徐雪雪, 朱世杰, 王 青, 王利國, 孫玉峰, 關紹康

（鄭州大學 材料科學與工程學院 河南省先進鎂合金重點實驗室，鄭州 450000）

鎂合金具有重量輕、比強度高、可降解、優(yōu)良的生物相容性和力學相容性等特點，成為新一代最具發(fā)展?jié)摿Φ暮娇蘸教臁⑵嚨阮I域金屬結構材料和生物醫(yī)用金屬材料[1]；但鎂合金在應用中一直存在著兩大難題：力學性能較低和腐蝕速率過快且不均勻。近年來，許多研究者采用大塑性變形技術來獲得鎂合金細晶材料，從而提高其性能。攪拌摩擦加工技術（friction stir processing，F(xiàn)SP）是Mishra等[2]根據(jù)攪拌摩擦焊技術（friction stir welding，F(xiàn)SW）原理提出的一種新型大塑性變形加工技術，其主要通過攪拌頭的高速旋轉和移動，在材料內部引入摩擦熱和劇烈的塑性變形，使材料發(fā)生動態(tài)再結晶，達到細化晶粒和第二相、均勻組織，從而提高綜合性能的效果。與其他大塑性變形技術相比，F(xiàn)SP具有高效、加工尺寸變化范圍廣、不改變工件形狀及尺寸和綠色節(jié)能等優(yōu)勢[3-4]，且具備塑性變形大、應變率高的特點，可獲得表面平整、無宏觀缺陷的材料，在制備細晶或超細晶材料領域得到廣泛的應用[5-10]；但目前鎂合金攪拌摩擦加工技術多應用于厚度為6 mm以下的材料改性中[11-15]，得到細晶組織的樣品尺寸較小，無法有效的利用，因此，有必要選用較大尺寸攪拌頭對鎂合金進行攪拌摩擦加工。由于單面攪拌摩擦加工時在板材厚度方向上存在溫度梯度[16-18]，造成加工區(qū)域組織不均勻，文獻研究表明雙面攪拌摩擦焊能夠獲得組織均勻且晶粒細小的攪拌區(qū)[19-21]。本工作以Mg-Zn-Y-Nd合金為研究對象，選用攪拌針長度為10 mm的攪拌頭對其進行單面和雙面攪拌摩擦加工，研究其微觀組織、力學性能和在模擬體液中的耐腐蝕性能。

1 實驗材料與方法

實驗材料為鑄態(tài)Mg-2Zn-0.5Y-0.5Nd合金（成分見表1）。FSP前對Mg-Zn-Y-Nd合金鑄錠進行均勻化退火，退火工藝為430 ℃下保溫72 h。均勻化退火處理之后采用電火花線切割機將圓柱錠合金加工成尺寸為300 mm × 70 mm × 12 mm的板材，對板材表面進行清洗和打磨，以去除表面的油污和氧化皮。實驗使用的是FSW-LM-AM16-2D龍門式攪拌摩擦焊設備，選用的攪拌頭的軸肩為平面內凹型，攪拌針長度為10 mm，焊機主軸傾斜角度為2.5°。其單面和雙面攪拌摩擦加工工藝參數(shù)為旋轉速率800 r/min、前進速率60 mm/min，雙面FSP過程如圖1所示。

表1 Mg-2Zn-0.5Y-0.5Nd合金成分（質量分數(shù)/%）Table1 Composition of Mg-2Zn-0.5Y-0.5Nd alloy（mass fraction/%）

圖1 雙面FSP過程示意圖Fig.1 Schematic diagram of double-side FSP

采用Leica DM4000M型金相顯微鏡對加工區(qū)域分區(qū)進行顯微組織觀察分析。采用配有EDAX能譜儀（energy dispersive spectrometer，EDS）的Philips-Quanta-2000型掃描電子顯微鏡（scanning electron microscopy，SEM）分析鑄態(tài)、均勻化退火態(tài)和FSP態(tài)合金中第二相的成分、大小形貌和分布情況等。采用HXD-1000TMSC/LCD型數(shù)字式顯微硬度計對均勻化退火態(tài)和FSP態(tài)鎂合金進行顯微硬度值的測定，實驗加載載荷為0.98 N，載荷保持時間為15 s。選用SHIMADZU（AG-1C）50 KN立式材料萬能試驗機來測量均勻化退火態(tài)和FSP態(tài)合金的抗拉強度和伸長率，拉伸速率設為0.5 mm/min，根據(jù)GB/T1685—2013并結合攪拌摩擦加工試樣攪拌區(qū)的尺寸制定拉伸試樣的加工尺寸，具體拉伸試樣尺寸如圖2所示，試樣厚度為3 mm。

