翟傳田，孫有平，3，何江美，3，孟祥超，萬斯雨

（1.廣西科技大學(xué) 機(jī)械與汽車工程學(xué)院，廣西 柳州 545006；2.廣西土方機(jī)械協(xié)同創(chuàng)新中心，廣西 柳州 545006；3.廣西汽車零部件與整車技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，廣西 柳州 545006）

隨著汽車行業(yè)以及3C產(chǎn)品的發(fā)展，對產(chǎn)品輕量化的需求日益增高，與鋁鋼材料相比，鎂合金具有密度小、比強(qiáng)度高、比剛度高、較強(qiáng)的阻尼性能及電磁屏蔽能力強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)，這些優(yōu)異的性能能夠滿足現(xiàn)今市場上許多領(lǐng)域?qū)τ谛虏牧系男枨?，因此在航天航空、汽車?C等諸多領(lǐng)域得到使用[1-3]。調(diào)查發(fā)現(xiàn)機(jī)械零部件的壽命縮短以及故障損壞，大部分原因都來源于振動和噪聲[4-5]，因此，材料的減振和降噪技術(shù)仍是當(dāng)今社會亟需解決的重點(diǎn)問題之一，開發(fā)兼具高阻尼性能以及力學(xué)性能的材料仍是研究的重點(diǎn)方向。

純鎂具備極好的阻尼性能，但其力學(xué)性能較差，限制了純鎂在工業(yè)生產(chǎn)當(dāng)中的應(yīng)用。在純鎂中添加合金元素形成的鎂合金可具備較好的力學(xué)性能，但會導(dǎo)致阻尼性能的下降。研究發(fā)現(xiàn)在鎂合金中添加少量Zn會使其強(qiáng)度提升，但Zn含量過高時(shí)，會造成晶粒粗大，耐蝕性差等問題，因此在合金中添加Zn的含量一般在2%～6%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）[6]。宋鵬飛等[7]研究Zn含量對Mg-10Gd-6Y-x Zn-0.6Zr合金性能的影響時(shí)發(fā)現(xiàn)，隨著Zn含量的增加，合金的阻尼性能呈現(xiàn)先降低后增加的趨勢，Zn含量為3.94%時(shí)具備較好的阻尼性能。此外，大量的研究表明，在鎂合金中添加Y、Gd等稀土元素可以形成長周期堆垛有序相[8-9]，魯若鵬等[10]發(fā)現(xiàn)合金中存在長周期堆垛有序相可同時(shí)提升合金的力學(xué)性能以及阻尼性能。目前國內(nèi)外關(guān)于軋制態(tài)Mg-Zn-Y合金阻尼性能的研究相對較少。因此，本文以Mg-4Zn-2Y合金以及Mg-4Zn-4Y合金為研究對象，探究不同軋制變形量對Mg-Zn-Y合金顯微組織、力學(xué)性能以及阻尼性能的影響規(guī)律。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為半連續(xù)鑄造的Mg-4Zn-2Y以及Mg-4Zn-4Y合金（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）。將熔煉后的材料銑切成50 mm×50 mm×10 mm的板材，隨后放在箱式電阻爐中進(jìn)行480℃×18 h固溶處理，以消除熔鑄過程中產(chǎn)生的偏析等問題。由于合金較難進(jìn)行塑性變形，當(dāng)單道次變形量超過1 mm時(shí)，板材會嚴(yán)重開裂，因此使用多道次小變形的工藝，將板材從10 mm厚分別軋到6、4、2 mm，每道次軋制變形量為0.5 mm，軋制溫度為400℃，每道次間保溫15 min，具體方案見表1，中間過程不進(jìn)行水冷，軋后水淬，以保留軋制過程中產(chǎn)生的顯微組織變化。使用線切割將軋制后的板材切成尺寸為30 mm×3 mm的長方體試樣，隨后使用水磨機(jī)，將試樣由不同的厚度分別磨制1 mm厚，得到阻尼測試試樣，其尺寸為30 mm×3 mm×1 mm，由于板材軋制過程中軋制變形量不一樣，其內(nèi)部組織的均勻性也不一致，因此在磨制阻尼樣時(shí)集中在一個方向上磨制，而另一個方向保持表面光滑，沒有明顯的缺陷即可。使用腐蝕劑腐蝕試樣后，通過光學(xué)顯微鏡分析試樣在不同狀態(tài)下的顯微組織變化，腐蝕劑成分為0.8 g苦味酸+2 mL乙酸+1 mL蒸餾水+15 mL無水乙醇。使用Smart-Lab設(shè)備對試樣進(jìn)行物相分析，使用DMA850對試樣進(jìn)行阻尼測試，阻尼測試頻率為1 Hz，振幅區(qū)間為0.5～500μm，溫度為室溫17℃，并使用拉伸試驗(yàn)機(jī)對試樣進(jìn)行力學(xué)性能測試，使用Zeiss-Sigma觀察試樣的拉伸斷口形貌。

