚度、良好的减振能力、优良的导热性和导电性等性能, 还具有良好的尺寸稳定性、电磁屏蔽性和易于回收等特点^[1]。镁合金在航空航天、交通运输和电子通讯等领域, 有广阔的应用前景^[2]。但是与钢铁和铝合金等常用的金属结构材料相比, 镁合金的强度较低且塑性较差。因此, 高性能镁合金的制备成为镁合金研究领域的焦点^[3]。

近年来大塑性变形方法(SPD)作为制备高性能镁合金的有效途径一直受到关注, 其代表性方法包括等径角挤压(ECAE)^[4]、往复挤压(CEC)^[5]、累积叠轧(ARB)^[6]、大应变轧制(SR)^[7]和多向锻造(TF)^[8]等。其中的多向锻造工艺, 其操作简单、成本低廉且可制备大尺寸材料。郭强等^{[9, 10]}采用压下速度为12.5 mm/s的液压机研究了AZ80合金的多向锻造组织和力学性能演变, 表明通过多向锻造可以生产平均晶粒尺寸为1-2 μm的镁合金锭坯, 其强度和延伸率得到大幅提高。杨续跃等^[11-14]通过降温多向锻造在3×10^-3 s^-1的应变速率下制备超细晶粒AZ21、AZ31和AZ61合金锭坯, 发现合金有良好的综合力学性能, 并且在高温低应变速率下具有超塑性。现有研究表明多向锻造可以有效的细化晶粒, 大幅提高镁合金性能。但是镁合金对应变速率敏感, 镁合金多向锻造的研究大多在低应变速率下进行。低应变速率多向锻造变形耗时较长, 在没有保温装置的情况下需要反复加热, 生产效率较低、成本较高, 不适于工业化生产。

对ZK21^[15]、ZK60^[16]和AZ31^[17]合金的高应变速率多向锻造变形结果表明, 该工艺能大幅提高合金的综合力学性能。本文以ZK10、ZK21和ZK60合金为对象, 揭示Mg-Zn-Zr合金高应变速率多向锻造过程中的组织演变和力学性能演变规律。

1 实验方法

实验用材料为ZK10、ZK21和ZK60镁合金, 其名义成分列于表1。其中ZK10和ZK21合金采用铸锭直接变形, 其初始晶粒度分别为260 μm和150 μm; 而ZK60则采用均匀化锭坯, 经330℃均匀化处理30h然后水淬, 其平均晶粒尺寸为100 μm。将三种合金锭坯加工成尺寸为40 mm×35 mm×35 mm的锻坯, 并除去尖锐的棱角, 避免因应力集中引起的开裂, 分别定义锻坯的长度、宽度和高度方向为X、Y和Z方向, 如图1所示。在空气锤上进行高应变速率锻造实验, 空气锤的锻打次数为200次每分钟, 锻打速度约为5 m/s。根据锻造成形时的平均应变速率计算方法, 平均应变速率为锤头落下速度与样品高度的比值, 本文中锻造平均应变速率达到100 s^-1以上。锻造前将试样置于300℃的电阻炉中保温10 min, 所有试样均采用一次加热成形, 即道次间不进行加热。多向锻造工艺如图1所示, 锻造方向按X-Y-Z-X∙∙∙顺序进行, 每锻一个方向计作一道次, 道次变形量为20%, 即道次应变Δε为0.22。锻造完成后对试样进行水淬以保留高温变形组织, 锻坯表面良好没有明显裂纹。

取锻坯芯部垂直于最终锻造方向的平面, 进行组织观察。用LeitzMM6卧式金相显微镜进行金相组织观察, 观察前经打磨、抛光、腐蚀, 其中ZK10和ZK21所用腐蚀剂成分为1 g草酸+1 mL硝酸+98 mL蒸馏水, ZK60合金所用腐蚀剂成分为3 g苦味酸+25 mL冰醋酸+25 mL蒸馏水+50 mL无水乙醇。用JEOL1400和TECNAI G220型透射电镜进行透射电镜(TEM)观察, 所采用加速电压分别为120 kV和200 kV, 透射样品采用双喷法经电解抛光减薄制得, 电解液成分为5.3 g氯化锂+11.16 g高氯酸镁+500 mL甲醇+100 mL2–丁基乙醚。在锻坯芯部加工片状拉伸试样进行室温拉伸实验, 取样方法如图1所示, 试样标距尺寸为10 mm×3 mm×2.5 mm, 在WDW E200型电子万能试验机上进行拉伸实验, 拉伸速度为0.5 mm/min。

