預(yù)孿生純鎂及AZ80鎂合金退火過程力學(xué)性能演變及其機(jī)制

何杰軍， 吳魯淑

(1. 貴州理工學(xué)院 材料與能源工程學(xué)院， 貴州 貴陽(yáng) 550003；2. 貴州理工學(xué)院 機(jī)械工程學(xué)院， 貴州 貴陽(yáng) 550003)

至今，科研工作者已發(fā)展了很多提高鎂合金強(qiáng)度的方法，主要包括細(xì)晶強(qiáng)化、合金化強(qiáng)化、熱處理強(qiáng)化和塑性變形強(qiáng)化等。鎂合金中的細(xì)晶可以通過控制鑄造過程得到，或者通過塑性變形、再結(jié)晶等途徑得到。合金化強(qiáng)化主要是通過添加各種元素提高材料的強(qiáng)度。例如很多鎂合金中添加稀土可以提高材料的強(qiáng)度。據(jù)報(bào)道[12-13]，通過添加稀土元素并進(jìn)行相應(yīng)的處理后，可得到拉伸屈服強(qiáng)度超過470 MPa的高強(qiáng)度鎂合金。部分元素，如Cu加入特定的鎂合金中也可以強(qiáng)化材料，Liu等[14]通過在Mg-4Y-1Zn合金中加入少量的Cu，大幅度地提高了該鎂合金的強(qiáng)度，抗壓強(qiáng)度達(dá)到了480 MPa。此外，一些金屬氧化物也被加到鎂合金中強(qiáng)化材料，如Feng等[15]通過在普通的AZ31鎂合金中添加0.2%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的MgO，制備出具有超高強(qiáng)度的新型鎂合金，拉伸屈服強(qiáng)度達(dá)到了459 MPa，抗拉強(qiáng)度達(dá)到了519 MPa。熱處理析出第二相強(qiáng)化是鑄態(tài)鎂合金非常重要的一種強(qiáng)化途徑，可用于鎂合金零件的最終強(qiáng)化。塑性變形特別是大塑性變形是細(xì)化晶粒、提高鎂合金強(qiáng)度的一種有效途徑，近年來這方面的研究廣受關(guān)注，各種模具設(shè)計(jì)以及加工方式被源源不斷地開發(fā)出來，實(shí)現(xiàn)了鎂合金強(qiáng)度的提高[16-17]。此外，預(yù)先施加的塑性變形，如預(yù)壓縮[18]、預(yù)扭轉(zhuǎn)[19]和預(yù)軋制[20]等，也能夠提高鎂合金的強(qiáng)度。