表1 軋制工藝Table 1 Rolling processes

2 結(jié)果分析與討論

2.1 顯微組織

圖1為Mg-4Zn-2Y和Mg-4Zn-4Y合金固溶處理后的顯微組織，圖2為兩合金不同狀態(tài)下的XRD圖譜。根據(jù)XRD圖譜可以證明圖1中Mg-4Zn-2Y和Mg-4Zn-4Y合金的相主要為α-Mg基體、Mg3Zn6Y3（W相）以及Mg12ZnY（LPSO相），其中W相以及LPSO相交替分布在圖1中的黑色區(qū)域，造成這種現(xiàn)象的原因是Y、Zn是偏析傾向較大的元素，且二者原子擴(kuò)散速度不同，在液態(tài)的Mg-Zn-Y合金凝固過程中，由于成分再分配，首先凝固的是α-Mg基體，少量的Y、Zn融入到基體當(dāng)中，當(dāng)冷卻速度較快時(shí)，含Y和Zn溶質(zhì)不能被析出到遠(yuǎn)離固液界面的位置，因此大量的含Y和Zn溶質(zhì)會在固液界面的前部發(fā)生富集，隨著該過程的進(jìn)行，含Y和Zn溶質(zhì)的濃度便達(dá)到了析出Y和Zn摩爾比更高的三元Mg-Zn-Y相的要求，形成晶界混合物，由于Y/Zn摩爾比的原因[11]，合金中主要生成LPSO相以及W相，LPSO相及W相較難固溶進(jìn)基體當(dāng)中，因此合金經(jīng)固溶處理后基體當(dāng)中仍然存在較多的這兩種第二相。

圖1 Mg-Zn-Y合金固溶后的顯微組織Fig.1 Microstructure of the Mg-Zn-Y alloy after solution treatment

圖2 不同狀態(tài)下Mg-Zn-Y合金的XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of the Mg-Zn-Y alloy under different states

圖2中不同的衍射峰即反映合金中存在的相，峰的面積可以反映合金中相的含量[12]。從圖2可以看出，隨著軋制變形量的增加，材料基體強(qiáng)度逐漸降低，這是由于隨著軋制變形量的增加，合金更容易發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，而新的晶粒沒有明顯取向，從而弱化了基體強(qiáng)度；其他峰的強(qiáng)度變化不大，說明經(jīng)過不同變形量軋制，合金中相的含量沒有發(fā)生變化。

圖3為不同軋制變形量下Mg-Zn-Y合金的顯微組織?？梢?，隨著軋制變形量的增加，晶粒細(xì)化，合金中的第二相形貌也隨著軋制變形量的增加而發(fā)生改變，與固溶態(tài)比較，大量連續(xù)沿晶界分布的塊狀第二相被破碎成為細(xì)小的顆粒狀第二相。同時(shí)合金中出現(xiàn)孿晶，這是由于鎂合金為密排六方結(jié)構(gòu)，滑移系少，室溫下塑性變形困難，隨著溫度升高，鎂合金的滑移系逐漸全部啟動，提高了塑性變形能力，但當(dāng)變形量較大或者變形速度較快時(shí)，由于應(yīng)力集中導(dǎo)致孿生，生成孿晶[13]。在Mg-4Zn-4Y合金中可以發(fā)現(xiàn)大量的層片狀LPSO相，研究發(fā)現(xiàn)這種相可以阻礙位錯的滑移運(yùn)動，也會阻礙動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，并且這種相能夠強(qiáng)化合金的力學(xué)性能[14]。與Mg-4Zn-4Y合金相比，Mg-4Zn-2Y合金中層片狀LPSO相含量很少。