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图1   高应变速率多向锻造及拉伸试样取样示意图

Fig.1   Schematic of HSRTF process and sampling of tensile specimens

2 结果与讨论

2.1 组织演变

ZK10合金高应变速率多向锻造组织演变如图2和3所示。累积应变∑Δε=0.22时大量的孪晶分割初始晶粒, 基本上没有观察到再结晶晶粒, 如图2a所示。随着累积应变的增大孪晶密度提高, 如图2b和c所示, 累积应变∑Δε=1.98时相互交错的孪晶覆盖了整个试样, 在金相显微镜下已看不到初始晶粒的痕迹。对累积应变∑Δε=1.98的锻坯进行TEM分析发现, 孪晶片层的厚度约为0.5 μm, 孪晶上并没有发现再结晶晶粒, 如图3a所示。继续增大累积应变, 再结晶开始启动, 累积应变∑Δε=2.64时在初始晶界附近出现了大量的再结晶晶粒, 平均晶粒尺寸约为15 μm, 如图2d所示。当累积应变增大到∑Δε=3.3时再结晶程度进一步增大, 其显微组织由蜂窝状再结晶组织和岛状组织组成, 如图2e和f所示。岛状组织TEM像如图3b所示, 可见变形前期初始晶粒内的孪晶片层被大量细小的再结晶晶粒替代, 其平均晶粒尺寸约为0.2 μm。结合图2f和图3b可知, 累积应变∑Δε=3.3时ZK10合金显微组织由平均晶粒尺寸为15 μm的蜂窝状粗大再结晶组织和平均晶粒尺寸为0.2 μm的岛状细小再结晶组织构成。

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图2   ZK10合金高应变速率多向锻造组织演变

Fig.2   Microstructure of HSRTFed ZK10 alloy at different accumulated strain (a) 0.22, (b) 1.32, (c) 1.98, (d) 2.64, (e and f) 3.3

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图3   不同累积应变ZK10合金TEM像

Fig.3   TEM images of HSRTFed ZK10 alloy at different accumulated strain (a) twins at ∑Δε=1.98, (b) island-like ultrafine grains at ∑Δε=3.3

图4和5给出了ZK21合金高应变速率多向锻造组织演变, 其组织演变规律与ZK10合金基本相似。累积应变∑Δε=0.22时初始晶粒内形成大量的孪晶, 如图4a所示。随着累积应变的增大孪晶密度继续提高, 如图4b和c所示。对累积应变∑Δε=1.1的锻坯进行TEM分析发现, 孪晶片层已经细化至微米级, 但孪晶上没有发现再结晶晶粒, 如图5a所示。继续增大累积应变, 再结晶开始启动, 累积应变∑Δε=1.76时在初始晶界附近出现了大量的再结晶晶粒, 其平均晶粒尺寸约为15 μm, 如图4d所示。当累积应变增大到∑Δε=2.64时合金组织由蜂窝状粗大再结晶组织和岛状组织构成, 如图4e和f所示。对岛状区域进行TEM观察发现, 初始晶粒内的孪晶片层被平均晶粒尺寸为0.3 μm的再结晶晶粒替代, 如图5b所示。结合图4f和5b可知, 累积应变∑Δε=2.64时ZK21合金显微组织由平均晶粒尺寸为15 μm的蜂窝状粗大再结晶组织和平均晶粒尺寸约为0.3 μm的岛状细小再结晶组织组成。

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图4   ZK21合金高应变速率多向锻造组织演变

Fig.4   Microstructure of HSRTFed ZK21 alloy at different accumulated strain (a) 0.22, (b) 0.66, (c) 1.1, (d) 1.76, (e and f) 2.64

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图5   不同累积应变ZK21合金TEM像

Fig.5   TEM images of HSRTFed ZK21 alloy at different accumulated strain (a) twins at ∑Δε=1.1, (b) island-like ultrafine grains at ∑Δε=2.64

