圖 1不同溫度軋制后試驗合金的顯微組織和晶粒尺寸分布
Figure 1.Microstructure and grain size distribution of test alloy after rolling at different temperatures
0. 引言
鎂合金因密度低、比強度高以及阻尼性能優異，成為汽車、航空航天和電子等領域重要的輕質結構材料[1]。高阻尼鎂合金能有效減振降噪，但往往存在強度不足的問題[2]。通過合金化設計與工藝調控，協同提升鎂合金的力學與阻尼性能受到關注[3]。
鋁作為鎂合金中常添加的合金元素，可以通過細晶強化和固溶強化提高合金強度[4]。但高含量鋁會增加β-Mg17Al12相含量，降低合金塑性和阻尼性能[5]。胡小石[6]研究發現，當鋁含量（質量分數）高于1%時，鎂合金難以滿足高阻尼性能要求。目前，未見針對臨界鋁含量（質量分數為1%）對鎂合金力學與阻尼性能影響的系統性研究。
軋制工藝是制備鎂合金板材的關鍵技術，對實現顯微組織均勻化，進而提升綜合性能至關重要。裴夢雨等[7]通過單道次大應變軋制與退火工藝，實現了低鋁含量鎂合金斷后伸長率與室溫阻尼的協同提高。劉光明等[8]研究發現，軋制溫度會影響AZ31鎂合金在軋制過程中的動態再結晶程度，從而影響力學性能，在350℃軋制時合金的基面織構強度最低，綜合力學性能最佳。目前，有關軋制溫度對鎂合金阻尼性能影響的研究較少。為此，作者對退火態Mg-1Al合金（質量分數/%，下同）進行軋制處理，研究了軋制溫度對試驗合金顯微組織、拉伸性能和阻尼性能的影響，擬為鎂合金的軋制工藝優化和綜合性能提升提供新思路。
1. 試樣制備與試驗方法
試驗原料為純鎂錠和Mg-10Al中間合金，均來自湖南稀土金屬材料研究院。按照Mg-1Al合金名義成分配料，在SG2-510型電阻爐中熔煉并澆鑄成尺寸為150mm×100mm×20mm的合金鑄錠。將鑄錠置于SX-1614Q型箱式電阻爐中進行420℃×24h的均勻化退火，采用DK7732型電火花線切割機切割成尺寸為40mm×40mm×12.5mm，分別加熱至280，320，360，400℃保溫 20min，以1024mm·s−1的軋制速度在雙輥熱軋機上進行兩道次軋制，第一道次軋至10mm厚，空冷，第二道次軋至2mm厚，水淬。
在軋制板心部截取尺寸為10mm×10mm×2mm的金相試樣，用320#，800#，1000#，3000#砂紙依次打磨并拋光至表面無劃痕，再用由0.3g苦味酸、7.0mL無水乙醇、1.5mL冰醋酸、2.0mL蒸餾水組成的腐蝕劑進行腐蝕處理，采用Leica DMI3000M型光學顯微鏡觀察顯微組織，利用Nano Measurer軟件，使用等效圓直徑法統計晶粒尺寸。采用Smart-Lab型X射線衍射儀（XRD）分析物相組成和織構，銅靶，Kα射線，工作電流為40mA，工作電壓為40kV，掃描范圍為20°~80°，掃描速率為2（°）·min−1。按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》，使用線切割機制取標距為15mm的啞鈴形標準拉伸試樣，采用ETM105D型電子萬能拉伸試驗機在室溫下進行拉伸試驗，拉伸速度為2mm·min−1，測3個試樣取平均值；采用ZEISS SIGMA型場發射掃描電子顯微鏡觀察拉伸斷口形貌。使用電火花線切割機切取尺寸為30mm×10mm×2mm的矩形試樣，在DMA850型動態熱機械分析儀上進行室溫和高溫阻尼性能測試，頻率為1Hz，獲得室溫阻尼-應變振幅曲線和阻尼-溫度曲線。室溫阻尼性能測試時應變振幅為0.5~100μm；高溫阻尼性能測試時升溫速率為1℃·min−1，試驗溫度為40~375℃，頻率分別為0.5，1，2，5，10Hz。
2. 試驗結果與討論
2.1 顯微組織