圖3 不同軋制工藝下Mg-Zn-Y合金的顯微組織Fig.3 Microstructure of the Mg-Zn-Y alloy under different rolling processes

2.2 軋制變形量對阻尼性能的影響

圖4為不同軋制變形量下Mg-Zn-Y合金的阻尼-應(yīng)變曲線。從圖4可以發(fā)現(xiàn)，Mg-Zn-Y合金的阻尼隨著應(yīng)變振幅的變化，可以分為3個較為明顯的階段：在第一個階段，低應(yīng)變振幅下，Mg-4Zn-2Y和Mg-4Zn-4Y合金的阻尼性能相對穩(wěn)定，沒有隨著軋制變形量的改變而發(fā)生改變；而隨著應(yīng)變振幅的增加，進(jìn)入第二個階段，位錯線開始脫離弱釘扎點(diǎn)，Mg-Zn-Y合金的阻尼開始緩慢提升；隨后進(jìn)入第三個階段，阻尼性能迅速提升，且軋制變形量越小，阻尼性能隨著應(yīng)變振幅的增加提升的更快。低溫下，合金被強(qiáng)釘扎點(diǎn)（沉淀粒子以及位錯網(wǎng)節(jié)點(diǎn)等）以及弱釘扎點(diǎn)（空位以及雜質(zhì)原子等）釘扎[15]，在低應(yīng)變振幅下，位錯被強(qiáng)釘扎點(diǎn)釘扎，位錯線僅在弱釘扎點(diǎn)間“弓出”往復(fù)運(yùn)動消耗能量，而隨著應(yīng)變振幅的增加，外加應(yīng)力足夠大時(shí)，位錯線會在弱釘扎點(diǎn)處脫釘，在強(qiáng)釘扎點(diǎn)間做“弓出、縮回”的往復(fù)運(yùn)動，消耗的能量增加，產(chǎn)生更大的阻尼。Mg-Zn-Y合金的阻尼性能Q-1主要分為兩個部分：與應(yīng)變振幅無關(guān)的阻尼性能Q0-1和與應(yīng)變振幅相關(guān)的阻尼性能Qh-1，即：

