摘要

對 Mg-11.1Gd-1.8Y-0.4Ag-0.5Zr (wt%) 合金進行了多向鍛造，研究了該合金多向鍛造后不同部位的微觀組織與力學性能的不均勻性。結果表明：沿最后一道次鍛壓方向，從合金邊部至中部，粗晶和孿晶數(shù)量遞減，再結晶體積分數(shù)遞增，平均晶粒尺寸減小，晶粒細化程度增加，且合金的壓縮屈服強度逐漸提升，最大抗壓強度和壓縮先降低后升高；抗壓強度和壓縮率的變化不僅受晶粒尺寸的影響，還與該合金混晶組織的協(xié)調(diào)變形能力有關。

1 實驗材料及方法

1.1 多向鍛造工藝

將固溶處理后的 Mg-11.1Gd-1.8Y-0.4Ag-0.5Zr 合金切割成尺寸為 74mm×68mm×63mm 的長方體，置于 450℃加熱爐中預保溫 0.5h 后對其進行多向鍛造。鍛造溫度為 450℃，鍛造道次為 6 道次，每一道次變形量為 30%，鍛后立即將合金水冷淬火保留其熱變形組織。多向鍛造通過 YA32-315 壓力機完成，鍛錘壓下速度為 15mm/s，每道次載荷加載面分別按照 ABCABC 順序排列。

1.2 顯微組織表征

為研究多向鍛造變形后合金微觀組織的不均勻性，沿最后一道次鍛壓方向，分別在合金邊部、次邊部及中部位置進行取樣觀察。通過光學顯微鏡 (OM)、背散射電子衍射 (EBSD) 對鍛造后合金的顯微組織特征進行觀察與分析。

背散射電子衍射試樣通過電解拋光和雙噴制得，拋光電解液配方為 6mL 高氯酸 + 144mL 無水乙醇，電壓穩(wěn)定維持為 35V，通過液氮維持溫度在 - 35℃~-40℃，電解拋光時間約為 80s。所使用的雙噴電解液配方為 3mL 硝酸 + 285mL 無水乙醇 + 12mL 高氯酸，雙噴過程將電流電壓值分別穩(wěn)定控制為 30mA 與 75V，通過液氮維持溫度在 - 35~-40℃，雙噴時間約為 120s。

1.3 力學性能檢測

為研究多向鍛造后合金各部位力學性能差異，以最后一道次鍛壓方向為軸向，分別在合金邊部、次邊部及中部取尺寸為準 8mm×12mm 的圓柱形壓縮試樣，室溫壓縮在試驗機上完成，壓縮速率為 1mm/s。

2 實驗結果與分析

2.1 顯微組織

Mg-Gd-Y-Ag-Zr 合金在 450℃變形溫度下多向鍛造 6 道次后邊部、次邊部和中部組織存在明顯差異：

邊部組織：晶粒比較粗大，多數(shù)晶粒內(nèi)部能觀察到貫穿晶粒的孿晶，再結晶晶粒主要分布在晶界和孿晶界附近，再結晶晶粒的體積分數(shù)很小，形成了孿晶、細晶和粗晶共存的混晶組織。

次邊部組織：孿晶數(shù)量明顯減少，且多數(shù)晶粒被再結晶晶粒蠶食，失去了明顯的晶界特征。

中部組織：晶粒進一步細化，只有少量粗晶殘留。

從變形區(qū)域劃分來看，根據(jù)鍛錘和鍛件之間的摩擦力作用，可將變形金屬全部體積大致分為難變形區(qū)域、易變形區(qū)域以及自由變形區(qū)域，金屬在各個區(qū)域流動的不均勻性最終會造成變形的不均勻性，故多向鍛造合金不同部位的變形程度存在一定差別。中部組織在變形過程中一直處于易變形區(qū)域，變形程度最大；邊部組織鍛錘與鍛件的接觸表面，受到摩擦力的影響最大，金屬塑性流動受到阻力最大，變形程度最小。