除了上述鎂合金強(qiáng)化方式之外，近年來還發(fā)展了一種塑性變形+低溫退火的鎂合金強(qiáng)化方法，也稱退火硬化。強(qiáng)化機(jī)理包括生成第二相[10]、固溶原子偏析[21]以及形成GP區(qū)[22]等，以阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)。然而，Volkov等[23]發(fā)現(xiàn)在純鎂中也存在退火硬化效應(yīng)，而鎂合金中退火硬化的第二相析出、固溶原子偏析和GP區(qū)形成等機(jī)理是基于合金元素的存在，由于純鎂中也存在退火硬化效應(yīng)，則合金中的退火硬化機(jī)理顯然是不夠充分的。為了驗(yàn)證擠壓態(tài)純鎂中是否存在退火強(qiáng)化效應(yīng)，同時(shí)研究AZ80鎂合金的退火強(qiáng)化機(jī)制，本研究選擇了采用同一加工技術(shù)得到的純鎂和Mg-8Al-0Zn(AZ80)合金進(jìn)行預(yù)先擠壓變形，再退火，將純鎂和AZ80鎂合金的組織和力學(xué)性能演變情況進(jìn)行對(duì)照研究，探討AZ80鎂合金中的退火強(qiáng)化機(jī)理。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)使用的原材料是鑄態(tài)的純鎂和AZ80鎂合金。純鎂和AZ80鎂合金都在340 ℃條件下以16∶1的擠壓比擠壓，得到φ25 mm的擠壓棒。試驗(yàn)所用AZ80鎂合金成分如表1所示。壓縮試驗(yàn)按照GB/T 7314—2017《金屬材料 室溫壓縮試驗(yàn)方法》進(jìn)行。分別從純鎂和AZ80擠壓棒上用線切割技術(shù)切出φ8 mm×12 mm 的樣品，試樣高度方向與擠壓方向一致。在CMT5105材料試驗(yàn)機(jī)上以10- 3s-1的恒定速率沿著擠壓方向進(jìn)行6%預(yù)壓縮。預(yù)壓縮之后，部分樣品以相同的施載參數(shù)直接重新加載至斷裂，而部分樣品在180 ℃ 下保溫20 h，之后繼續(xù)在CMT5105材料測(cè)試機(jī)上以10- 3s-1的恒定速率進(jìn)行同向壓縮測(cè)試。根據(jù)壓縮試驗(yàn)所采集的位移和載荷，換算得到本試驗(yàn)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。對(duì)于屈服不明顯的試樣，以σ0.2為試樣的屈服應(yīng)力。采用含6 g苦味酸、5 mL乙酸、10 mL水和100 mL乙醇的苦味酸溶液作為顯微組織腐蝕液。通過光學(xué)顯微鏡(OM)和掃描電鏡(SEM，VEGA3 TESCAN)觀察顯微組織。采用透射電鏡(TEM)分析材料的微觀結(jié)構(gòu)。試樣先經(jīng)線切割切成0.5 mm的薄片，再用金相砂紙磨到約60 μm，然后低溫離子減薄，加速電壓為200 kV。用陽(yáng)極靶為銅靶的D/max 2500型X射線衍射儀(XRD)分析第二相，測(cè)試電壓為40 kV，電流為200 mA。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 純鎂的退火力學(xué)行為及其影響機(jī)制

本試驗(yàn)所用原始純鎂為組織較為均勻的鑄態(tài)粗晶組織，平均晶粒尺寸約為400 μm。經(jīng)過擠壓之后，顯微組織如圖1(a)所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，擠壓之后晶粒顯著細(xì)化，為大小晶?；旌系幕炀ЫM織，其中大晶粒的尺寸為(20±5) μm，小晶粒的尺寸為4～8 μm。首先將擠壓態(tài)純鎂進(jìn)行沿著擠壓方向的6%預(yù)壓縮，壓縮之后的組織如圖1(b)所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，經(jīng)6%壓縮之后出現(xiàn)了大量的孿晶。

一部分樣品在預(yù)壓縮卸載之后立即同向壓縮至斷裂，另一部分樣品則經(jīng)過180 ℃退火20 h后再同向壓縮至斷裂。樣品的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖2所示。結(jié)果顯示，預(yù)壓縮6%后卸載再直接同向壓縮至斷裂的樣品，其屈服強(qiáng)度約為90 MPa。而預(yù)壓縮6%經(jīng)180 ℃退火20 h后，再同向壓縮至斷裂的樣品，其屈服強(qiáng)度約為75 MPa，退火導(dǎo)致屈服強(qiáng)度明顯降低，即產(chǎn)生了退火軟化現(xiàn)象，說明在該試驗(yàn)條件下得到的擠壓純鎂經(jīng)預(yù)變形和退火后，不會(huì)產(chǎn)生退火硬化效應(yīng)。

圖2 不同狀態(tài)純鎂的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.2 Stress-strain curves of the pure magnesium at different states

