轧制变形对Mg-Zn-Y合金组织影响研究

李闯

(云南经济管理学院，云南昆明 650093)

镁合金是21世纪新型绿色轻质合金，具有可回收性。它的韧性、导电、导热、耐腐蚀等性能比大多数金属及其合金要好，因而在航空航天、生物材料等领域得到越来越广泛的应用。另外，镁合金具有热导率高和散热非常快的金属物理特性，比强度比刚度好等金属力学性能，是制作3C设备外壳的最佳材料，轻质而美观，受各大笔记本电脑、手机等生产商的喜爱。3C电子设备在使用过程中会向周围环境发射很多频率的电磁波，使人长期处在有电磁波笼罩的空间中，对人体产生诸多不适或伤害。而镁合金长周期有序堆垛组织可阻止电磁波的传输，使其具有优异的电磁屏蔽性能，能够有效的降低周边环境存在的电磁辐射对人体的伤害[1-11]。

镁合金的塑性受到密排六方晶体结构的限制，变形能力差，通过塑性成形手段来改善稀土镁合金的力学性能，提高其强度成为高性能镁合金行业最艰难的任务之一。已有研究表明，采用轧制、挤压等热机械变形工艺生产出的镁合金组织均匀有序，有更高的强度、更好的延展性和更优异的加工性。轧制是最为高效经济的板材塑性加工方法，用轧制来生产高强度镁合金备受瞩目。Mg-Zn-Y系合金组织的尺寸、形状、数量及分布是影响镁合金力学性能的决定性因素，需要深入研究轧制工艺参数与Mg-Zn-Y合金中强化相性能之间的具体关系[12-15]。本文在不同的轧制温度和变形量下进行变形，研究该Mg98.5Zn0.5Y1在不同轧制温度和变形量下的组织变形机理，从而为Mg98.5Zn0.5Y1合金组织性能的改善提供重要的理论参考。

1 研究方法及结果分析

1.1 熔炼铸造

采用SXL-1200型箱式电阻炉对铸态Mg98.5Zn0.5Y1合金进行熔炼，如图1(a)所示，铸态的组织晶粒呈蠕虫状小而均匀，随后进行定向凝固，定向凝固后加工符合要求的试样金相组织如图1(b)所示，晶粒粗大呈长条状。随后轧制实验，轧制变形在φ12 mm和φ15 mm的两辊上进行，轧辊的转速恒定，转速为100 r/min。轧制样品在箱式电阻炉内保温10 min，保温温度分别为200 ℃、300 ℃和400 ℃。样品轧制后空冷，轧制4道次后Mg98.5Zn0.5Y1合金样品的厚度约1.75 mm，每增加一道次压下量增加10%，累积压下量约40%，最后进行金相观察。

图1 Mg98.5Zn0.5Y1合金组织

1.2 轧制温度对微观组织的影响

图2 不同温度下Mg98.5Zn0.5Y1合金轧制一道次后的显微组织

图3是轧制两个道次，分别在不同温度下的组织形貌。图3(a)和(b)是200 ℃下轧制二道次不同放大倍数组织，变形产生的孪晶比一道次多而小。图3(c)和(d)是300 ℃下轧制二道次不同放大倍数的组织，孪晶多，孪晶的尺寸5～15 μm，出现二次孪晶，长周期有序堆垛组织发生扭折。图3(e)和(f)是400 ℃下轧制二道次不同放大倍数的组织，相比于前两个温度，生成的孪晶多，尺寸相对较大，约为20～50 μm，孪晶的区域宽，也产生多次孪晶。温度高，界面能低，孪生形核就越容易，在后续过程中有充足的能量逐渐长大。与300 ℃相比，孪生所需的能量要小，容易长大，故300 ℃的孪晶要细，因为温度相对低，相的流动要缓慢一些，在变形进行时就更容易产生较大的应力集中造成孪生的多次形核。

