孿晶界對AZ31鎂合金靜態(tài)再結(jié)晶的影響

丁雪征，劉天模，陳 建，張 瑜，盧立偉

(重慶大學 材料科學與工程學院，重慶 400030)

鎂合金因其具有密度低、比強度高、彈性模量較低、電磁屏蔽效果優(yōu)良、零件尺寸穩(wěn)定等性能，被廣泛應用于航空、航天、汽車、3C產(chǎn)品、印刷和紡織等行業(yè)中[1]。然而，鎂合金具有HCP結(jié)構(gòu)，對稱性低，室溫滑移系少，增加了其冷加工成型的困難[2]。孿生是鎂合金主要的形變方式之一。研究表明，孿晶對鎂合金動態(tài)再結(jié)晶具有重要作用，壓縮孿晶比拉伸孿晶更有利于促進再結(jié)晶的形核和長大，這是因為拉伸孿晶界面易遷移，形變均勻，難以儲存足夠的形變能，而壓縮孿晶則正好相反[3?5]。孿晶界易成為形核點，有利于晶粒長大，且由于靜態(tài)再結(jié)晶的作用，弱化了變形產(chǎn)生的強基面織構(gòu)[6?7]。鎂合金在塑性變形后，最常見的孿晶界為型拉伸孿晶和壓縮孿晶。塑性變形后發(fā)生的再結(jié)晶現(xiàn)象對實際的加工和生產(chǎn)具有重要意義[8]。目前，關(guān)于孿晶界對鎂合金再結(jié)晶影響的研究主要集中在動態(tài)再結(jié)晶[9?11]，而孿晶界對靜態(tài)再結(jié)晶影響的研究相對較少。

為此，本文作者以鑄態(tài) AZ31鎂合金為原料，通過壓縮和鍛造兩種室溫變形方式，比較變形方式和變形量對孿生形態(tài)以及退火溫度、退火時間對孿晶處再結(jié)晶的影響，探討不同孿晶界再結(jié)晶形核與長大機理。

1 實驗

實驗原材料為AZ31鑄態(tài)鎂合金，其具體成分如表1所列。首先將鑄態(tài)鎂合金加工成尺寸為d 10 mm×18 mm的圓柱狀樣品，并進行400 ℃、4 h的均勻化退火。然后在室溫下進行鍛造或壓縮變形，選擇的變形量分別為4%、8%和12%。其中，壓縮變形實驗在新三思 CMT?5105 萬能電子試驗機上進行，變形速度為2 mm/min，鍛造為手工鍛。

從圖1中3條曲線(圖中壓縮變形初期的2%為彈性變形)的吻合度可以看出，塑性變形達到12%時，樣品仍處在均勻塑性變形階段。隨后，將變形后的樣品分別在200和300 ℃下進行不同時間(1 min、5 min、20 min、1 h、2 h、4 h、10 h、24 h)的退火保溫。最后，對熱處理后的樣品進行金相觀察和XRD檢測。

表1 AZ31鎂合金的化學成分Table 1 Chemical composition of AZ31 magnesium alloy(mass fraction, %)

圖1 壓縮量為 4%、8%和 12%時 AZ31鎂合金的工程應力—應變曲線Fig.1 Engineering stress—strain curves of AZ31 magnesium alloy compressed by 4%, 8% and 12%

2 結(jié)果和分析

2.1 變形方式對孿生的影響

孿生過程受到很多因素的影響，如形變溫度、形變程度、晶粒取向以及晶粒尺寸等[12]，本文作者重點研究變形方式與變形量對孿生過程的影響。

圖2所示為壓縮和鍛造兩種變形方式產(chǎn)生的孿晶的金相組織。當形變量較小(4%)時，孿晶形貌區(qū)別不明顯(見圖2(a)和(b))。當變形量達到8%時，鍛造變形產(chǎn)生的孿晶方向錯亂、不集中，大孿晶之間存在交叉的小孿晶；壓縮變形后，典型的孿晶形貌為方向一致的孿晶平行排列，而且存在聚集現(xiàn)象(見圖2(c)和(d))。當變形量增大到12%時，孿晶量明顯增多，鍛造變形的孿晶錯亂程度加劇，而壓縮變形后兩組方向不同的孿晶群發(fā)生交錯(見圖2(e)和(f))。