EBSD 表征結果進一步顯示：

邊部組織中多數(shù)晶粒內(nèi)部出現(xiàn)片層孿晶和大量小角度晶界，再結晶晶粒主要分布在晶界處，少量再結晶晶粒分布在孿晶界處，推測發(fā)生了孿晶誘導再結晶，再結晶不斷形核逐漸吞噬孿晶，最終形成鏈條狀再結晶組織；<0001> 軸在傾向于平行最后一道次鍛壓方向（CD）的方向上形成極密度峰，說明合金晶粒受鍛造壓力影響發(fā)生平行鍛壓方向的偏轉。

次邊部組織中孿晶數(shù)量明顯減少，動態(tài)再結晶程度增大；殘留的粗晶中位錯運動受到阻礙不斷塞積引起晶格畸變，導致局部取向發(fā)生明顯變化，同時殘留粗晶引起較強極密度峰，最大極密度為 10.44。

中部組織中晶粒細化程度進一步增大，粗晶數(shù)量減少且尺寸減小，粗晶中無孿晶，而是通過扭折協(xié)調(diào)變形；存在大量動態(tài)再結晶晶粒，這些晶粒取向隨機分布，極圖中無高強度極密度峰。

采用晶粒取向分布（GOS）方法（挑選 GOS 值 0°~2° 的再結晶晶粒）研究再結晶差異發(fā)現(xiàn)，合金由邊部至中部再結晶程度逐漸增大，再結晶平均晶粒尺寸逐漸減小。這是因為變形程度是影響再結晶晶粒形核和長大的重要因素，合金由邊部至中部變形程度增加，晶粒中變形儲能增大，再結晶形核速率大于長大速度，導致再結晶平均晶粒尺寸減小、體積分數(shù)增大，晶粒細化程度逐漸增大。

2.2 力學性能的不均勻性

可使用凱爾測控試驗機進行室溫壓縮試驗，獲得多向鍛造后合金各部位的工程應力 - 工程應變曲線、力學性能對比圖及相關數(shù)據(jù)

多向鍛造后合金各部位的力學性能統(tǒng)計

從數(shù)據(jù)可得出以下規(guī)律：

屈服強度：沿最后一道次鍛壓方向從邊部、次邊部到中部依次升高。這是因為室溫下具有混晶組織的鎂合金中細晶強化占據(jù)主導地位，是提高屈服強度的主要因素。中部組織中細小的再結晶晶粒和變形晶粒占絕大部分，殘留粗晶數(shù)量少且尺寸小，組織均勻性良好且平均晶粒尺寸最小，故屈服強度最高；邊部組織粗晶較多，再結晶程度低，故屈服強度低。

抗壓強度與壓縮率：中部的抗壓強度和壓縮率在三個部位中最高，邊部的抗壓強度和壓縮率高于次邊部。對于中部均勻組織，可通過傳統(tǒng) Hall-Petch 關系解釋，即晶粒細化在提高強度的同時改善塑性；而邊部和次邊部為粗晶與細晶尺寸相差較大的混晶組織，需考慮粗晶與細晶的協(xié)調(diào)變形能力對塑性的影響。邊部組織中孿晶數(shù)量明顯高于次邊部，而孿晶界可提高鎂合金的強度和塑性，因此邊部的抗壓強度和壓縮率高于次邊部。

3 結論

在多向鍛造變形過程中，同一種變形制度下合金各部位的變形程度不同，沿最后一道次鍛壓方向，從合金邊部、次邊部到中部，變形程度逐漸增大，粗晶和孿晶數(shù)量減少，粗晶和動態(tài)再結晶尺寸減小，動態(tài)再結晶晶粒的體積分數(shù)提高，晶粒細化程度逐漸增大。

多向鍛造變形后的合金不同部位的力學性能存在差異，合金邊部抗壓強度、屈服強度、壓縮率分別為 412.3MPa、214.4MPa 和 14.2%，次邊部抗壓強度、屈服強度、壓縮率分別為 387.0MPa、227.9MPa 和 11.2%，中部抗壓強度、屈服強度、壓縮率分別為 441.5MPa、231.0MPa 和 15.7%（數(shù)據(jù)均通過凱爾測控試驗機測試獲得）。

從合金的邊部、次邊部到中部，屈服強度依次升高。粗晶、孿晶、亞晶和再結晶共存的混晶組織使邊部具有較高的抗壓強度的同時保持了良好的塑性，但其強度和塑性仍比組織晶粒細小且均勻的中部差。