不同速率变形后WE54合金的显微组织及力学性能

2021-06-08尚长沛夏志平

机械工程材料 2021年5期

尚长沛, 杨帆, 夏志平

(1.河南工业职业技术学院汽车工程学院，南阳 473000；2.河南省材料成形装备智能技术工程研究中心，南阳 473000；3.河南工业职业技术学院机械工程学院，南阳 473000；4.九江职业技术学院机械工程学院，九江 332007)

0 引言

镁合金作为轻质金属材料，在汽车轻量化、武器、航空航天和电子3C等方面都有广泛的应用潜力，但囿于其力学性能不足，各种应用尚待开发[1]。以往对于变形镁合金的强化研究，都是基于静态(低速率)变形条件[2-3]。近年来，研究者开始针对镁合金高速变形的行为与应用进行研究，发现其在高速变形条件下会展现出不同的力学响应[4-7]。同时，研究者还比较关注镁合金高速变形时的显微组织演变与变形机制。已有研究指出，位错滑移与孪生的协同机制是镁合金在高应变速率条件下变形的主要机制[8]，并且基体中可能出现多种孪晶类型[9]。研究人员系统地研究了EW75M合金的动态压缩性能，发现其在室温和高温下的变形机制均为孪生和滑移机制，并伴随有动态再结晶[10-13]。除了单一协调变形之外，孪晶之间还会发生交割等相互作用，形成大量的变形剪切带[14-15]。另外，由于在高应变速率条件下局部区域受到剧烈剪切作用，孪晶界附近发生畸变、晶格旋转，最终形成特殊的界面结构[16-17]。因此，孪生在协调镁合金高速变形方面起到了重要的作用，但孪晶组织对于变形合金力学性能的影响尚待研究。

在室温下镁合金缺乏足够的滑移系，而孪生作为一个重要的变形机制，其占比通常随着应变速率的增大而增加[9,18]。同时，孪晶界能够切割基体、细化组织从而实现力学性能的提升[3,19]。GALIYEV等[20]研究了ZK60合金的室温高速变形行为，提出了孪生是细化组织的主要因素。因此，利用高速变形在基体中引入大量的孪晶结构与孪晶界，从而实现强化是一种可行的策略。

WE系列镁合金是常见的商用镁合金，在室温和高温下均有良好的力学性能和成形性。该类镁合金在航空航天等领域的应用前景良好，研究其高速变形机制以及变形组织对力学性能的影响意义重大。为此，作者对T4态和T6态WE54合金进行了准静态(低速)压缩和空气锤锻(高速)变形试验，对比研究了高/低速条件下的组织演变、硬度和压缩性能。

1 试样制备与试验方法

试验材料为商用挤压态WE54合金，由江西师达镁合金技术有限公司提供。将该合金在520 ℃下固溶8 h(T4态)，随后在250 ℃下时效16 h(T6态)。由图1可知，T4态合金的粒径为54 μm，T6态合金的为53 μm，可见时效处理对晶粒尺寸基本没有影响。

图1 不同热处理态WE54合金的显微组织和晶粒尺寸分布

在不同热处理态合金锭上线切割出尺寸为φ15 mm×30 mm的圆柱体试样，用2000#砂纸打磨试样表面后，在北锻C41-65kg型空气锤上进行高速压缩变形试验，通过在试样四周布置特定高度的钢块来控制锤锻下压量，单道次落锤得到的下压量控制在约13%；在AGS-X50KN型万能试验机上进行准静态压缩变形试验，下压速度为0.5 mm·min-1，控制卸载后残余的下压量约为13%。压缩变形时的温度均为室温，压缩方向平行于试样轴向。

在压缩变形后的试样上横向取样，依次用800#，2000#，7000#砂纸打磨后，在体积分数为15%的高氯酸乙醇溶液中进行电解抛光，电压30 V、电流0.3 A、时间3 min，再在由3 g苦味酸、25 mL冰乙酸、25 mL去离子水和150 mL乙醇组成的溶液中腐蚀45 s，采用GX41型光学显微镜(OM)和Phenom Pro型扫描电子显微镜(SEM)观察显微组织，统计了变形晶粒尺寸、发生孪生变形晶粒占变形晶粒的比率(孪生概率)和孪晶的面积分数，每种试样均选择200颗晶界清晰的变形晶粒进行统计。

采用XHVT-10Z型硬度计测定维氏硬度，加载力为49.03 N，保载时间15 s，各测10个点，去除偏差较大的数据点后取平均值。在压缩变形后的试样上线切割出尺寸为φ10 mm×18 mm的圆柱体试样，在AGS-X50KN型万能试验机上再次进行准静态压缩试验，压缩方向平行于前一次压缩方向，下压速度为0.5 mm·min-1，各测2个平行试样。

