聶志誠(chéng)，張 欣，劉 筱

（湖南科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 湘潭411210）

鎂合金具有比強(qiáng)度和比剛度高等一系列優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、交通運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。但由于鎂的晶體結(jié)構(gòu)為密排六方，鎂合金通常表現(xiàn)出較差的塑性成形能力，一定程度上限制了鎂合金的大規(guī)模應(yīng)用［1］。研究表明［2-6］，大塑性變形技術(shù)通過細(xì)化鎂合金晶粒從而提高鎂合金塑性成形能力，近年被廣泛關(guān)注，高應(yīng)變速率多向鍛造技術(shù)便是其中最適宜工業(yè)化生產(chǎn)的大塑性變形技術(shù)之一。通常多向鍛造制備的鍛造坯需要進(jìn)行二次成形方能成形零件，后續(xù)的加熱處理勢(shì)必對(duì)其成形和性能產(chǎn)生重要影響，但目前關(guān)于高應(yīng)變速率多向鍛造鎂合金后續(xù)熱處理的研究還鮮有報(bào)道。本文以AZ31鎂合金為研究對(duì)象，分析多向鍛造變形和退火處理對(duì)其顯微組織的影響，為鎂合金應(yīng)用提供技術(shù)支持。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所用材料為半連續(xù)鑄造AZ31鎂合金，名義成分為Mg?3Al?1Zn?0.3Mn。在400℃下對(duì)合金進(jìn)行12 h均勻化處理后水淬，將合金加工成長(zhǎng)寬高分別為70 mm×70 mm×80 mm的鍛造坯。將鍛造坯置于馬弗爐中加熱，加熱溫度300℃，保溫時(shí)間10 min。采用C41?150型空氣錘依次沿3個(gè)正交方向進(jìn)行多向鍛造，如圖1所示，第1道次鍛造方向垂直于A面，第2道次鍛造方向垂直于B面，第3道次鍛造方向垂直于C面，依次循環(huán)。多向鍛造道次變形量為15%，即道次應(yīng)變∑Δε＝0.16，應(yīng)變速率約為100 s-1。將累積應(yīng)變∑Δε＝0.96的鍛造合金分別在200℃、300℃和400℃下進(jìn)行4 h、8 h、12 h和16 h退火處理，采用電子背散射衍射儀（EBSD）、金相顯微鏡和X射線衍射儀對(duì)鍛造合金和退火處理合金進(jìn)行微觀組織分析。沿圖1中RD方向在鍛坯芯部加工拉伸試樣進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸應(yīng)變速度為0.5 mm／min。

圖1 高應(yīng)變速率多向鍛造示意圖

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 高應(yīng)變速率多向鍛造組織演變

圖2 為合金高應(yīng)變速率多向鍛造過程的EBSD?BM圖和取向差分布，取向差分布圖中38°、56°、64°和86°處出現(xiàn)的峰值分別對(duì)應(yīng)和孿晶。從圖2可以看出，當(dāng)累積應(yīng)變∑Δε＝0.16時(shí)，大量孿晶分割初始晶粒，同時(shí)在初始晶界和孿晶上產(chǎn)生大量細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，取向差分布圖中存在4個(gè)峰值，分別位于38°、56°、64°和86°，即和孿晶以及二次孿晶同時(shí)存在，如圖2（a）所示。隨著累積應(yīng)變?cè)龃?，再結(jié)晶程度提高，孿晶密度下降，56°和64°處不再出現(xiàn)峰值，但38°和86°處依然存在明顯峰值，即和孿晶減少，而孿晶和二次孿晶依然大量存在，如圖2（b）和（c）所示。當(dāng)累積應(yīng)變∑Δε增加到0.96時(shí)，孿晶基本消失，取向差呈隨機(jī)分布，取而代之的是均勻細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，如圖2（d）所示。

圖2 不同累積應(yīng)變多向鍛造合金EBSD?IPF圖和EBSD?BM圖

由于鎂合金獨(dú)立滑移系較少，孿生在鎂合金塑性成形中發(fā)揮著至關(guān)重要的作用，尤其是在高應(yīng)變速率成形時(shí)，用于位錯(cuò)滑移的時(shí)間有限，孿生的作用更為凸顯，導(dǎo)致大量孿晶的產(chǎn)生。孿晶界與晶界一樣可以阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，為再結(jié)晶提供儲(chǔ)能，從而在孿晶上形成再結(jié)晶晶粒［3］。在本研究中，由于孿晶界的數(shù)量遠(yuǎn)大于初始晶界的數(shù)量，孿生誘發(fā)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是高應(yīng)變速率多向鍛造過程的主要晶粒細(xì)化機(jī)制。在高應(yīng)變速率多向鍛造成形中，孿晶和二次孿晶幾乎存在于所有未發(fā)生完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的合金中，因此孿生是合金高應(yīng)變速率多向鍛造過程的主要孿生機(jī)制。

圖3 為累積應(yīng)變∑Δε＝0.96時(shí)合金的晶粒尺寸分布圖。從圖3可以看出，合金平均晶粒尺寸7.82 μm，標(biāo)準(zhǔn)偏差2.09，最小晶粒尺寸5.35 μm，最大晶粒尺寸21.81 μm，晶粒尺寸10 μm以下的小晶粒數(shù)量占比82.2%，小晶粒面積占比63.3%，晶粒尺寸15 μm以上的大晶粒數(shù)量占總晶粒數(shù)量的1.1%，大晶粒面積占總面積的4.4%。