长周期有序堆垛组织在孪晶界上扭折，孪晶界越多，台阶状的扭折就越多，由此可知孪晶变形是长周期有序堆垛组织发生扭折的主要原因。轧制两个道次之后，变形程度相对较大，产生了更多的孪晶，长周期有序堆垛组织不影响孪晶的产生，穿过长周期有序堆垛组织的孪晶是连续的，从图3和图4可知，在产生的一次孪晶上又产生了其他孪晶，多次孪晶的相互作用，出现很多孪晶界，长周期有序堆垛组织位向发生改变，朝向RD方向，呈现出一定的择优取向，沿着轧制方向的塑性变形能力更好。另外，孪生大多数从晶界处开始产生，随着变形的加剧，沿着RD方向孪晶渐渐形成。晶界处位错塞积较多，而且晶界的两侧层状的长周期有序堆垛组织位向不一致，受到压应力的作用能产生较大的应力集中，这些都为孪生提供了条件，因而孪晶在晶界处较集中。

图3 不同温度Mg98.5Zn0.5Y1合金下轧制二道次的显微组织

图4 不同温度下Mg98.5Zn0.5Y1合金轧制三道次的显微组织

图4是轧制三个道次，在不同温度下的组织形貌。图4(a)和(b)是200 ℃下轧制三道次不同放大倍数组织，从中可看出产生了大量孪晶，呈丝状或条状，长周期有序堆垛组织发生弯曲。图4(c)和(d)是300 ℃下轧制三道次不同放大倍数的组织，孪晶多而聚集，出现很多二次孪晶，在长周期有序堆垛组织上产生明显的变形带，方向倾向于RD。图4(e)和(f)是400 ℃下轧制三道次不同放大倍数的组织，此图中的晶粒很少，只有几个，变形类似于单晶，相比于前两个温度，生成的孪晶要少。晶粒少，晶内的滑移就容易进行，因而不需要产生太多的孪晶。长周期有序堆垛组织除在少数第二相或缺陷处缠结，大多呈现顺滑的丝状相。Mg98.5Zn0.5Y1合金经三个道次的轧制之后，变形程度较大，晶粒大，在晶粒内产生变形，晶粒难以转动以协调变形，从而通过产生孪晶的方式进行变形，穿过长周期有序堆垛组织的孪晶是连续的，长周期有序堆垛组织在孪晶界处发生了扭折，扭折的长周期有序堆垛组织朝向RD方向，轧制方向的塑性变形能力较好。

图5是轧制四个道次，在不同温度下的组织形貌。图5(a)和(b)是200 ℃下轧制四道次不同放大倍数的组织，当温度较低，变形量较大时，变形产生大量孪晶，一次与多次孪晶相互交割，长周期有序堆垛组织发生剧烈扭折，在有缺陷处，变形较大，应力集中，长周期有序堆垛组织扭折产生裂纹，导致失效。图5(c)和(d)是300 ℃下轧制四道次不同放大倍数的组织，图中的孪晶多而聚集，孪生会促进裂纹的形核，而裂纹的产生非常快速，在裂纹的尖端会出现应力集中，从而促进孪生，当应力集中到一定程度时，长周期有序堆垛组织严重扭折导致断裂的产生。图5(e)和(f)是400 ℃下轧制四道次不同放大倍数的组织，温度高，变形大，在晶界处聚集的畸变能大，为再结晶提供了能力，首先在晶界处产生再结晶，消除一部分缺陷带来的危害，减少了应力集中，使长周期有序堆垛组织能连续扭折，没有裂纹产生。这是因为Y原子固溶到α-Mg基体中降低了c/a值，有利于位错的运动，位错运动后相互间的作用产生了胞状组织，胞状组织改变了晶界取向关系，进一步增大变形量，扭折变形加剧，缺陷的存在使层状相结构被破坏，该区域因畸变能较大，开始发生再结晶。