圖3所示為將圓柱體樣品從側(cè)面進行掃描的XRD譜。由圖3可以看出，在均勻化后未變形的樣品中(0002)基面很多，而隨著變形量的增加，(0002)基面的峰值逐漸降低。這是因為(0002)基面滑移是鎂合金的主要變形方式之一。而在壓縮或鍛造變形過程中，試樣縱向受到外力作用，使大部分晶粒逐漸發(fā)生旋轉(zhuǎn)(見圖4)，最終使(0002)基面旋轉(zhuǎn)至趨于與縱向垂直的方向，從而促進橫向的變形(即鐓粗)。所以，縱面的XRD譜顯示(0002)的峰值隨著變形量增大逐漸變小。

2.2 孿晶處的靜態(tài)再結(jié)晶過程

2.2.1 退火溫度與退火時間的影響

圖5所示為經(jīng)8%壓縮變形后AZ31鎂合金分別在200(低于再結(jié)晶溫度)和 300 ℃下進行不同時間退火保溫的金相組織。由圖5(a)、(c)和(e)可以看出，當變形程度和退火溫度相同時，對比退火時間從 5 min、20 min至最后的1 h，孿晶界出現(xiàn)再結(jié)晶形核現(xiàn)象，但在退火1 h時，仍然可以看到大量未發(fā)生再結(jié)晶的孿晶。相比之下，在退火溫度300 ℃下退火5 min后，孿晶界處有大量無畸變的新晶粒產(chǎn)生。退火時間延長，晶粒開始長大，組織逐漸趨于均勻化(見圖5(b)、(d)和(f))。比較兩個溫度下再結(jié)晶形核長大可以看出，退火溫度的提高可以顯著地縮短再結(jié)晶的時間。

2.2.2 變形量與變形方式的影響

圖2 經(jīng)不同比例鍛造或壓縮變形、無退火AZ31鎂合金的金相組織Fig.2 Microstructures of AZ31 magnesium alloy forged or compressed with different proportions without annealing: (a)4%,forged; (b)4%, compressed; (c)8%, forged; (d)8%, compressed; (e)12%, forged; (f)12%, compressed

圖6所示為AZ31鎂合金經(jīng)4%、8%和12%鍛造及壓縮變形后，在200 ℃、24 h退火的金相組織。從圖6(a)和(b)中可看出，在退火保溫24 h、4%變形量的試樣組織中幾乎沒有再結(jié)晶新晶粒的出現(xiàn)。

當鎂合金發(fā)生塑性變形時，組織內(nèi)部產(chǎn)生位錯和孿晶，以利于鎂合金更大程度的塑性變形。塑性變形量越大，組織內(nèi)由于缺陷產(chǎn)生而儲存的形變能越高，因此，越來越多本來在平衡位置上振動的原子獲得能量而偏離平衡位置。在退火階段，首先偏離平衡位置大的原子，獲得足夠的能量向能量低的平衡位置遷移，使形變能得到釋放，內(nèi)應力發(fā)生松弛，從而發(fā)生再結(jié)晶[13]。所以，塑性變形量越大，樣品儲蓄形變能越高，越利于再結(jié)晶的進行。因此，無論是鍛造還是壓縮，當變形量增加到8%時，在200 ℃條件下也發(fā)生了孿晶處的再結(jié)晶(見圖6(c)和(d))。鍛造試樣在同等變形量的情況下更容易在孿晶處發(fā)生再結(jié)晶，因為鍛造易產(chǎn)生交叉孿晶，而壓縮則產(chǎn)生大量平行排列的孿晶。由于位錯容易在交錯處塞積，所以，所有交叉處形核現(xiàn)象非常明顯。尤其是 12%鍛造變形量的樣品(見圖6(e))，再結(jié)晶已趨于完成，僅有少量孿晶存在。而12%壓縮變形量的樣品中仍然存在許多平行排列的孿晶界(見圖6(f))，這些孿晶界在靜態(tài)再結(jié)晶后期將逐漸被晶粒吞并。