2 试验结果与讨论

2.1 变形组织

由图2对比图1可以看出，不同速率下变形后T4态合金组织中均出现了大量孪晶。由局部放大图可知，准静态变形后，T4态合金中的变形晶粒有3类：一类是富孪晶晶粒，其孪晶面积占晶粒面积的15%以上，记为R；一类是贫孪晶晶粒，其孪晶面积小于晶粒面积的15%，记为P；一类是无孪晶晶粒，晶粒中几乎没有产生孪晶，记为F。大多数孪晶呈现平行分布的形貌，也有部分晶粒中的孪晶比较复杂，出现了几组不同方向平行的孪晶相互交割的现象。WE系列镁合金主要的变形机制是位错滑移和孪生[21]，变形后T4态WE合金组织的特征与该研究结果较为吻合，在变形晶粒中观察到了孪生变形。

图2 准静态变形和高速变形后T4态WE54合金的OM形貌

高速变形组织中的孪晶类型和准静态变形后的相同，只是R晶粒和P晶粒的数量比准静态压缩变形组织中的多，F晶粒的数量则较少，亦即高速压缩变形组织中出现了更密集的孪晶。这说明对于WE54合金，孪生变形在协调高应变速率变形过程中起到更重要的作用。

由图3可以看出，无论是准静态变形还是高速变形，T4态合金中变形晶粒内部分孪晶呈现平行形貌，一些平行孪晶之间发生交割，而在某些粗大孪晶(箭头所示)的内部出现了二次孪晶。变形晶粒内孪晶之间的交互作用比较复杂，这种交互作用有利于切割基体、细化组织[22]。另外，对比可见高速变形合金中孪晶交割的现象更加严重。

图3 准静态变形和高速变形后T4态WE54合金的SEM形貌

由图4可见，准静态变形和高速变形后T6态合金的变形晶粒按照晶内孪晶面积分数的大小也可分为R，P和F等3类，孪晶也展现出平行排列和交割两种特征。

图4 准静态变形和高速变形后T6态WE54合金的OM形貌

由图5可见，准静态变形和高速变形T6态合金组织中大量晶粒依靠孪晶发生变形，大部分孪晶呈现出平行排列和交割形貌，部分粗大孪晶内出现少量二次孪晶。

图5 准静态变形和高速变形后T6态WE54合金的SEM形貌

由图6可见：相对于未变形合金(见图1)，压缩变形后合金的组织中均没有明显的大晶粒存在(晶粒尺寸大于120 μm)，这是由于在塑性变形中的位错运动和剪切作用下，亚晶界旋转形成大角度晶界，大晶粒破碎；准静态、高速变形合金的平均晶粒尺寸与未变形合金相比均不存在明显差异，说明13%压下量的准静态/高速变形均没有产生明显的细晶。

图6 准静态变形和高速变形后T4态和T6态WE54合金的晶粒尺寸分布

由图7可以看出：T4态合金经准静态压缩变形后的孪生概率仅为31%，经高速变形后的孪生概率达到59%，后者几乎是前者的2倍；高速变形后T6态合金中的孪生概率也远远高于准静态变形合金的；同时，高速变形后T4态和T6态合金中孪晶的面积分数也高于准静态变形合金的；另外，在相同变形速率下，T6态合金中的孪晶数量比T4态合金中的多，即孪生概率和孪晶面积分数更高。

图7 准静态变形和高速变形后T4态和T6态WE54合金组织的孪生概率和孪晶面积分数

2.2 力学性能

由图8可以看出：未变形时T4态和T6态合金的硬度较低，进行准静态变形和高速变形后硬度均略有升高，并且高速变形后的硬度增幅更大；此外，T4态合金变形前后硬度的增幅高于T6态合金的。

图8 变形前后T4态和T6态WE54合金的维氏硬度

由图9可以看出，不同状态WE54合金均没有出现明显的屈服现象。因此，以产生0.2%残余变形的强度作为屈服强度，误差在±5 MPa。由表1可以看出：与未变形合金相比，T4态和T6态合金变形后的屈服强度和抗压强度均显著提高，总压缩应变则有所降低；不论是T4态合金还是T6态合金，高速变形后的屈服强度均高于准静态变形的，但抗压强度相差不大；T6态合金变形前后屈服强度的增幅小于T4态合金的。

表1 未变形和变形后不同状态WE54合金的压缩性能

图9 未变形和变形后不同状态WE54合金的压缩工程应力-应变曲线

结合组织分析可知：不同速率变形前后不同状态合金的晶粒尺寸相近，未发生细化，对合金力学性能的提高作用不大。

对于T4态合金，准静态变形产生的孪晶界能够细化组织,阻碍位错运动，从而提高合金的力学性能；在高速变形下，孪晶产生的概率以及孪晶面积分数相比于准静态变形均有所提高，孪晶切割基体、细化组织以及阻碍位错运动的能力更强，因此变形后合金力学性能提升的幅度更大。对于T6态合金，经过变形后也显示出类似T4态合金的组织演变和力学性能提升规律，即准静态变形和高速变形均通过产生孪晶来提高力学性能。