图5 不同温度下Mg98.5Zn0.5Y1合金轧制四道次的显微组织

通过定向凝固形成的具有长周期有序堆垛组织Mg98.5Zn0.5Y1合金呈宏观可见的长条状，此时的晶粒较难发生转动。镁是密排六方晶体结构的金属，常温下滑移系只要三个，不能完全依靠滑移进行变形，还是要依靠孪晶机制。晶粒少而粗大，孪晶就成了变形的主要方式。本实验的Mg98.5Zn0.5Y1合金晶粒较少，经三个道次的轧制之后，变形程度较大，因晶粒大相互之间只在晶粒内变形，晶粒很难实现转动以协调变形，从而只有通过产生孪晶的方式变形，长周期有序堆垛组织不影响孪晶的产生，穿过长周期有序堆垛组织的孪晶是连续的，长周期有序堆垛组织在孪晶界处发生了扭折，扭折的长周期有序堆垛组织朝向RD方向，沿着轧制方向的塑性变形能力更好。

1.3 轧制道次对显微组织的影响

图6(a)(b)(c)(d)分别是200 ℃下轧制一、二、三、四道次的组织形貌。一道次存在孪晶变形，但相对不明显。二道次和三道次相对要多一些，从四道次可以看出孪晶生成的量较多。而且在一次孪晶的基础上，产生了二次孪晶，使长周期有序堆垛组织在孪晶界发生扭折，形成台阶状的变形带。为了更好的适应变形，随着道次的增加，各相朝向RD方向发生偏转。弯曲的程度随着轧制道次的增加而加大，长周期有序堆垛组织条纹向RD方向转变较明显，且逐渐变得密实，在压应力的作用下，与RD向垂直的小部分层状相发生了较大的弯曲。图6(d)中可看出，当有缺陷存在时，能阻碍滑移和孪生，在缺陷的周围位错塞积缠结，孪晶交错重叠，形成了团状的变形区，应力聚集，很容易在这些区域产生裂纹，使材料破坏。

图6 Mg98.5Zn0.5Y1合金200 ℃轧制不同道次的显微组织

进行第一道次轧制之后，由于上下轧面间剪切应力的存在，晶体内部部分区域的平面晶面上在一个特定方向上发生了相对位移，形成位错，导致大块晶粒晶界周围开始形成孪晶；随着轧制道次增多，切应力逐渐增大，从而产生孪晶，然后通过晶界拓展使孪晶增宽，另外应力集中的地方促进形核，进而促进孪晶形核，孪晶的出现导致了晶粒基体周围的位相发生了改变，孪晶沿着剪切应力的方向形核，然后生长，长周期有序堆垛组织在应力作用下发生弯曲变形。

图7(a)(b)(c)(d)分别是300 ℃下轧制一、二、三、四道次的组织形貌。一道次发生孪晶变形，但相对不明显。二道次在晶界处产生的孪晶较明显。在Mg98.5Zn0.5Y1合金中相的软硬程度不同，在镁的晶体结构中，沿c轴变形很难，滑移难以进行，而另外的方向可以发生滑移[16]，因而在不同的晶粒中孪生的程度不一样。三道次出现了明显的变形带，基本与RD方向平行，长周期有序堆垛组织的流线成顺滑曲线。四道次的长周期有序堆垛组织在切应力的作用下断裂。

图7 Mg98.5Zn0.5Y1合金300 ℃轧制不同道次的显微组织

随着道次的增加，孪晶的形成和变形程度的增加致使长周期有序堆垛组织的位相发生改变，有利于产生滑移，晶粒之间的排列间隙更加紧密，合金内相朝向RD方向变化，片层状长周期有序堆垛组织发生扭折或弯曲的程度随着轧制道次的增加而加大，长周期有序堆垛组织的条纹向RD方向转变的更明显，且更加密实，在轧制变形作用下，小部分层状相发生了的弯曲，呈波纹状。由于合金未能通过再结晶改善自身的塑性，随着变形的继续，轧制第四道次时合金发生了较严重的破坏。