ZK60合金高应变速率多向锻造组织演变, 如图6和7所示。累积应变∑Δε=0.22时初始晶粒内产生大量孪晶, 同时在晶界上出现少量再结晶晶粒, 如图6a所示。随着累积应变的增大初始晶粒内的孪晶密度升高, 初始晶界附近的再结晶程度增大, 如图6b和c所示。累积应变∑Δε=1.32时初始晶界附近形成了平均晶粒尺寸为10 μm的蜂窝状粗大再结晶, 而初始晶粒内的孪晶则呈岛状分布。对岛状孪晶组织进行TEM观察发现, 其孪晶密度远低于相同变形条件下的ZK10和ZK21合金, 并且孪晶上没有发现再结晶晶粒, 如图7a所示。继续增大累积应变, 初始晶界附近粗大再结晶组织没有向初始晶粒内部扩展的迹象, 但岛状组织在光学显微镜下的形貌有较大改变, 如图6d和e所示。对累积应变∑Δε=2.64的合金岛状组织进行TEM观察发现, 岛状的孪晶已经演变成平均晶粒尺寸为1 μm的再结晶晶粒, 如图7b所示。结合图6f和图7b可知, 累积应变∑Δε=2.64时ZK60合金显微组织由平均晶粒尺寸为10 μm的蜂窝状粗大再结晶组织和平均晶粒尺寸为1 μm的岛状细小再结晶组织构成。

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图6   ZK60合金高应变速率多向锻造组织演变

Fig.6   Microstructure of HSRTFed ZK60 alloy at different accumulated strain (a) 0.22, (b) 0.66, (c) 1.32, (d) 1.98, (e and f) 2.64

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图7   不同累积应变ZK60合金TEM像

Fig.7   TEM images of HSRTFed ZK60 alloy at different accumulated strain (a) twins at ∑Δε=1.32, (b) island-like ultrafine grains at ∑Δε=2.64

综上所述, 高应变速率多向锻造工艺能强烈的细化合金晶粒组织, 最终获得蜂窝状粗大再结晶组织和岛状细小再结晶组织构成的新颖组织。这种特殊显微组织的形成, 是由于高应变速率多向锻造工艺特殊成形条件下初始晶界和晶粒内部的再结晶机制不同^[16]。多向锻造过程中外加载荷方向循环变化, 其基面也有循环改变的趋势。在这样的情况下, 大量的晶粒旋转必须启动才能协调基面变化的趋势。晶粒的旋转使晶粒之间产生剪切应力, 并在初始晶界附近形成畸变区, 从而成为动态再结晶优先形核的区域, 这种再结晶机制称为旋转动态再结晶(Rotation DRX, RDRX)^{[18, 19]}。此外, 在高应变速率变形过程中, 变形在很短的时间内完成, 位错滑移的有效时间缩短, 孪生必须发挥更大的作用以协调变形, 从而在初始晶粒内产生大量的孪晶。孪晶界与晶界一样可以阻碍位错运动, 为再结晶提供储能, 从而在孪晶上形成再结晶晶粒, 这种再结晶机制成为孪生诱发动态再结晶(Twining inducedDRX, TDRX)^{[20, 21]}。

由此可以建立如图8所示的Mg-Zn-Zr合金高应变速率多向锻造组织演变模型。在变形初期, 由于基面循环改变的趋势, 初始晶粒之间相互剪切, 同时由于位错滑移等速度控制的塑性变形机制没有充足的时间进行, 在初始晶粒内产生大量的孪晶, 如图8b所示; 随着累积应变的增大初始晶界附近形成剪切变形区, 同时初始晶粒内的孪晶密度进一步升高, 如图8c所示; 继续增大累积应变则初始晶界附近的剪切变形区形成蜂窝状粗大再结晶组织, 同时孪晶上的再结晶也开始启动并形成岛状的细小再结晶组织, 如图8d所示。

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图8   Mg-Zn-Zr合金高应变速率多向锻造组织演变模型

Fig.8   Schematic model showing the microstructure evolution of Mg-Zn-Zr alloys during HSRTF (a) initial grain before deformation, (b) grain rotation and twins in-grain area, (c) distortions zones at initial grain boundaries and increasing twins in-grain area, (d) formation of the novel mixed structure

此模型能较好的描述ZK10和ZK21合金组织演变过程, 但由于Zn含量的升高ZK60合金初始晶界附近再结晶启动所需的应变较小, 该模型与其组织演变过程存在一定的出入。

Zn含量的升高主要通过以下三个方面影响位错运动, 从而促进合金再结晶的启动: ①合金含量升高使固溶原子数量增多, 并导致固溶原子对位错的钉扎作用增强; ②合金含量升高引起变形过程析出相增多, 使析出相对位错的阻碍作用加强; ③合金含量升高使层错能降低, 位错难以从节点和位错网中解脱出来, 也难以通过交滑移和攀移与异号位错相互抵消, 从而导致亚组织中的位错密度升高^[22]。

