多向鍛造變形和退火處理對AZ31鎂合金微觀組織和力學性能的影響①

聶志誠，張 欣，劉 筱

（湖南科技大學 材料科學與工程學院，湖南 湘潭411210）

鎂合金具有比強度和比剛度高等一系列優(yōu)點，在航空航天、交通運輸?shù)阮I域具有廣闊的應用前景。但由于鎂的晶體結構為密排六方，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)模應用［1］。研究表明［2-6］，大塑性變形技術通過細化鎂合金晶粒從而提高鎂合金塑性成形能力，近年被廣泛關注，高應變速率多向鍛造技術便是其中最適宜工業(yè)化生產(chǎn)的大塑性變形技術之一。通常多向鍛造制備的鍛造坯需要進行二次成形方能成形零件，后續(xù)的加熱處理勢必對其成形和性能產(chǎn)生重要影響，但目前關于高應變速率多向鍛造鎂合金后續(xù)熱處理的研究還鮮有報道。本文以AZ31鎂合金為研究對象，分析多向鍛造變形和退火處理對其顯微組織的影響，為鎂合金應用提供技術支持。

1 實 驗

實驗所用材料為半連續(xù)鑄造AZ31鎂合金，名義成分為Mg?3Al?1Zn?0.3Mn。在400℃下對合金進行12 h均勻化處理后水淬，將合金加工成長寬高分別為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℃，保溫時間10 min。采用C41?150型空氣錘依次沿3個正交方向進行多向鍛造，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%，即道次應變∑Δε＝0.16，應變速率約為100 s-1。將累積應變∑Δε＝0.96的鍛造合金分別在200℃、300℃和400℃下進行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射線衍射儀對鍛造合金和退火處理合金進行微觀組織分析。沿圖1中RD方向在鍛坯芯部加工拉伸試樣進行室溫拉伸實驗，拉伸應變速度為0.5 mm／min。

圖1 高應變速率多向鍛造示意圖

2 實驗結果及討論

2.1 高應變速率多向鍛造組織演變

圖2 為合金高應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)的峰值分別對應和孿晶。從圖2可以看出，當累積應變∑Δε＝0.16時，大量孿晶分割初始晶粒，同時在初始晶界和孿晶上產(chǎn)生大量細小的再結晶晶粒，取向差分布圖中存在4個峰值，分別位于38°、56°、64°和86°，即和孿晶以及二次孿晶同時存在，如圖2（a）所示。隨著累積應變增大，再結晶程度提高，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。當累積應變∑Δε增加到0.96時，孿晶基本消失，取向差呈隨機分布，取而代之的是均勻細小的再結晶晶粒，如圖2（d）所示。

圖2 不同累積應變多向鍛造合金EBSD?IPF圖和EBSD?BM圖

由于鎂合金獨立滑移系較少，孿生在鎂合金塑性成形中發(fā)揮著至關重要的作用，尤其是在高應變速率成形時，用于位錯滑移的時間有限，孿生的作用更為凸顯，導致大量孿晶的產(chǎn)生。孿晶界與晶界一樣可以阻礙位錯運動，為再結晶提供儲能，從而在孿晶上形成再結晶晶粒［3］。在本研究中，由于孿晶界的數(shù)量遠大于初始晶界的數(shù)量，孿生誘發(fā)動態(tài)再結晶是高應變速率多向鍛造過程的主要晶粒細化機制。在高應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)生完全動態(tài)再結晶的合金中，因此孿生是合金高應變速率多向鍛造過程的主要孿生機制。

圖3 為累積應變∑Δε＝0.96時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，標準偏差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 累積應變∑Δε＝0.96時多向鍛造合金晶粒尺寸分布

累積應變∑Δε＝0.96時合金的宏觀織構如圖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特征，與軋制形成的板織構和擠壓形成的絲織構相比，這是一種典型的弱基面織構［7］。多向鍛造成形產(chǎn)生弱基面織構的原因可能是：①加載方向的變化使滑移在更多的滑移面上啟動從而減弱了基面織構；②強烈的動態(tài)再結晶減小了合金的各向異性。

圖4 累積應變∑Δε＝0.96時多向鍛造合金（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，雙峰基面織構特征消失，極圖呈現(xiàn)典型的板織構特征，且其極密度進一步升高，如圖6（b）所示。合金在300℃和400℃退火后，其織構均為典型的板織構，且其織構強度隨著退火溫度和退火時間增加而增大，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，鎂合金再結晶形核能在一定程度上弱化鎂合金基面織構［8］，然而后續(xù)的晶粒長大過程中基面織構組分晶粒具備晶粒長大優(yōu)勢，從而導致基面織構逐漸增強。結合金相組織和織構分析可知，退火溫度200℃時，晶粒長大不明顯，合金基面織構強度增加幅度不大，表明多向鍛造合金在退火溫度不高于200℃時具有較好的熱穩(wěn)定性；退火溫度300℃和400℃時，晶粒異常長大明顯，且晶粒尺寸隨著退火溫度和退火時間增加而增大，因此合金基面織構強度隨退火溫度和退火時間增加而增大。

2.3 力學性能

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，合金的抗拉強度、屈服強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性能，這主要取決于多向鍛造成形強烈的晶粒細化能力和弱基面織構的產(chǎn)生。此外，隨著退火溫度升高，合金的抗拉強度、屈服強度和延伸率均呈下降趨勢，這主要是由晶粒尺寸增大和基面織構增強引起的。

圖7 不同狀態(tài)下的AZ31鎂合金力學性能

3 結 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制，由于孿生誘發(fā)動態(tài)再結晶的作用，當累積應變∑Δε＝0.96時，合金組織迅速細化至7.8 μm，其宏觀織構為雙峰基面織構，合金綜合力學性能優(yōu)異，抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為320.3 MPa、218.5 MPa和30.3%。

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