2.2 AZ80鎂合金的退火力學(xué)行為及其影響機(jī)制

為了研究預(yù)變形對(duì)AZ80鎂合金退火力學(xué)行為的影響，首先將無預(yù)變形的AZ80鎂合金在180 ℃條件下直接退火20 h，之后對(duì)合金的力學(xué)性能進(jìn)行測(cè)試，研究無預(yù)變形直接退火對(duì)合金力學(xué)性能的影響。原始擠壓態(tài)AZ80鎂合金和經(jīng)180 ℃×20 h退火的AZ80鎂合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖3(a)所示。結(jié)果表明，樣品在沒有預(yù)壓縮存在的條件下直接在180 ℃退火20 h，屈服強(qiáng)度與擠壓態(tài)樣品幾乎一致，表明180 ℃×20 h退火對(duì)擠壓態(tài)AZ80鎂合金的強(qiáng)度沒有明顯的影響。然而，對(duì)擠壓態(tài)AZ80鎂合金進(jìn)行6%預(yù)壓縮后再在180 ℃ 退火20 h，則表現(xiàn)出明顯的退火硬化效應(yīng)，如圖3(b) 所示。由圖3(b)可以看到，對(duì)于6%預(yù)壓縮的AZ80鎂合金，卸載之后立刻同向加載時(shí)，其屈服強(qiáng)度約為190 MPa；而經(jīng)6%預(yù)壓縮再180 ℃×20 h退火的AZ80鎂合金，其屈服強(qiáng)度約為210 MPa，比未退火試樣有約20 MPa的增幅，說明預(yù)變形合金退火時(shí)產(chǎn)生了明顯的退火硬化效應(yīng)。一般情況下，變形之后的金屬材料在退火時(shí)，由于材料內(nèi)部的點(diǎn)缺陷濃度、位錯(cuò)密度等會(huì)降低，且位錯(cuò)的相互纏結(jié)、交割程度會(huì)減弱，材料的強(qiáng)度會(huì)降低；而如果在退火過程中同時(shí)有第二相析出，析出的第二相將阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，會(huì)強(qiáng)化材料。材料最終表現(xiàn)出的是退火強(qiáng)化還是退火軟化，由這些作用綜合決定。對(duì)于本試驗(yàn)中的純鎂，經(jīng)6%預(yù)壓縮后再進(jìn)行180 ℃×20 h退火，強(qiáng)度是降低的，這與Volkov等[23]的研究結(jié)果不一致。而AZ80鎂合金，軟化因素和硬化因素綜合作用，表現(xiàn)出的是硬化現(xiàn)象。

圖3 不同狀態(tài)AZ80鎂合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a)無預(yù)壓縮；(b)有預(yù)壓縮Fig.3 Stress-strain curves of the AZ80 magnesium alloy at different states(a) without pre-compressing; (b) with pre-compressing

圖4 擠壓態(tài)(a)和預(yù)壓縮6%態(tài)(b)試驗(yàn)AZ80鎂合金的顯微組織Fig.4 Microstructure of the extruded(a) and 6% pre-compressed(b) AZ80 magnesium alloy

SEM顯微分析表明，經(jīng)6%預(yù)壓縮的AZ80鎂合金在隨后的退火過程中微觀組織產(chǎn)生了明顯的變化。圖5(a)所示為擠壓態(tài)AZ80鎂合金不經(jīng)預(yù)壓縮直接在180 ℃退火20 h的顯微組織，結(jié)果表明，經(jīng)180 ℃退火20 h后，樣品中有少量的白色第二相粒子。而經(jīng)6%預(yù)壓縮再180 ℃退火20 h的AZ80鎂合金，顯微組織中出現(xiàn)了孿晶，且孿晶和孿晶界析出了較多的白色第二相，組織中局部析出了大量的第二相顆粒，如圖5(b)所示。TEM分析表明，無預(yù)壓縮試樣，在180 ℃退火20 h后，存在著少量的第二相，如圖6(a)所示；而經(jīng)6%預(yù)壓縮再進(jìn)行相同的退火處理，有大量的第二相粒子析出，如圖6(b)所示。

圖5 擠壓態(tài)(a)和預(yù)壓縮6%態(tài)(b)試驗(yàn)AZ80鎂合金180 ℃退火20 h后的SEM圖像Fig.5 SEM images of the extruded(a) and 6% pre-compressed(b) AZ80 magnesium alloy after annealing at 180 ℃ for 20 h

圖6 擠壓態(tài)(a)和預(yù)壓縮6%態(tài)(b)試驗(yàn)AZ80鎂合金180 ℃退火20 h后的第二相TEM圖像Fig.6 TEM images of precipitates in the extruded(a) and 6% pre-compressed(b) AZ80 magnesium alloy after annealing at 180 ℃ for 20 h

為了研究白色析出物的物相，用XRD對(duì)樣品進(jìn)行了分析。圖7(a)為擠壓態(tài)AZ80鎂合金直接180 ℃×20 h退火后的圖譜，可以發(fā)現(xiàn)試驗(yàn)衍射峰符合標(biāo)準(zhǔn)卡片35- 0821(Mg)和01-1128(Al12Mg17)的衍射峰，說明合金主要包含Mg和少量的Al12Mg17兩種相。經(jīng)6%預(yù)壓縮再180 ℃×20 h退火后，與無預(yù)壓縮直接退火合金相比，Al12Mg17的衍射峰強(qiáng)度變強(qiáng)，如圖7(b)所示，表明該相的相對(duì)含量變大。這可能是因?yàn)榻?jīng)過預(yù)壓縮后，合金中位錯(cuò)密度增大，局部點(diǎn)陣畸變?cè)龆?，這種畸變使得合金內(nèi)部存在著內(nèi)應(yīng)力，退火時(shí)有利于第二相的析出。

圖7 擠壓態(tài)(a)和預(yù)壓縮6%態(tài)(b)試驗(yàn)AZ80鎂合金180 ℃退火20 h后的XRD圖譜Fig.7 XRD patterns of the extruded(a) and 6% pre-compressed(b) AZ80 magnesium alloy after annealing at 180 ℃ for 20 h

3 討論

合金冷變形后再退火處理，導(dǎo)致退火強(qiáng)化的原因可能包括：固溶原子在晶界和孿晶界析出、熱處理生成GP區(qū)及第二相析出等，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)從而強(qiáng)化材料。此外，熱處理產(chǎn)生的再結(jié)晶也可能導(dǎo)致強(qiáng)度提高。根據(jù)已有的報(bào)道[21]，無論是熱處理過程導(dǎo)致的固溶原子規(guī)則偏析于孿晶界還是退火導(dǎo)致孿晶消失，或者基面滑移取代退孿生使得強(qiáng)度升高[24]，這些退火強(qiáng)化效應(yīng)，往往都需要預(yù)變形作為前提，即如果不加以預(yù)變形，即使在相同的退火溫度和時(shí)間下，也不會(huì)表現(xiàn)出明顯的退火強(qiáng)化效應(yīng)，甚至可能是退火軟化；而施加預(yù)變形之后再退火，材料的強(qiáng)度明顯地比退火之前的高。在本試驗(yàn)中，AZ80合金中除第二相之外，基體中可能存在固溶原子，固溶原子在退火過程中可能會(huì)偏聚于孿晶界釘扎位錯(cuò)，這種釘扎作用能部分地提高材料的屈服強(qiáng)度；此外，由于經(jīng)過退火后合金中孿晶、孿晶界以及部分晶粒內(nèi)析出了較多的第二相粒子，這些粒子的出現(xiàn)有阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和抑制孿晶繼續(xù)長(zhǎng)大的作用，從而使材料的屈服強(qiáng)度得到提高。