圖3 經(jīng)不同比例鍛造或壓縮變形、無退火AZ31鎂合金的XRD譜Fig.3 XRD patterns of AZ31 magnesium alloy forged or compressed with different proportions without annealing:(a)Raw material; (b)4%, forged; (c)8%, forged; (d)12%,forged; (e)4%, compressed; (f)8%, compressed; (g)12%,compressed

圖4 AZ31鎂合金在變形過程中的晶體取向變化示意圖Fig.4 Schematic drawings showing changes of crystal orientation during transformation: (a)Before deformation; (b)During deformation; (c)After deformation

圖5 經(jīng)壓縮8%、200和 300 ℃退火保溫不同時間后AZ31鎂合金的金相組織Fig.5 Microstructures of AZ31 magnesium alloy compressed by 8% , annealed at 200 or 300 ℃ and held for different times:(a)200 ℃, 5 min; (b)300 ℃, 5 min; (c)200 ℃, 20 min; (d)300 ℃, 20 min; (e)200 ℃, 1 h; (f)300 ℃, 1 h

2.3 孿晶界對再結(jié)晶形核的影響

2.3.1 孿晶界的易形核點

圖7 孿晶界形核機制示意圖[9,14]Fig.7 Schematic drawings of nucleation mechanisms of twin boundary[9,14]: (a)Twin boundary bulge nucleation; (b)Nucleation surrounded by twin cross; (c)Nucleation of sub-grain boundaries growth; (d)Nucleation of secondary twins

經(jīng)典孿生形核理論[9,14]認為，孿晶界形核可能有如下3 種形核方式：①初級孿晶的相互作用導致孿晶界周圍形成微晶，一次孿晶1和2交叉，微晶Ⅱ相比微晶Ⅰ更易出現(xiàn)再結(jié)晶(見圖7(b))；②小角度晶界的發(fā)展可將變形和退火孿晶細分成核心，從一次孿晶的橫截面模型可以看出，孿晶層的角度為 θ，當某一處因變形出現(xiàn)小角度晶界 Δθ時，則在此處以更為再結(jié)晶的核心(見圖7(c))；③在一次孿晶層 1內(nèi)部發(fā)生二次孿晶2時，二次孿晶2可形成其他核心(見圖7(d))。

但是，實驗結(jié)果與孿晶形核理論并不完全一致。圖8表明，AZ31鎂合金經(jīng)12%的鍛造變形、再結(jié)晶退火后最容易形核。

圖8 經(jīng)12%鍛造變形后在200 ℃下退火不同時間AZ31鎂合金的金相組織Fig.8 Microstructures of AZ31 magnesium alloy forged by 12% and annealed at 200 ℃ for different times: (a), (b), (c)5 min; (d),(e), (f)1 h

圖8(b)和(e)所示為孿晶內(nèi)部亞晶合并形成小角度晶界進而發(fā)展成晶核的過程。由于形變量較大，孿晶內(nèi)有大量位錯的存在。當退火5 min時，孿晶內(nèi)的位錯經(jīng)過遷移合并形成亞結(jié)構(gòu)，形成小角度晶界(如8(b)中箭頭所指)，并與孿晶相連，逐步發(fā)展成新晶粒。而隨著退火時間的延長，退火1 h時形成的新晶粒的晶界通過繼續(xù)合并周圍的亞晶從而發(fā)生彎曲并與附近的孿晶界連接，形成更多新的小晶粒。其孿生形核機理與圖7(c)所示的一致。圖8(c)和(f)所示為交叉孿晶形核過程。相互交錯的孿晶處，形變能和內(nèi)應力集中。經(jīng)退火處理后，很短時間內(nèi)就會具有足夠的驅(qū)動力，產(chǎn)生新晶粒。而交錯處密集的地方隨著退火時間的延長，晶粒形核后逐漸長大，相互接觸，在這種情況下，晶粒通過合并進而繼續(xù)長大(見圖8(f))?？梢钥闯觯瑑蓚€孿晶的交叉點比經(jīng)典孿生形核機理圖7(b)中所指的被孿晶包圍的微晶Ⅱ更易成為形核點。