圖2 拉伸試樣示意圖Fig.2 Schematic diagram of tensile specimen

根據(jù)攪拌摩擦加工態(tài)合金攪拌區(qū)的組織特征，按圖3所示進行取樣，采用失重分析方法對其在模擬體液（simulated body fluid, SBF）中的耐腐蝕性能進行測試，模擬體液的主要成分如表2所示。失重分析選取的浸泡時間分別為24 h、48 h、72 h、96 h和120 h，每個參數(shù)的合金設置三個平行試樣，計算三個試樣的腐蝕速率后求平均值，得到該合金在SBF中的腐蝕速率。腐蝕速率v/（mg·cm-2·h-1）的計算公式如下[22]：

式中：ΔW為測試試樣浸泡前后的質量差，mg；S為試樣的測試面積，cm2；t為浸泡時間，h。

圖3 腐蝕性能測試試樣的取樣位置示意圖Fig.3 Schematic diagram of specimen location for corrosion test

表2 模擬體液的主要成分（1000 mL）Table2 Main components of SBF（1000 mL）

2 結果與分析

2.1 微觀組織

圖4是鑄態(tài)Mg-Zn-Y-Nd合金經(jīng)430 ℃ × 72 h均勻化退火前后的微觀組織。從圖4可以看出，鑄態(tài)Mg-Zn-Y-Nd合金第二相較為粗大，主要為沿晶界分布的長條狀第二相和晶粒內部的顆粒狀第二相。合金經(jīng)均勻化退火后，組織中沿晶界分布的長條狀第二相部分固溶到基體中，晶粒逐漸趨于等軸。

圖4 Mg-Zn-Y-Nd合金均勻化退火前后的微觀組織（a），（c）鑄態(tài)；（b），（d）均勻化退火態(tài)Fig.4 Microstructures of Mg-Zn-Y-Nd alloy before and after homogenizing annealing（a），（c）as-cast；（b），（d）homogenizing annealing

圖5 為FSP態(tài)試樣攪拌區(qū)的微觀組織。由圖5可以看出，經(jīng)FSP后攪拌區(qū)的組織呈細小的等軸晶。單面FSP后攪拌區(qū)自上部、中部至下部樣品平均晶粒尺寸越來越大，依次為4.45 μm、5.08 μm和5.30 μm。這是由于FSP過程中軸肩與金屬摩擦產(chǎn)生的摩擦熱占加工過程中總產(chǎn)熱量的80%[23]，受溫度梯度的影響，熱作用自上而下逐漸減小，再結晶晶粒的長大速率不同，且焊縫底部的熱量在墊板的冷卻作用下快速散失，故上部攪拌區(qū)組織受到熱輸入和攪拌作用最為劇烈，晶粒被破碎發(fā)生動態(tài)回復和再結晶，因此得到的組織晶粒較細小均勻；而隨著厚度的增加，中部和下部攪拌區(qū)受到的熱和機械攪拌作用減小，組織的動態(tài)回復和再結晶過程進行得不充分，導致組織晶粒粗大且不均勻。雙面FSP后合金攪拌區(qū)上部、中部和下部的平均晶粒尺寸分別為3.93 μm、3.20 μm和3.19 μm，較單面FSP后合金組織分布更加均勻和細小。這是由于雙面FSP時的下部攪拌區(qū)為原始單面FSP的上部攪拌區(qū)，雙面FSP時的上部攪拌區(qū)為原始單面FSP的下部攪拌區(qū)，攪拌區(qū)組織受到2次FSP，晶粒被2次破碎并發(fā)生動態(tài)回復和再結晶，故雙面FSP得到的攪拌區(qū)的組織晶粒均勻細小。FSP之后合金中粗大的第二相顯著細化，數(shù)量明顯減少。這是由于在攪拌摩擦加工過程中粗大的第二相在攪拌頭的機械攪拌作用下發(fā)生破碎，破碎形成尺寸較小的第二相在熱作用下固溶到基體中，在冷卻過程中會重新析出尺寸更加細小、分布更加彌散的第二相。