圖3 累積應(yīng)變∑Δε＝0.96時(shí)多向鍛造合金晶粒尺寸分布

累積應(yīng)變∑Δε＝0.96時(shí)合金的宏觀織構(gòu)如圖4所示。從圖4可以看出，多向鍛造合金呈現(xiàn)明顯的雙峰基面織構(gòu)特征，與軋制形成的板織構(gòu)和擠壓形成的絲織構(gòu)相比，這是一種典型的弱基面織構(gòu)［7］。多向鍛造成形產(chǎn)生弱基面織構(gòu)的原因可能是：①加載方向的變化使滑移在更多的滑移面上啟動(dòng)從而減弱了基面織構(gòu)；②強(qiáng)烈的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶減小了合金的各向異性。

圖4 累積應(yīng)變∑Δε＝0.96時(shí)多向鍛造合金（0002）極圖

2.2 退火處理組織演變

圖5 為累積應(yīng)變∑Δε＝0.96的鍛造合金經(jīng)不同工藝退火后的金相組織。合金在200℃退火4 h后，晶粒沒有發(fā)生明顯長(zhǎng)大，如圖5（a）所示；合金在200℃退火16 h后，合金平均晶粒尺寸長(zhǎng)大到約10 μm，且晶粒組織基本均勻，如圖5（b）所示。合金在300℃退火4 h后，部分晶粒出現(xiàn)異常長(zhǎng)大，尺寸約為20 μm，如圖5（c）所示；合金在300℃退火16 h后，部分晶粒長(zhǎng)大到50 μm左右，如圖5（d）所示。合金在400℃退火4 h后，部分晶粒異常長(zhǎng)大更為明顯，尺寸約50 μm，如圖5（e）所示；合金在400℃退火16 h后，晶粒組織趨于均勻，平均晶粒尺寸約30 μm，如圖5（f）所示。

圖5 不同退火工藝AZ31鎂合金金相組織

圖6 為累積應(yīng)變∑Δε＝0.96的鍛造合金經(jīng)不同工藝退火后的（0002）極圖。合金在200℃退火4 h后，極圖依然呈現(xiàn)雙峰基面織構(gòu)特征，但其極密度略有升高，如圖6（a）所示。合金在200℃退火16 h后，雙峰基面織構(gòu)特征消失，極圖呈現(xiàn)典型的板織構(gòu)特征，且其極密度進(jìn)一步升高，如圖6（b）所示。合金在300℃和400℃退火后，其織構(gòu)均為典型的板織構(gòu)，且其織構(gòu)強(qiáng)度隨著退火溫度和退火時(shí)間增加而增大，如圖6（c）～（f）所示。

圖6 不同退火工藝AZ31鎂合金（0002）極圖

研究表明，鎂合金再結(jié)晶形核能在一定程度上弱化鎂合金基面織構(gòu)［8］，然而后續(xù)的晶粒長(zhǎng)大過程中基面織構(gòu)組分晶粒具備晶粒長(zhǎng)大優(yōu)勢(shì)，從而導(dǎo)致基面織構(gòu)逐漸增強(qiáng)。結(jié)合金相組織和織構(gòu)分析可知，退火溫度200℃時(shí)，晶粒長(zhǎng)大不明顯，合金基面織構(gòu)強(qiáng)度增加幅度不大，表明多向鍛造合金在退火溫度不高于200℃時(shí)具有較好的熱穩(wěn)定性；退火溫度300℃和400℃時(shí)，晶粒異常長(zhǎng)大明顯，且晶粒尺寸隨著退火溫度和退火時(shí)間增加而增大，因此合金基面織構(gòu)強(qiáng)度隨退火溫度和退火時(shí)間增加而增大。

2.3 力學(xué)性能

圖7 為AZ31鎂合金經(jīng)均勻化處理、多向鍛造（∑Δε＝0.96）和不同溫度退火12 h的力學(xué)性能。從圖7可以看出，經(jīng)過多向鍛造成形后，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別從鍛造前的186.6 MPa、127.2 MPa和3.7%提高至320.3 MPa、218.5 MPa和30.3%，表明多向鍛造成形可以大幅提高合金的綜合力學(xué)性能，這主要取決于多向鍛造成形強(qiáng)烈的晶粒細(xì)化能力和弱基面織構(gòu)的產(chǎn)生。此外，隨著退火溫度升高，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率均呈下降趨勢(shì)，這主要是由晶粒尺寸增大和基面織構(gòu)增強(qiáng)引起的。

圖7 不同狀態(tài)下的AZ31鎂合金力學(xué)性能

3 結(jié) 論

1）｛1012｝拉伸孿生和｛1011｝?｛1012｝二次孿生是多向鍛造過程的主要孿生機(jī)制，由于孿生誘發(fā)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的作用，當(dāng)累積應(yīng)變∑Δε＝0.96時(shí)，合金組織迅速細(xì)化至7.8 μm，其宏觀織構(gòu)為雙峰基面織構(gòu)，合金綜合力學(xué)性能優(yōu)異，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別為320.3 MPa、218.5 MPa和30.3%。

2）由于基面織構(gòu)組分晶粒在退火過程中具備晶粒長(zhǎng)大優(yōu)勢(shì)，鍛造合金的晶粒尺寸和基面織構(gòu)強(qiáng)度均隨退火溫度和時(shí)間增加而增大，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率隨退火溫度升高而下降。