图8(a)(b)(c)(d)分别是Mg98.5Zn0.5Y1合金在400 ℃下轧制一、二、三、四道次的组织形貌。一道次轧制就开始出现了孪晶，这是因为温度较高，能量充足，利于孪生的进行。二道次孪晶生成的量较多，在一次孪晶的基础上还产生了二次孪晶，使长周期有序堆垛组织发生扭折。三道次的孪晶上发生了部分再结晶。四道次产生的孪晶互相交割，在晶界处发生了明显的再结晶。由图中可以看出，由于上下轧面相反的剪切应力的存在，晶体内部的晶面在一个特定方向上发生了相对位移，导致大块晶粒或晶界周围开始形成孪晶，孪晶的出现使得晶粒基体周围的位相发生了改变，孪晶沿着剪切应力的方向生长，长周期有序堆垛组织在不同的道次和应力的作用，发生了不同程度上的弯曲变形。

图8 Mg98.5Zn0.5Y1合金400 ℃轧制不同道次的显微组织

在400 ℃下，随着轧制道次的增加，产生的孪晶越来越多，随着二次孪晶的出现，长周期有序堆垛组织发生扭折，轧制时，每一道次板材轧向旋转180°，正法向不变，由于切应力的改变，孪晶生长纵横交错。但在轧制过程中，长周期有序堆垛组织没有发生断裂，协调变形能力较之前的温度要好，不同道次的长周期有序堆垛组织都发生了或大或小的扭折变形。这是因为在变形的过程中，存在阻碍变形的抗力，使得滑移难以进行，孪生改变了晶体的位向，协调变形不均匀发生断裂。随轧制道次的增加，扭折变形的程度加剧，合金中长周期有序堆垛组织的位向会逐渐趋向于RD方向。前三个道次的合金中没有发生再结晶的现象，而在第四道次中，可以观察到在晶界处发生了再结晶。晶界与基体发生塑性变形的程度不一致，位错导致结晶难以进行，晶界处应力集中，导致晶界处畸变能大，为再结晶形核创造了条件，从而在晶界处形核，形成再结晶晶粒。在晶界处破碎的晶粒较小，彼此之间发生合并形成亚晶粒，晶粒长大，脱离原来的基体，在畸变足够大的情况下发生了再结晶。故在200 ℃和300 ℃轧制四道次，发生了不同程度的失效。400 ℃时，晶界处的再结晶消除部分加工硬化和一些铸造缺陷，改变晶内组织的应力状态，抵消部分加工硬化，提高镁合金的塑性，所以没有失效。

表1是不同道次下不同温度下组织变化。道次不变，随着轧制温度的升高，孪生越容易发生，孪生改变了晶体的位向，长周期有序堆垛组织偏转的程度逐渐加大，趋近于RD方向。温度不变，随着轧制道次的增加，Mg98.5Zn0.5Y1合金变形程度越大，孪晶也越多。但在缺陷处变形应力大，容易产生裂纹。温度越高，塑韧性越好；道次增多，变形增多，强硬度增加，但在四道次200 ℃和300 ℃时出现裂纹，对Mg98.5Zn0.5Y1镁合金加工时应避免此参数。

表1 不同道次下不同温度下组织变化

2 结语

1)Mg98.5Zn0.5Y1合金的滑移系少，不容易进行变形，主要依靠孪生进行。 道次不变，随着轧制温度的升高，孪生越容易发生，孪生改变了晶体的位向，长周期有序堆垛组织偏转的程度逐渐加大，趋近于RD方向。

2)温度不变，随着轧制道次的增加，Mg98.5Zn0.5Y1合金变形程度越大，孪晶也越多。但在缺陷处变形应力大，容易产生裂纹。

3)实验中200 ℃和300 ℃轧制四道次发生了失效，而400 ℃的样品仍然完好。温度较高，变形量比较大时，晶内的畸变大，发生再结晶，缓解裂纹产生而不至于失效，本实验中Mg98.5Zn0.5Y1合金不适合在200 ℃和300 ℃下进行大变形。