而圖8(a)和(d)則詮釋了另一種新的形核機制，即低溫下的“孿晶界凸出形核”機制，其機理與晶界突出形核相似[15?16]。在退火5 min時，孿晶界的局部區(qū)域已有“凸出”形核的新晶粒。而隨著退火時間的延長，在退火1 h時，孿晶界有成串的新晶粒形成并長大。分析認為，在孿晶界發(fā)現(xiàn)的凸出形核過程如圖7(a)所示：孿晶界內(nèi)外兩側(cè)位錯密度分布不均勻，退火時基體內(nèi)位錯在孿晶界處堆積，如圖7(a)中①所示；塞積在孿晶界的位錯，通過滑移和攀移等運動方式，逐漸在孿晶界處形成向外“凸出”的亞晶界，如圖7(a)中②所示；隨著退火時間的延長，位錯在孿晶界處形成的亞晶界逐漸連在一起形成晶界，并逐步吞噬原來的孿晶界，最終結(jié)合成為新的無畸變新晶粒，如圖7(a)中③所示。

2.3.2 孿晶界的難形核點

圖9所示為壓縮和鍛造試樣中一些不易發(fā)生再結(jié)晶的孿晶，主要是一些相互平行的孿晶界(見圖9(a)～(f))。這些相互平行、間距相同的孿晶，即使在經(jīng)過24 h的退火保溫后，仍然保持著原來的形貌，而不發(fā)生再結(jié)晶。只能通過周圍無畸變晶粒的不斷長大來慢慢吞噬這些孿晶。分析認為，在這些位置上的孿晶，其孿晶界不能促進再結(jié)晶，原因是形變時孿晶界會發(fā)生遷移，緩和了塑性變形引起的內(nèi)應力和畸變能的集中。雖然有適宜的退火溫度和退火時間等有力條件，但是其儲備的驅(qū)動力不足以促使再結(jié)晶的進行。另外，一些孿晶變體(二次孿晶)并不易于成為再結(jié)晶的形核點，如圖9(g)和(h)所示。壓縮12%的試樣經(jīng)300℃退火5 min和1 h后，周圍一次孿晶界處已經(jīng)有新晶粒形成，但是圖9(g)和(h)中箭頭所指有二次孿晶的孿晶界仍無新晶粒產(chǎn)生。分析認為，位錯可能不容易在此類二次孿晶界處塞積，或是其產(chǎn)生過程釋放了原來孿晶處的內(nèi)應力，所以沒有足夠的驅(qū)動力產(chǎn)生新晶粒。此結(jié)論與文獻[4]所認為的二次孿晶有利于再結(jié)晶形核的觀點不同。

圖9 經(jīng)12%鍛造或壓縮及不同溫度不同時間退火處理后AZ31鎂合金的金相組織Fig.9 Microstructures of AZ31 magnesium alloy forged or compressed by 12% and annealed at different temperature for different times: (a)Forged, 20 min, 200 ℃; (b)Forged, 1 h, 200 ℃; (c)Forged, 10 h, 200 ℃; (d)Compressed, 1 h, 200 ℃; (e)Compressed,10 h, 200 ℃; (f)Compressed, 24 h, 200 ℃; (g)Compressed, 5 min, 300 ℃; (h)Compressed, 1 h, 300 ℃

3 結(jié)論

1)鍛造產(chǎn)生的孿晶較短且取向錯亂，而壓縮變形產(chǎn)生的孿晶則較狹長，同取向的孿晶大量聚集且平行排列，這與鍛造和壓縮兩種變形方式的形變速率不同有關(guān)。

2)孿晶界對鑄態(tài)AZ31鎂合金再結(jié)晶的影響受變形方式、變形程度、退火溫度及退火時間的影響。在相同條件下，鍛造變形的鎂合金孿晶處更易發(fā)生再結(jié)晶。

3)提出了低溫下“孿晶界凸出形核”機理，發(fā)現(xiàn)孿晶交叉點比交叉圍成的微晶處更易成為形核點，而且一些孿晶變體即二次孿晶處并不是優(yōu)先形核的位置，這與經(jīng)典的孿生形核理論的觀點不同。

[1]張 津, 章宗和.鎂合金及應用[M].北京: 化學工業(yè)出版社,2004: 283?305.ZHANG Jin, ZHANG Zong-he.Magnesium alloy and application [M].Beijing: Chemical Industry Press, 2004:283?305.