2.2 力學性能

圖6為攪拌摩擦加工態(tài)試樣加工區(qū)域橫截面的硬度面分布，圖中不同的顏色代表不同的硬度值。均勻化退火態(tài)Mg-Zn-Y-Nd合金的顯微硬度值為43.3HV，合金經(jīng)過FSP之后，顯微硬度有一定程度的提高，其中攪拌區(qū)顯微硬度值提高明顯，熱機影響區(qū)提高相對較少，且越遠離攪拌區(qū)，顯微硬度值提高得越少。由圖6（a）可知，單面FSP后合金攪拌區(qū)的上部、中部和下部的最高硬度值分別為69.6HV、66.3HV和64.1HV，呈現(xiàn)出逐漸減小的趨勢，攪拌區(qū)的顯微硬度值分布不均勻，這與其組織分布相一致。由圖6（b）可知，雙面FSP后合金攪拌區(qū)的顯微硬度值進一步提高，多分布在70HV～75HV之間，攪拌區(qū)顯微硬度值分布均勻。這是由于經(jīng)過雙面FSP之后攪拌區(qū)合金組織更加細小，且第二相分布更加均勻，細晶強化和固溶強化效應明顯增強，因此攪拌區(qū)合金的顯微硬度值有了明顯的提高。

圖5 攪拌摩擦加工態(tài)Mg-Zn-Y-Nd合金試樣攪拌區(qū)的微觀組織 （a）單面攪拌摩擦加工態(tài)；（b）雙面攪拌摩擦加工態(tài)；（1）上部；（2）中部；（3）下部Fig.5 Microstructures of stirring zone of friction stir processed Mg-Zn-Y-Nd samples （a）single-side FSP；（b）double-side FSP；（1）upper；（2）middle；（3）lower

圖6 攪拌摩擦加工態(tài)Mg-Zn-Y-Nd合金試樣加工區(qū)域橫截面的硬度面分布 （a）單面攪拌摩擦；（b）雙面攪拌摩擦Fig.6 Hardness profile distributions of cross section in processing areas of friction stir processed Mg-Zn-Y-Nd specimens （a）single-side FSP；（b）double-side FSP

圖7 為FSP態(tài)試樣沿加工區(qū)域厚度方向上的分層拉伸性能。均勻化退火態(tài)合金的抗拉強度為161.3 MPa，伸長率為10%。由Hall-Petch公式可知，晶粒細化可以提高金屬材料的強度。單面FSP合金攪拌區(qū)的上層、中層和下層的抗拉強度分別為200.0 MPa、220.7 MPa和191.6 MPa，伸長率分別為16.6%、18.1%和14.3%，雙面FSP合金攪拌區(qū)的上層、中層和下層的抗拉強度分別為260.5 MPa、279.1 MPa和283.3 MPa，伸長率分別為18.3%、23.6%和23.9%。單面FSP態(tài)合金其抗拉強度和伸長率均呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢，而雙面FSP態(tài)合金呈現(xiàn)逐漸增大，且中部和下部差別不大。分析其原因為，單面FSP態(tài)合金盡管上部攪拌區(qū)組織晶粒較為細小，第二相數(shù)量較少且分布彌散，但在軸肩的強烈作用下該區(qū)域組織具有一定的流向性，在塑性變形過程中容易出現(xiàn)分層現(xiàn)象，導致其抗拉強度和伸長率降低；而下部攪拌區(qū)組織不均勻，且第二相顆粒較大，拉伸變形過程中容易在粗大晶粒和細小晶粒交界處和粗大第二相處應力集中，裂紋容易在這些位置形成并迅速擴展，進而導致試樣發(fā)生斷裂。雙面FSP后合金攪拌區(qū)晶粒組織進一步細化，因此，雙面FSP態(tài)合金攪拌區(qū)的抗拉強度明顯升高。此外，第二相溶解到基體中也會起到固溶強化作用。晶粒細化有利于合金在拉伸變形過程中晶粒間的協(xié)調，使材料均勻變形，細小彌散分布的第二相能夠阻礙拉伸過程中裂紋的擴展和聚集，減緩斷裂的發(fā)生，因此，雙面攪拌摩擦加工后合金的伸長率明顯提高。中部攪拌區(qū)和下部攪拌區(qū)的組織均勻，其抗拉強度和伸長率相差不大，而上部攪拌區(qū)組織具有一定的流向性，導致其綜合力學性能有所降低。

圖7 攪拌摩擦加工Mg-Zn-Y-Nd合金試樣沿加工區(qū)域厚度方向上的分層拉伸性能 （a）抗拉強度；（b）伸長率Fig.7 Tensile properties of FSP Mg-Zn-Y-Nd specimen along thickness direction of processing area （a）tensile strength；（b）elongation

2.3 耐腐蝕性

圖8 為不同狀態(tài)Mg-Zn-Y-Nd合金試樣在模擬體液中的失重量和腐蝕速率。由圖8（a）可以看出，隨著浸泡時間的延長，試樣的失重量逐漸增加。不同狀態(tài)合金試樣在模擬體液中的腐蝕速率如圖8（b），均勻化退火態(tài)試樣、單面FSP試樣和雙面FSP試樣在模擬體液中浸泡5天后的平均腐蝕速率分別為0.346 mg·cm-2·h-1、0.171 mg·cm-2·h-1和0.102 mg·cm-2·h-1，F(xiàn)SP態(tài)試樣的腐蝕速率明顯小于均勻化退火態(tài)，且雙面FSP試樣的平均腐蝕速率最小，說明其在模擬體液中的耐腐蝕性能最好。