從圖4可以發(fā)現(xiàn)，在3種不同軋制變形量下，在高應(yīng)變振幅下阻尼性能變化較大，造成阻尼性能差距大的主要原因是：軋制使板材晶粒細(xì)化，阻尼性能來源于位錯的可動性，而強(qiáng)度則是位錯可動性的倒數(shù)[16]，隨著軋制變形量的增加，晶粒的細(xì)化效果越明顯，根據(jù)Hall-Petch公式可知，隨著晶粒的細(xì)化，合金的強(qiáng)度會得到提升，這就會導(dǎo)致阻尼性能下降。由于晶粒的細(xì)化，晶粒越小，晶界數(shù)量增加，導(dǎo)致位錯運(yùn)動更加困難。隨著軋制變形量增加，合金的總體變形程度增大，位錯密度增大，經(jīng)多道次累計(jì)軋制，也會導(dǎo)致位錯纏結(jié)增多，使得位錯的可動性變差。同時(shí)，合金中大量破碎的第二相分布在晶界附近以及基體上，使得強(qiáng)釘扎點(diǎn)數(shù)量增加，位錯阻礙運(yùn)動也會增強(qiáng)。軋制后合金晶粒表面存在的LPSO相也會起到阻礙位錯滑移運(yùn)動的作用[14]。由于在位錯阻尼機(jī)制中，要得到高阻尼性能就必須盡量使位錯易于運(yùn)動以消耗機(jī)械振動能，因此在這些因素共同作用下隨著軋制變形量的增加，Mg-Zn-Y合金的阻尼性能逐漸降低。對比Mg-4Zn-2Y和Mg-4Zn-4Y合金相同工藝時(shí)的阻尼性能（見圖4（c～f））可以發(fā)現(xiàn)，在低應(yīng)變振幅時(shí)兩者阻尼性能沒有區(qū)別，隨著振幅增加，Mg-4Zn-2Y合金的阻尼性能優(yōu)于Mg-4Zn-4Y合金，導(dǎo)致這種現(xiàn)象的原因是：相同軋制變形量下，晶粒尺寸相差不大，而在Mg-4Zn-4Y合金的晶粒表面覆蓋的層片狀LPSO相會阻礙位錯的滑移運(yùn)動，造成阻尼性能低于Mg-4Zn-2Y合金。固溶態(tài)的阻尼-應(yīng)變曲線中，阻尼在脫離弱釘扎點(diǎn)后迅速提升，而軋制態(tài)的阻尼-應(yīng)變曲線分兩個階段提升阻尼性能，導(dǎo)致這種現(xiàn)象的原因是：合金中的刃型位錯與螺型位錯的脫釘能力不同，螺型位錯更容易脫釘，因此，隨著應(yīng)變振幅的增加，首先是螺型位錯脫離弱釘扎點(diǎn)，阻尼開始緩慢增加，隨后應(yīng)變振幅達(dá)到刃型位錯脫釘?shù)呐R界，阻尼性能開始迅速提升[17-18]。

圖4 不同狀態(tài)下Mg-Zn-Y合金的阻尼-應(yīng)變曲線Fig.4 Damping-strain curves of the Mg-Zn-Y alloy under different states

圖5為Mg-Zn-Y合金的G-L圖，從圖5可以發(fā)現(xiàn)固溶態(tài)以及軋制后的Mg-Zn-Y合金的G-L曲線基本擬合成一條筆直的直線，符合G-L理論。因此可以使用G-L理論去解釋Mg-Zn-Y合金的阻尼演變規(guī)律[19]。根據(jù)G-L理論，在低應(yīng)變振幅下，位錯線在弱釘扎點(diǎn)之間“弓出”運(yùn)動，克服阻尼力而引起的較小內(nèi)耗可用公式（2）表示：

圖5 不同狀態(tài)下Mg-Zn-Y合金的G-L圖Fig.5 G-L plots of the Mg-Zn-Y alloy under different states

式中：p為可動位錯線的密度；LC為弱釘扎點(diǎn)的間距；ω為角頻率；G為剪切模量；b為柏氏矢量；B為常數(shù)。

在高應(yīng)變振幅區(qū)間，外加應(yīng)力足夠大時(shí)，位錯線從弱釘扎點(diǎn)處開脫，在“雪崩式”脫釘過程中產(chǎn)生的阻尼更大，可以用式（3）表示：

對式（3）兩邊分別取對數(shù)，可得式（4）：

通過式（4）可以發(fā)現(xiàn)，ln（εQ-1h）與ε-1呈線性關(guān)系，斜率為-C2，截距為ln C1。合金的阻尼性能與C1、C2有關(guān)，C1越大，C2越小，合金的阻尼性能越好[20]。通過計(jì)算得到不同狀態(tài)下兩種合金的C1、C2值，如表2所示?？梢姽倘軕B(tài)Mg-Zn-Y合金的阻尼性能明顯優(yōu)于軋制態(tài)。而不同軋制態(tài)下的C1、C2數(shù)值極小，在符合G-L理論的低應(yīng)變振幅區(qū)，其阻尼值變化不大。也可以發(fā)現(xiàn)Mg-4Zn-2Y合金的阻尼性能要優(yōu)于Mg-4Zn-4Y合金，但這種優(yōu)勢隨著軋制變形量的增加有所降低。

表2 Mg-Zn-Y合金不同狀態(tài)下的C1、C2值（×10-3）Table 2 C1，C2 of the Mg-Zn-Y alloy under different states（×10-3）