[2]陳振華.鎂合金[M].北京: 化學工業(yè)出版社, 2004: 202?241.CHEN Zhen-hua.Magnesium alloy [M].Beijing: Chemical Industry Press, 2004: 202?241.

[3]LI X, YANG P, WANG L N, MENG L, CUI F.Orientational analysis of static recrystallization at compression twins in a magnesium alloy AZ31 [J].Material Science and Engineering A,2009, 517: 160?169.

[4]李 蕭, 楊 平, 孟 利, 崔鳳娥.AZ31鎂合金中拉伸孿晶靜態(tài)再結(jié)晶的分析[J].金屬學報, 2010, 46(2): 147?154.LI Xiao, YANG Ping, MENG Li, CUI Feng-e.Analysis of the static recrystallization at tension twins in AZ31 magnesium alloy[J].Acta Metallurgica Sinica, 2010, 46(2): 147?154.

[5]BARNETT M R, NAVE M D, BETTLES C J.Deformation microstructures and textures of some cold rolled Mg alloys [J].Material Science and Engineering A, 2004, 386: 205?211.

[6]CHAO H Y, SUN H F, CHEN W Z, WANG E D.Static recrystallization kinetics of a heavily cold drawn AZ31 magnesium alloy under annealing treatment [J].Materials Characterization, 2011, 62: 312?320.

[7]JAGER A, LUKAC P, GARTNEROVA V, HALODA J, DOPITA M.Influence of annealing on the microstructure of commercial Mg alloy AZ31 after mechanical forming [J].Material Science and Engineering A, 2006, 432: 20?25.

[8]DOHERTY R D, HUGEHES D A.Current issues in recrystallization: A review [J].Materials Science and Engineering A, 1997, 238: 219?274.

[9]劉楚明, 劉子娟.鎂及鎂合金動態(tài)再結(jié)晶研究進展[J].中國有色金屬學報, 2006, 16(1): 1?12.LIU Chu-ming, LIU Zi-juan.Research and development progress of dynamic recrystallization in pure magnesium and its alloys [J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2006,16(1): 1?12.

[10]YANG Xu-yue, ZHU Ya-kun.Static recrystallization behavior of hot-deformed magnesium alloy AZ31 during isothermal annealing [J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2010, 20: 1269?1274.

[11]SAMMAN T A, GOTTSTEIN G.Dynamic recrystallization during high temperature deformation of magnesium [J].Material Science and Engineering A, 2008, 490: 411?420.

[12]陳振華, 楊春花, 黃長清, 夏偉軍, 嚴紅革.鎂合金塑性變形中孿生的研究[J].材料導報, 2006, 20(8): 107?113.CHEN Zhen-hua, YANG Chun-hua, HUANG Chang-qing, XIA Wei-jun, YAN Hong-ge.Investigation of the twinning in plastic deformation of magnesium alloy [J].Materials Review, 2006,20(8): 107?113.

[13]崔忠圻, 譚耀春.金屬學與熱處理[M].北京: 機械工業(yè)出版社, 2007: 194?203.CUI Zhong-qi, TAN Yao-chun.Metallography and heat treatment [M].Beijing: China Machine Press, 2007: 194?203.

[14]毛衛(wèi)民, 趙新兵.金屬的再結(jié)晶與晶粒長大[M].北京: 機械工業(yè)出版社, 1994: 47.MAO Wei-min, ZHAO Xin-bing.Recrystallization and the grains growth of metals [M].Beijing: China Machine Press,1994, 47.

[15]DOHERTY R D, HUGHES D A, HUMPHREYS F J, JONAS J J,JUUL JENSEN D, KASSNER M E, KING W E, MCNELLEY T R, MCQUEEN H J, ROLLETT A D.Current issues in recrystallization: A review [J].Material Science and Engineering A, 1997, 238: 219?274.

[16]KAIBYSHEV R O, SITDIKOV O S H.On the role of twinning in dynamic recrystallization [J].The Physics of Metals and Metallography, 2000, 89(4): 70?77.