由圖1可以看出：當軋制溫度為280℃時，試驗合金組織中再結晶晶粒與未再結晶晶粒共存，晶粒細小均勻，平均晶粒尺寸d為6.36μm，這是因為此時軋制溫度相對較低，動態再結晶未完成，晶粒尺寸較小；當軋制溫度為320℃時，晶粒長大，形狀趨于等軸化且晶界清晰，說明該條件下的動態再結晶相較于280℃軋制溫度條件下更充分；當軋制溫度升至360℃時，晶粒尺寸進一步增大，組織中開始出現少量孿晶，說明動態再結晶已充分完成，孿晶變形機制被激活，在動態再結晶和孿晶變形的共同作用下，晶粒發生粗化；當軋制溫度為400℃時，組織中存在再結晶晶粒和孿晶，孿晶數量明顯增加，組織趨于均勻和細化。400℃軋制溫度下組織中孿晶增多是因為高溫下合金的原子活動能力增強，促進了晶界與晶粒內部的位錯滑移與重新排列，引發了晶格畸變[9-10]；此外，高溫下晶界的遷移速率加快，變形過程中局部應力集中，也易導致孿晶形成[11]。400℃軋制溫度下組織細化是因為高溫下動態再結晶充分進行，形成了更多的新生細小晶粒。
2.2 物相組成與織構
由圖2可以看出，不同溫度軋制后試驗合金的物相均為α-Mg相，未檢測出Mg17Al12相；α-Mg（0002）晶面和（10
圖 2不同溫度軋制后試驗合金的XRD譜
Figure 2.XRD patterns of test alloy after rolling at different temperatures
試驗合金的（0002）基面法向在軋制過程中受力矩作用，逐漸垂直于軋制面，形成平行于軋制方向（RD）的（0002）基面織構[13]。圖3中TD為橫向。可見隨著軋制溫度升高，試驗合金（0002）基面織構的強度Fmax先上升后下降，當軋制溫度為320℃時最高。當軋制溫度為280℃時，極圖呈彌散圓形分布，這是因為此時動態再結晶尚不充分，軋制變形主要依賴于基面滑移，晶粒取向彌散導致織構的集中度較低[9]；當軋制溫度升高至360℃及以上時，動態再結晶基本完成或已經完成，極圖呈近圓形或圓形分布，這是因為試驗合金中開始出現孿晶且數量增加，使得晶粒取向更多樣化，基面織構集中度降低[14]。
圖 3不同溫度軋制后試驗合金(0002)基面織構極圖
Figure 3.Pole figure of (0002) basal texture of test alloy after rolling at different temperatures
2.3 拉伸性能
由表1可以看出，隨著軋制溫度升高，試驗合金的屈服強度、抗拉強度均呈下降趨勢，斷后伸長率先升后降。當軋制溫度為280℃時，抗拉強度較高，這是因為此時晶粒較細小，細晶強化效果最好；當軋制溫度為360℃時，抗拉強度略有下降但仍較高，斷后伸長率最高，拉伸性能最佳，這是因為此軋制溫度下形成了適量孿晶，在變形過程中起到了分散應力并提供額外的滑移面的作用，從而提高了合金的塑性；當軋制溫度升高至400℃時，試驗合金的屈服強度和斷后伸長率明顯降低，這是由于較多的孿晶削弱了基面織構的強化效果，降低了合金拉伸性能[15]。
表 1不同溫度軋制后試驗合金的拉伸性能
Table 1.Tensile properties of test alloy after rolling at different temperatures
由圖4可知：280℃軋制溫度下試驗合金斷口處存在較多細小韌窩與撕裂棱，說明拉伸試樣經歷了塑性變形，斷裂形式以韌性斷裂為主，此時斷后伸長率較高；當軋制溫度升至320℃和360℃時，試驗合金斷口形貌與280℃軋制下形貌較為接近，韌窩數量略微上升，斷裂形式仍為韌性斷裂，斷后伸長率升高；400℃軋制溫度下斷口處同時存在韌窩和少量撕裂棱，斷后伸長率降低，韌性下降。
圖 4不同溫度軋制后試驗合金的拉伸斷口形貌
Figure 4.Tensile fracture morphology of test alloy after rolling at different temperatures
2.4 阻尼性能
由圖5可知，不同軋制溫度下試驗合金的室溫阻尼均存在應變振幅無關區域和應變振幅相關區域[16]。在應變振幅無關區域，室溫阻尼保持穩定，與應變振幅無關，這是因為應變振幅相對較小，位錯被材料內部的弱釘扎點限制[17]，只在弱釘扎點之間進行小幅度滑移，材料內部能量耗散有限。在應變振幅相關區域（較高應變振幅下），室溫阻尼隨應變振幅增加而增大，說明合金的內部損耗隨著變形增加而增大，這是因為當應變振幅達到臨界值時，位錯開始從弱釘扎點處“脫釘”，并在晶體內部進行更長距離滑移，導致能量耗散增多。較高溫度（360，400℃）軋制后試驗合金中均出現孿晶且數量隨軋制溫度升高增多，孿晶可以作為新晶界和位錯源提供更多位錯滑移路徑及內部摩擦，促進非基面滑移，且協同提高可動位錯密度[18]，并有利于位錯脫釘，從而提高室溫阻尼性能[19]，因此高應變振幅下較高溫軋制合金的室溫阻尼較大。
圖 5不同溫度軋制后試驗合金的室溫阻尼-應變振幅曲線
Figure 5.Room temperature damping-strain amplitude curves for test alloy after rolling at different temperatures
在應變振幅相關區域，室溫阻尼可表示為
式中：
C1反映了位錯密度及可動位錯分布，C2反映了位錯脫釘所需的臨界應力。由式（1）可知，在應變振幅相關區域，室溫阻尼隨C1增大和C2減小而升高。對式（1）兩邊同時取對數，可得
由式（4）可知，
圖 6不同溫度軋制后試驗合金的
Figure 6.Relationship curves of
由圖7可知，試驗合金分別在100~150℃和270~320℃出現1個阻尼峰，分別為P1峰和P2峰，P1峰峰值較小，P2峰峰值較大。P1峰的出現主要歸因于位錯、固溶原子和位錯弛豫機制，其峰值較低是因為鋁原子固溶抑制了位錯運動，使得位錯弛豫效率較低[16]。P2峰出現與晶界滑移有關，其峰值較高是因為溫度升高后合金內部缺陷激活，原子運動加劇，使得空位更易形成并完成遷移，從而促進晶界滑移[22]。280℃軋制溫度條件下P2峰峰值最高，對應的阻尼最大，推測是因為280℃軋制后合金中晶界滑移和位錯密度達到平衡，此時試驗合金具有較強的內耗能力；隨著軋制溫度升高，試驗合金中晶粒發生粗化，同時溶質原子在晶界附近偏聚，釘扎晶界[23]，二者綜合作用下使得晶界滑移阻力增大，P2峰峰值減小，合金的高溫阻尼性能降低。隨著加載頻率升高，試驗合金的高溫阻尼降低。這是因為鎂合金的高溫阻尼性能受到位錯和晶界滑移的影響[24]，而位錯與晶界滑移的固有頻率遠低于加載頻率，位錯和晶界滑移的運動難以跟上加載頻率，導致能量耗散效率降低，高溫阻尼降低[12]。
圖 7不同溫度軋制后試驗合金在不同加載頻率下的阻尼-溫度曲線
Figure 7.Damping-temperature curves of test alloy after rolling at different temperatures under different loading frequencies
3. 結論
（1）當軋制溫度為280℃時，Mg-1Al合金的晶粒細小均勻，動態再結晶不充分，隨著軋制溫度升高，動態再結晶更充分，當軋制溫度升至360℃時，動態再結晶基本完成，試驗合金中出現少量孿晶，當軋制溫度達到400℃時，孿晶數量增多。隨著軋制溫度升高，（0002）基面織構強度先升后降，當軋制溫度為320℃時最大。
（2）隨著軋制溫度升高，Mg-1Al合金的屈服強度和抗拉強度下降，斷后伸長率先升后降。當軋制溫度為360℃時，斷后伸長率最高，抗拉強度仍較高，拉伸性能最佳；當軋制溫度為400℃時，由于試驗合金中孿晶增多削弱織構強化作用，強度和斷后伸長率降低。
（3）在高應變振幅下，室溫阻尼隨應變振幅增加而增大，隨著軋制溫度升高增大。高溫阻尼測試中，不同溫度軋制后試驗合金中均分別在100~150℃和270~320℃出現P1與P2峰；P2峰峰值隨軋制溫度升高降低，說明合金的高溫阻尼性能下降。
文章來源——材料與測試網