圖9為不同狀態(tài)合金試樣在SBF中浸泡5天的宏觀腐蝕產(chǎn)物形貌及能譜圖。由圖9（a-1）（a-2）可以看出，均勻化退火態(tài)合金試樣腐蝕較為嚴重，腐蝕產(chǎn)物大量脫落，表面出現(xiàn)大量的點蝕坑；圖9（b-1）（b-2）（c-1）（c-2）可以看出，單面FSP和雙面FSP合金試樣腐蝕產(chǎn)物表面較為平整，沒有大塊腐蝕產(chǎn)物脫落，但由于單面FSP合金試樣組織不均勻，部分位置出現(xiàn)龜裂紋，雙面FSP合金試樣基本沒有龜裂紋出現(xiàn)。這是由于均勻化退火態(tài)合金組織中晶粒和第二相仍較為粗大，且其合金表面主要元素為Mg和O，如圖9（a-3），在模擬體液中鎂基體和第二相之間容易形成原電池，發(fā)生點蝕現(xiàn)象，且反應生成的腐蝕產(chǎn)物容易脫落，對基體起不到保護作用，使合金試樣腐蝕嚴重；FSP后合金晶粒得到明顯細化，在模擬體液中浸泡5天后，試樣表面腐蝕產(chǎn)物成分中除Mg、Zn、Y、Nd四種元素外，還含有C、O、Na、P、Ca等元素，如圖9（b-3）（c-3），說明FSP合金試樣在模擬體液中浸泡后表面形成Ca-P-Mg和MgCO3鹽類腐蝕產(chǎn)物，且腐蝕產(chǎn)物在浸泡過程中很好地附著在鎂基體上，對鎂基體起到良好的保護作用，阻礙腐蝕的進行。雙面FSP合金攪拌區(qū)組織晶粒更加均勻細小，第二相顆粒尺寸也更為細小，且呈彌散分布，形成的腐蝕產(chǎn)物層更為致密，因此在模擬體液中耐腐蝕性能更好。

圖8 不同狀態(tài)Mg-Zn-Y-Nd試樣在SBF中的失重量和腐蝕速率 （a）失重量；（b）腐蝕速率Fig.8 Mass loss and corrosion rate of Mg-Zn-Y-Nd samples with different states in SBF （a）mass loss；（b）corrosion rate

圖9 Mg-Zn-Y-Nd合金均勻化退火態(tài)和攪拌摩擦加工態(tài)試樣在SBF中浸泡5天的腐蝕產(chǎn)物形貌及能譜圖 （a）均勻化退火態(tài)；（b）單面攪拌摩擦加工態(tài)；（c）雙面攪拌摩擦加工態(tài)；（1）宏觀形貌；（2）微觀形貌；（3）能譜圖Fig.9 Morphologies and energy spectra of corrosion products of homogenizing annealing and friction stir processed specimens of Mg-Zn-Y-Nd alloy immersed in SBF for 5 days （a）homogenizing annealing；（b）single-side FSP；（c）doubleside FSP；（1）macro morphology；（2）microtopography；（3）EDS

3 結論

（1）Mg-Zn-Y-Nd合金經(jīng)FSP后，其組織明顯細化，晶粒呈均勻細小的等軸晶；第二相破碎并溶解，由原始組織中的條塊狀變?yōu)榧毿〉念w粒狀。

（2）與均勻化退火態(tài)合金相比，F(xiàn)SP態(tài)合金攪拌區(qū)的顯微硬度、抗拉強度和伸長率都明顯提高，但上層、中層和下層有差異。單面FSP后合金攪拌區(qū)的最高硬度值64～70HV，雙面FSP后合金攪拌區(qū)的顯微硬度值進一步提高，最高硬度值70HV～75HV，攪拌區(qū)顯微硬度值分布較均勻。單面FSP合金攪拌區(qū)的抗拉強度高于190 MPa，伸長率大于14.3%，雙面FSP合金攪拌區(qū)的抗拉強度高于260 MPa，伸長率大于18.3%。

（3）FSP態(tài)合金的耐腐蝕性明顯高于均勻化退火態(tài)合金，其中雙面FSP態(tài)合金耐腐蝕性最好，且腐蝕方式由點蝕變?yōu)榫鶆蚋g。