在鎂合金中，滑移和孿生對(duì)材料的塑性變形都起著重要的作用。一般認(rèn)為，在孿晶形核之后，孿晶長(zhǎng)大主導(dǎo)材料的塑性變形，并且需要更高應(yīng)力孿晶才能繼續(xù)長(zhǎng)大[25]。在預(yù)壓縮過程中，大部分孿晶形核已完成，當(dāng)預(yù)孿生樣品沿相同方向重新加載時(shí)，孿晶生長(zhǎng)控制變形。試驗(yàn)AZ80鎂合金，將預(yù)壓縮樣品在180 ℃條件下退火20 h后，由于在孿晶、孿晶界及部分晶粒內(nèi)析出了大量的第二相，起到阻礙孿晶長(zhǎng)大的作用，要使孿晶擴(kuò)展，勢(shì)必需要增加更高的應(yīng)力。此外，變形過程中隨著應(yīng)力的增大也會(huì)有新的滑移系啟動(dòng)，而第二相粒子對(duì)這些新的滑移系的啟動(dòng)也會(huì)起到阻礙作用，導(dǎo)致屈服應(yīng)力明顯增加。在本研究中，可能會(huì)存在固溶原子在孿晶界等位置的偏聚，也會(huì)部分地導(dǎo)致合金屈服強(qiáng)度的提高。但由于第二相粒子大量地在孿晶界析出，使得固溶原子在孿晶界的偏聚很難表征。

對(duì)于AZ80鎂合金來說，退火過程既有導(dǎo)致材料軟化的因素，如回復(fù)；同時(shí)也有導(dǎo)致材料強(qiáng)化的因素，除去第二相析出的強(qiáng)化效應(yīng)，原子在孿晶界的偏析，究竟還有沒有其它的諸如位錯(cuò)重排等導(dǎo)致的強(qiáng)化，還需要進(jìn)一步的深入研究。但是基于同一加工方式得到的純鎂是退火軟化效應(yīng)，盡管材料的微觀結(jié)構(gòu)是很復(fù)雜的，也不可能得到具有相同晶粒尺寸、位錯(cuò)結(jié)構(gòu)、點(diǎn)缺陷結(jié)構(gòu)等微觀結(jié)構(gòu)的純鎂和AZ80鎂合金，但是從歷史文獻(xiàn)[23,26]分析表明，只有極少數(shù)條件的特別純金屬是退火硬化效應(yīng)，如納米尺寸晶粒或者晶粒尺寸非常小的金屬，因此可以近似地認(rèn)為本試驗(yàn)中預(yù)孿生AZ80鎂合金退火過程主要是第二相的析出以及固溶原子在孿晶界的偏析導(dǎo)致了強(qiáng)化效應(yīng)。

4 結(jié)論

對(duì)同一加工工藝得到的擠壓態(tài)純鎂和AZ80鎂合金分別進(jìn)行無預(yù)壓縮和有預(yù)壓縮的180 ℃×20 h退火，研究預(yù)壓縮和退火對(duì)材料顯微組織和力學(xué)性能的影響，主要結(jié)論如下：

1) 試驗(yàn)擠壓態(tài)純鎂經(jīng)6%預(yù)壓縮后卸載，再直接同向壓縮至斷裂，屈服強(qiáng)度約為90 MPa。6%預(yù)壓縮后再經(jīng)180 ℃退火20 h，屈服強(qiáng)度約為75 MPa，產(chǎn)生了退火軟化效應(yīng)。

2) 擠壓態(tài)AZ80鎂合金直接180 ℃退火20 h，合金的屈服強(qiáng)度幾乎不變，說明直接退火對(duì)合金的屈服強(qiáng)度幾乎沒有影響。而經(jīng)6%預(yù)壓縮再在180 ℃退火20 h 后，與6%預(yù)壓縮直接同向加載的樣品相比，屈服強(qiáng)度提高了20 MPa，出現(xiàn)了明顯的退火強(qiáng)化效應(yīng)。

3) 經(jīng)過預(yù)壓縮的AZ80合金，在隨后的退火過程中在孿晶和孿晶界中析出了較多的第二相顆粒，第二相顆粒的析出和可能的固溶原子偏聚阻礙了孿晶的生長(zhǎng)和位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而提高了材料的屈服強(qiáng)度。