2.2 力学性能

图9给出了不同累积应变Mg-Zn-Zr合金锻坯室温拉伸曲线; 表2给出了其室温力学性能, 包括屈服强度σ_s、抗拉强度σ_b和延伸率δ。从图9a和表2可以看出, ZK10合金抗拉强度随累积应变的升高先增大后减小, 而延伸率则随累积应变的增大呈先增大后减小而后再增大的趋势; 累积应变∑Δε=1.98时合金的抗拉强度达到最高为282 MPa, 延伸率则降低至最低为8.2%; 累积应变增大到∑Δε=3.3时合金抗拉强度降低至251.8 MPa, 延伸率则提高到24.5%。ZK21合金力学性能与累积应变的关系与ZK10合金相似, 如图9b和表2所示; 累积应变∑Δε=1.1时合金的抗拉强度达到最高为401 MPa, 延伸率仅为9.6%; 累积应变增大到∑Δε=2.64时合金抗拉强度降低至341.6 MPa, 延伸率则增大到25.1%。ZK60合金抗拉强度同样随累积应变的升高先增大后减小, 但其延伸率则随累积应变的增大而增大, 如图9c和表2所示; 累积应变∑Δε=1.32时合金抗拉强度达到最高为348 MPa, 其延伸率为20.5%; 累积应变增大到∑Δε=2.64时合金抗拉强度降至330.2 MPa, 延伸率则提高到25%。

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图9   高应变速率多向锻造Mg-Zn-Zr合金室温拉伸曲线

Fig.9   Tensile curves of HSRTFed Mg-Zn-Zr alloys at ambient temperature (a) ZK10, (b) ZK21, (c) ZK60

对比三种合金高应变速率多向锻造过程中力学性能变化规律可以发现, 三种合金的强度均随累积应变的升高先增大后减小。结合合金组织演变可知：在变形的前期, 随着累积应变的升高孪晶密度急剧上升, 孪晶界的数量增大, 而孪晶界可以有效的阻碍位错的运动, 从而大幅提高材料的强度^[23], 因此合金的强度随累积应变的升高而增大; 而在变形后期, 再结晶主导变形, 合金再结晶程度随累积应变的升高而增大。再结晶可以释放变形储能、降低位错密度从而引起合金软化^[24], 因此合金强度随累积应变的升高而降低。

经高应变速率多向锻造变形获得蜂窝状粗大再结晶组织和岛状细小再结晶组织后, 三种合金均表现出较高的强度和延伸率, 与该工艺强烈的晶粒细化能力有关。大量研究表明, 晶粒细化可以增加阻碍位错运动的有效晶界的数量, 并提高材料协调变形的能力, 从而同时提高材料的强度和延伸率^[25]。此外, 合金较高的延伸率也与织构密切相关, 经普通轧制、挤压等变形的镁合金容易形成的强烈基面织构, 造成塑性不足, 而多向锻造过程中三向载荷的作用可以有效的避免强烈的基面织构和严重的各向异性^[26], 从而获得较高的延伸率。值得注意的是, 虽然ZK10合金晶粒组织的细化效果更为明显, 但其强度明显低于ZK21和ZK60合金, 可能是该合金合金元素含量较低导致其固溶强化和第二相强化效果较差。

3 结论

1. 在Mg-Zn-Zr合金高应变速率多向锻造过程中, 初始晶界附近的再结晶机制为旋转动态再结晶, 而初始晶粒内部的再结晶机制为孪生诱发动态再结晶, 最终导致蜂窝状粗大再结晶组织和岛状细小再结晶组织的形成。

2. 高应变速率多向锻造工艺能强烈的细化合金晶粒组织。累积应变∑Δε=3.3时ZK10合金粗蜂窝状组织和岛状组织的晶粒大小分别为15 μm和0.2 μm; 累积应变∑Δε=2.64时ZK21和ZK60合金蜂窝状组织和岛状组织的晶粒大小分别为15 μm、0.3 μm和10 μm、1 μm。

3. 高应变速率多向锻造工艺具有强烈的晶粒细化能力并能有效避免强烈的基面织构, 能大幅提高Mg-Zn-Zr合金的综合力学性能。

4. 累积应变∑Δε=2.64时ZK21和ZK60合金可以获得良好的综合力学性能, 其抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为341.6 MPa、270.7 MPa、25.1%和330.2 MPa、232.3 MPa、24.8%。