2.3 軋制變形量對力學(xué)性能的影響

圖6為不同軋制變形量下Mg-Zn-Y合金的力學(xué)性能曲線。從圖6可以發(fā)現(xiàn)，隨著軋制變形量的增加，合金的力學(xué)性能提升明顯。對比Mg-4Zn-2Y和Mg-4Zn-4Y合金可以發(fā)現(xiàn)，在相同變形量下，Mg-4Zn-2Y合金的抗拉強(qiáng)度始終低于Mg-4Zn-4Y合金，其與阻尼性能變化趨勢相反。在總變形量為80%時(shí)，Mg-4Zn-2Y合金的抗拉強(qiáng)度為277.94 MPa，Mg-4Zn-4Y合金的抗拉強(qiáng)度為317.59 MPa；但Mg-4Zn-2Y合金的伸長率要更好，在總變形量為80%時(shí)，Mg-4Zn-2Y合金的伸長率為14.33%，高于Mg-4Zn-4Y合金的6.73%。在軋制變形量為40%時(shí)，合金抗拉強(qiáng)度較低的同時(shí)伸長率也較差，產(chǎn)生這種現(xiàn)象的原因有兩種：一種是熔鑄過程中產(chǎn)生的空洞等缺陷，在拉伸過程中直接發(fā)生斷裂，另一種是合金中存在大量連續(xù)塊狀W相沿晶界分布，不利于材料的塑性[21]，但隨著軋制變形量的增加，晶粒細(xì)化且大量W相破碎彌散分布在基體中，降低了拉伸過程中的應(yīng)力集中從而提升了合金的塑性。

圖6 不同軋制工藝下Mg-Zn-Y合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.6 Strain-stress curves of the Mg-Zn-Y alloy under different rolling processes

2.4 斷口形貌

圖7為Mg-Zn-Y合金的室溫拉伸斷口形貌。從圖7可以發(fā)現(xiàn)，隨著軋制變形量的增加，合金中的韌窩增加，解理面減少，合金的主要斷裂方式發(fā)生了改變。在總變形量為40%時(shí)，沒有明顯的韌窩，呈現(xiàn)解理斷裂的脆性斷裂特征。在總變形量60%時(shí)，韌窩數(shù)量有所增加，解理面數(shù)目減少，呈現(xiàn)解理斷裂與韌性斷裂混合的斷裂方式，而在軋制總變形量為80%時(shí)，斷口處分布著大量的韌窩，解離面數(shù)目進(jìn)一步減少，同時(shí)可以明顯看到韌窩底部存在的破碎第二相粒子，呈現(xiàn)明顯的韌性斷裂特征。

圖7 不同軋制工藝下Mg-Zn-Y合金的拉伸斷口形貌Fig.7 Tensile fracture morphologies of the Mg-Zn-Y alloy under different rolling processes

3 結(jié)論

1）Mg-Zn-Y合金軋制后，組織出現(xiàn)片層狀LPSO相，軋制變形量越大，晶粒表面的片層狀LPSO相越明顯，相較Mg-4Zn-2Y合金，Mg-4Zn-4Y合金中存在更多的片層狀LPSO相。

2）在低應(yīng)變振幅區(qū)域，軋制變形量對Mg-Zn-Y合金的阻尼性能影響不大，但在高應(yīng)變振幅區(qū)，隨著軋制變形量的增加，阻尼性能降低；相同軋制變形量下，Mg-4Zn-4Y合金的阻尼性能低于Mg-4Zn-2Y合金。

3）低應(yīng)變振幅下，固溶態(tài)以及軋制態(tài)Mg-Zn-Y合金的G-L曲線可以擬合成為一條直線，即符合G-L理論，因此低應(yīng)變振幅下Mg-Zn-Y合金的阻尼機(jī)理為位錯型阻尼。

4）相同軋制變形量下，Mg-4Zn-2Y合金抗拉強(qiáng)度低于Mg-4Zn-4Y合金；隨著軋制變形量的增加，Mg-Zn-Y合金的主要斷裂方式由脆性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂。