姜 俊，李慧中, ，歐陽杰，梁霄鵬，李 軼，劉楚明,

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；2. 中南大學(xué) 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083；3. 中南大學(xué) 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點實驗室，長沙 410083)

鎂合金具有密度低、比強度高和抗屏蔽性好等優(yōu)異性能，可用于3C、汽車和航空航天等領(lǐng)域，目前受到越來越多的關(guān)注[1-3]。由于鎂合金為密排六方(HCP)結(jié)構(gòu)，室溫下只有兩個獨立的滑移系，塑性較差，因此，為了使鎂合金能得到更廣泛的應(yīng)用，尋找合適工藝來提高鎂合金的塑性成為變形鎂合金研究的熱點之一。其中，細化晶粒作為提高鎂合金塑性的重要手段，不僅能在一定程度上提高鎂合金的塑性，而且還能增強其強度[4-5]。再結(jié)晶作為一種重要的晶粒細化機制，對控制鎂合金變形微觀組織和改善其塑性具有十分重要的意義[6-7]。與高層錯能金屬相比，鎂合金在熱變形過程中極易發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，且強應(yīng)變誘發(fā)動態(tài)再結(jié)晶導(dǎo)致晶粒細化的程度極高[8]。因此，許多學(xué)者研究了不同系列鎂合金在熱變形過程中的動態(tài)再結(jié)晶行為。然而，想要通過動態(tài)再結(jié)晶嚴格控制再結(jié)晶的程度及晶粒大小在工藝上存在一定的技術(shù)難度，具有動態(tài)再結(jié)晶的熱變形組織往往存在再結(jié)晶不完全或者部分晶粒長大的問題[9-11]。通過對熱變形后的合金進行等溫退火處理，使其發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶能夠更容易地控制再結(jié)晶體積分數(shù)以及晶粒大小，這樣不僅可以使合金的塑性和強度得到合適的匹配，而且可以為合金的進一步加工提供理想的組織狀態(tài)。

Mg-Al系作為典型的變形鎂合金，具有良好的強度、塑性和耐腐蝕性能，其變形能力高于ZK系變形鎂合金的，近年來，隨著人們對鎂合金綜合性能要求不斷提高，AZ80鎂合金更是成為變形鎂合金的熱點之一[12-14]。本文作者以多向鍛造變形后的 AZ80A鎂合金為研究對象，通過實驗研究和理論計算得到AZ80A鎂合金再結(jié)晶過程的動力學(xué)方程和再結(jié)晶動力學(xué)曲線，為利用靜態(tài)再結(jié)晶退火工藝來改善合金變形組織、細化晶粒提供依據(jù)。

1 實驗

實驗所用材料為經(jīng)過多向鍛造的AZ80A鎂合金，其化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))為 8.2%Al，0.55%Zn，0.32%Mn，0.05%Cu，0.1%Si，0.005%Ni，0.005%Fe，余量Mg。合金經(jīng)熔煉鑄造后得到d60 mm×100 mm的鑄錠，并進行機加工去除表面氧化皮。在變形前對鑄錠進行410 ℃、25 h的均勻化退火熱處理。

多向鍛造實驗在變形速度恒定的鍛壓機上進行。鍛造溫度為420 ℃，變形速度為4 mm/s，通過改變每道次的變形方向?qū)崿F(xiàn)多向鍛造，每道次變形量為20%，當(dāng)原始圓錠的軸向變形達到40%時，停止鍛造，并進行水淬，經(jīng)多向鍛造后的樣品尺寸為 60 mm×65 mm×70 mm。

淬火后的樣品沿最后一道次壓縮軸的平行方向取樣。在150、175、200和250 ℃下，分別進行360、900、1800和3600 s的退火處理。退火后試樣經(jīng)機械拋光，在4.3%苦味酸+0.7%正磷酸+95%乙醇的混合溶液中侵蝕。金相(OM)組織觀察在Leica EC3型顯微鏡下進行。再結(jié)晶體積分數(shù)的統(tǒng)計，根據(jù)查閱相關(guān)文獻，統(tǒng)一將尺寸小于10 μm的晶粒視為再結(jié)晶晶粒。

2 結(jié)果與討論

2.1 退火前合金的顯微組織

圖 1所示為經(jīng)多向鍛造前后合金的金相顯微組織。從圖 1(a)可以看出，多向鍛造前合金晶粒呈均勻的等軸晶粒，其平均晶粒尺寸為80 μm。經(jīng)多向鍛造后合金晶粒呈現(xiàn)沿變形方向流動的特征，且變形后的晶粒得到細化。但是，變形后的晶粒大小并不均勻，部分大晶粒尺寸達到50~60 μm，而一些細小的晶粒尺寸只有12 μm左右(見圖1(b))。這是合金在多向鍛造過程中發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶不完全導(dǎo)致的。在多向鍛造過程中，每道次變形量較小，且各道次的變形方向不同，使得合金在變形過程中來不及發(fā)生完全再結(jié)晶，從而導(dǎo)致變形后晶粒尺寸不均勻。

圖1 AZ80A鎂合金多向鍛造前后的金相顯微組織Fig. 1 Optical microstructures of AZ80A magnesium alloy before (a) and after (b) multiple forging

2.2 退火后的金相顯微組織

圖2所示為多向鍛造合金經(jīng)150 ℃不同時間等溫退火后的金相顯微組織。由圖2可以看出，退火后，合金發(fā)生了靜態(tài)再結(jié)晶，且隨著退火時間的延長，再結(jié)晶晶粒逐漸增多。當(dāng)退火時間分別為360和900 s時(見圖 2(a)和(b))，晶粒并未發(fā)生明顯變化，只出現(xiàn)少量的再結(jié)晶晶粒；隨著退火時間的延長，再結(jié)晶晶粒增多，晶粒也逐漸趨于均勻等軸；當(dāng)退火時間為1800 s時，可以明顯地看到大量細小的再結(jié)晶晶粒，但是仍存在部分尺寸較大的晶粒(見圖2(c))。當(dāng)退火時間為3600 s時，合金已經(jīng)基本趨于均勻等軸的再結(jié)晶組織，只有少量尺寸較大的晶粒存在，對其進行再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)統(tǒng)計，得到其再結(jié)晶體積分數(shù)為88.3%。由此可見，當(dāng)退火溫度為 150 ℃時，合金多向鍛造后發(fā)生完全靜態(tài)再結(jié)晶所需時間大于3600 s。由圖2可發(fā)現(xiàn)，靜態(tài)再結(jié)晶優(yōu)先在某些區(qū)域發(fā)生，這是由于在變形過程中產(chǎn)生了大量的位錯，在隨后的退火過程中，再結(jié)晶會優(yōu)先在位錯密集區(qū)域形核[15]。

圖3所示為多向鍛造合金經(jīng)175 ℃不同時間等溫退火后的金相顯微組織。由圖3可以看出，當(dāng)退火時間分別為360和900 s時，合金已經(jīng)發(fā)生部分靜態(tài)再結(jié)晶(見圖 3(a)和(b))，且再結(jié)晶晶粒數(shù)量明顯多于150 ℃退火360和900 s時的再結(jié)晶晶粒數(shù)量。經(jīng)再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)統(tǒng)計，175 ℃退火360 s時，再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)為15.9%，而900 s時再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)為67%。可見，隨著退火溫度的提高，合金發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶的速度提高，這是由于隨著溫度的升高，原子活性增大，其擴散速率也加快，導(dǎo)致靜態(tài)再結(jié)晶速度加快。當(dāng)退火時間為1800 s時，合金已經(jīng)發(fā)生完全再結(jié)晶，并且有部分晶粒發(fā)生長大(見圖3(c))，所以，當(dāng)退火溫度為175 ℃時，多向鍛造后的合金發(fā)生完全靜態(tài)再結(jié)晶所需時間在900~1800 s之間。其后，隨著退火時間的延長，再結(jié)晶晶粒發(fā)生明顯長大(見圖3(d))。

圖4所示為多向鍛造合金經(jīng)200 ℃等溫退火不同時間后的金相顯微組織。由圖4可見，隨著退火溫度的升高，合金發(fā)生再結(jié)晶的時間急劇縮短，在退火時間為360 s時，合金大部分晶粒已經(jīng)完成靜態(tài)再結(jié)晶，只存在少量未發(fā)生再結(jié)晶的晶粒(見圖4(a))。經(jīng)再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)統(tǒng)計，200 ℃退火360 s時，再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)為77.1%。當(dāng)退火時間為900 s時，合金已經(jīng)發(fā)生完全靜態(tài)再結(jié)晶，并且部分再結(jié)晶晶粒發(fā)生長大(見圖 4(b))。以上實驗結(jié)果表明，退火溫度為 200 ℃時，多向鍛造后的合金發(fā)生完全靜態(tài)再結(jié)晶所需時間間在360~900 s之間。另外，在200 ℃退火3600 s時，部分晶粒發(fā)生了異常長大(見圖4(d))。

圖2 經(jīng)150 ℃退火不同時間后AZ80A鎂合金的金相顯微組織Fig. 2 Optical microstructures of AZ80A magnesium alloy annealed at 150 ℃ for different times: (a) 360 s; (b) 900 s; (c) 1800 s;(d) 3600 s

圖3 經(jīng)175 ℃退火不同時間后AZ80A鎂合金的金相顯微組織Fig. 3 Optical microstuctures of AZ80A magnesium alloy annealed at 175 ℃ for different times: (a) 360 s; (b) 900 s; (c) 1800 s;(d) 3600 s

圖4 經(jīng)200 ℃退火不同時間后AZ80A鎂合金的金相顯微組織Fig. 4 Optical microstructures of AZ80A magnesium alloy annealed at 200 ℃ for different times: (a) 360 s; (b) 900 s; (c) 1800 s;(d) 3600 s

圖5 經(jīng)250 ℃退火不同時間后AZ80A鎂合金的金相顯微組織Fig. 5 Optical microstructures of AZ80A magnesium alloy annealed at 250 ℃ for different times: (a) 360 s; (b) 900 s; (c) 1800 s;(d) 3600 s

圖5所示為多向鍛造的合金經(jīng)250 ℃等溫退火不同時間后的金相顯微組織。當(dāng)退火時間為360 s時，合金組織中只有少量未長大的再結(jié)晶晶粒，其余晶粒已經(jīng)發(fā)生長大(見圖5(a))。可見，在250 ℃退火時，合金發(fā)生完全靜態(tài)再結(jié)晶所需時間少于360 s。當(dāng)退火時間分別為900、1800和3600 s時，合金晶粒發(fā)生粗化(圖5(b)~(d))。對比退火溫度為175和200 ℃再結(jié)晶晶粒長大的速度可以發(fā)現(xiàn)，退火溫度越高，合金晶粒長大的速度越快。這是由于退火時，隨著溫度的升高，新生晶粒晶界的遷移速率加快，晶界彌散相擴散速度也加快，所以晶粒增長速度顯著增加[16]。

2.3 靜態(tài)再結(jié)晶動力學(xué)

再結(jié)晶是通過再結(jié)晶形核及其生長來完成的，這一過程主要受到形核率和線生長速度的影響。不同退火溫度下不同時間的再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)統(tǒng)計數(shù)據(jù)如表1所列。由表1可以看出，隨著退火溫度的升高，發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶的時間越來越短。

圖6所示為經(jīng)150 ℃退火后合金中的再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)與退火保溫時間的關(guān)系曲線。由圖6可以看出，該曲線呈S型，符合JONESON等[17]和 AVIRAMI[18]提出的描述再結(jié)晶過程動力學(xué)的 JMAK模型。因此，再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)φ與時間的關(guān)系可以用式(1)表示：

表1 經(jīng)不同溫度下退火不同時間后AZ80A鎂合金的再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)Table 1 Volume fraction of recrystallized grains of AZ80A magnesium alloy annealed at different temperatures for different times

式中：φ為再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)；A為與晶粒形狀相關(guān)的參數(shù)；t為再結(jié)晶時間；n為Avirami常數(shù)，將式(1)兩邊取對數(shù)可得：

圖6 150 ℃再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)與退火保溫時間的關(guān)系Fig. 6 Relationship between fraction of recrystallied grains and annealing time at 150 ℃

圖7 150 ℃退火時合金的-lnt曲線Fig. 7 Curve of-ln t of alloy annealed at 150 ℃

具有很好的線性關(guān)系，說明用Avirami方程可以較好地描述AZ80A鎂合金多向鍛造后150 ℃等溫退火處理的再結(jié)晶過程。由擬合方程的斜率可知n=2.3。

先前的研究結(jié)果表明，再結(jié)晶速率與溫度的關(guān)系滿足Arrhenius方程[19]：

式中：vR為再結(jié)晶速率，它與產(chǎn)生一定量的再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)所需的時間t成反比，即vR=φ/t；B為常數(shù)；R為摩爾氣體常數(shù)；Q是再結(jié)晶激活能；T為退火溫度。

所以，式(3)可表示為

由式(5)可以看出，合金發(fā)生再結(jié)晶速度與溫度的例數(shù)呈線性關(guān)系。由表1可知，150 ℃退火2700 s，175 ℃退火1800 s和200 ℃退火360 s對應(yīng)的再結(jié)晶體積分數(shù)分別為66.9%、67%和77.1%，均處于穩(wěn)定再結(jié)晶階段，將該再結(jié)晶體積分數(shù)對應(yīng)的退火條件代入式(5)，并進行線性擬合，結(jié)果如圖8所示。

圖8 合金ln(φ/t)與1/T的關(guān)系Fig. 8 Plot of ln(φ/t) against 1/T of alloy

一般來說，當(dāng)再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)為 95%(0.95)時便可定義為合金發(fā)生了完全再結(jié)晶，因此，由式(1)可以計算得150 ℃完成再結(jié)晶所需的時間為4160 s。若再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)一定，則根據(jù)式(4)可以得到不同溫度下完成相同再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)所需時間的比值：

式中：t1和t2分別為退火溫度T1和T2時完成相同再結(jié)晶晶粒分數(shù)所對應(yīng)的時間。將150 ℃(423 K)時不同再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)所對應(yīng)的時間分別代入t1。由此，將T2為 175 ℃(448 K)、200 ℃(473 K)和 250 ℃(523 K)分別代入式(6)可得到175、200和250 ℃時完成不同再結(jié)晶晶粒體積分數(shù)所需的時間，結(jié)果如表 2所列。

由表2可知，經(jīng)計算得到的175、200和250 ℃完全再結(jié)晶所需時間與實驗結(jié)果一致。根據(jù)表2可以繪制出不同溫度下合金再結(jié)晶動力學(xué)曲線，結(jié)果如圖 9所示。由圖9可以看出，隨著退火溫度的升高，再結(jié)晶形核孕育時間變化不明顯，但完成再結(jié)晶的時間急劇減少，這是由于溫度越高，原子活性越高，其擴散速率越快。該曲線可為制定 AZ80A鎂合金退火處理工藝提供參考。

表 2 不同溫度下退火完成不同體積分數(shù)再結(jié)晶所需的時間Table 2 Annealing times for different volume fractions of recrystallized grains at different temperatures

圖9 AZ80A鎂合金的再結(jié)晶動力學(xué)曲線Fig. 9 Recrystallization kinetic curves of AZ80A magnesium alloy

3 結(jié)論

1) 經(jīng)多向鍛造后AZ80A鎂合金在退火過程發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象，隨著退火時間的延長，再結(jié)晶晶粒逐漸增多；隨著退火溫度的升高，發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶的時間縮短。發(fā)生完全再結(jié)晶后，隨著時間的延長和溫度的升高，再結(jié)晶晶粒發(fā)生長大。

2) 經(jīng)多向鍛造后 AZ80A 鎂合金在 150 ℃退火3600 s時，再結(jié)晶體積分數(shù)為88%；175 ℃退火1800 s時，發(fā)生完全再結(jié)晶，且有部分晶粒長大；200 ℃退火360 s時，再結(jié)晶體積分數(shù)達到77%；250 ℃退火360 s時，再結(jié)晶晶粒已經(jīng)發(fā)生長大。

3) 利用再結(jié)晶動力學(xué)方程計算得到經(jīng)多向鍛造AZ80A鎂合金的再結(jié)晶激活能為71.48 kJ/mol，合金在150、175、200和250 ℃退火時發(fā)生完全再結(jié)晶的時間分別為4160、1387、485和85.6 s。

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