多向锻造变形和退火处理对AZ31镁合金微观组织和力学性能的影响①

聂志诚，张 欣，刘 筱

（湖南科技大学 材料科学与工程学院，湖南 湘潭411210）

镁合金具有比强度和比刚度高等一系列优点，在航空航天、交通运输等领域具有广阔的应用前景。但由于镁的晶体结构为密排六方，镁合金通常表现出较差的塑性成形能力，一定程度上限制了镁合金的大规模应用［1］。研究表明［2-6］，大塑性变形技术通过细化镁合金晶粒从而提高镁合金塑性成形能力，近年被广泛关注，高应变速率多向锻造技术便是其中最适宜工业化生产的大塑性变形技术之一。通常多向锻造制备的锻造坯需要进行二次成形方能成形零件，后续的加热处理势必对其成形和性能产生重要影响，但目前关于高应变速率多向锻造镁合金后续热处理的研究还鲜有报道。本文以AZ31镁合金为研究对象，分析多向锻造变形和退火处理对其显微组织的影响，为镁合金应用提供技术支持。

1 实 验

实验所用材料为半连续铸造AZ31镁合金，名义成分为Mg⁃3Al⁃1Zn⁃0.3Mn。在400℃下对合金进行12 h均匀化处理后水淬，将合金加工成长宽高分别为70 mm×70 mm×80 mm的锻造坯。将锻造坯置于马弗炉中加热，加热温度300℃，保温时间10 min。采用C41⁃150型空气锤依次沿3个正交方向进行多向锻造，如图1所示，第1道次锻造方向垂直于A面，第2道次锻造方向垂直于B面，第3道次锻造方向垂直于C面，依次循环。多向锻造道次变形量为15%，即道次应变∑Δε＝0.16，应变速率约为100 s-1。将累积应变∑Δε＝0.96的锻造合金分别在200℃、300℃和400℃下进行4 h、8 h、12 h和16 h退火处理，采用电子背散射衍射仪（EBSD）、金相显微镜和X射线衍射仪对锻造合金和退火处理合金进行微观组织分析。沿图1中RD方向在锻坯芯部加工拉伸试样进行室温拉伸实验，拉伸应变速度为0.5 mm／min。

图1 高应变速率多向锻造示意图

2 实验结果及讨论

2.1 高应变速率多向锻造组织演变

图2 为合金高应变速率多向锻造过程的EBSD⁃BM图和取向差分布，取向差分布图中38°、56°、64°和86°处出现的峰值分别对应和孪晶。从图2可以看出，当累积应变∑Δε＝0.16时，大量孪晶分割初始晶粒，同时在初始晶界和孪晶上产生大量细小的再结晶晶粒，取向差分布图中存在4个峰值，分别位于38°、56°、64°和86°，即和孪晶以及二次孪晶同时存在，如图2（a）所示。随着累积应变增大，再结晶程度提高，孪晶密度下降，56°和64°处不再出现峰值，但38°和86°处依然存在明显峰值，即和孪晶减少，而孪晶和二次孪晶依然大量存在，如图2（b）和（c）所示。当累积应变∑Δε增加到0.96时，孪晶基本消失，取向差呈随机分布，取而代之的是均匀细小的再结晶晶粒，如图2（d）所示。

图2 不同累积应变多向锻造合金EBSD⁃IPF图和EBSD⁃BM图

由于镁合金独立滑移系较少，孪生在镁合金塑性成形中发挥着至关重要的作用，尤其是在高应变速率成形时，用于位错滑移的时间有限，孪生的作用更为凸显，导致大量孪晶的产生。孪晶界与晶界一样可以阻碍位错运动，为再结晶提供储能，从而在孪晶上形成再结晶晶粒［3］。在本研究中，由于孪晶界的数量远大于初始晶界的数量，孪生诱发动态再结晶是高应变速率多向锻造过程的主要晶粒细化机制。在高应变速率多向锻造成形中，孪晶和二次孪晶几乎存在于所有未发生完全动态再结晶的合金中，因此孪生是合金高应变速率多向锻造过程的主要孪生机制。

图3 为累积应变∑Δε＝0.96时合金的晶粒尺寸分布图。从图3可以看出，合金平均晶粒尺寸7.82 μm，标准偏差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以下的小晶粒数量占比82.2%，小晶粒面积占比63.3%，晶粒尺寸15 μm以上的大晶粒数量占总晶粒数量的1.1%，大晶粒面积占总面积的4.4%。

图3 累积应变∑Δε＝0.96时多向锻造合金晶粒尺寸分布

累积应变∑Δε＝0.96时合金的宏观织构如图4所示。从图4可以看出，多向锻造合金呈现明显的双峰基面织构特征，与轧制形成的板织构和挤压形成的丝织构相比，这是一种典型的弱基面织构［7］。多向锻造成形产生弱基面织构的原因可能是：①加载方向的变化使滑移在更多的滑移面上启动从而减弱了基面织构；②强烈的动态再结晶减小了合金的各向异性。

图4 累积应变∑Δε＝0.96时多向锻造合金（0002）极图

2.2 退火处理组织演变

图5 为累积应变∑Δε＝0.96的锻造合金经不同工艺退火后的金相组织。合金在200℃退火4 h后，晶粒没有发生明显长大，如图5（a）所示；合金在200℃退火16 h后，合金平均晶粒尺寸长大到约10 μm，且晶粒组织基本均匀，如图5（b）所示。合金在300℃退火4 h后，部分晶粒出现异常长大，尺寸约为20 μm，如图5（c）所示；合金在300℃退火16 h后，部分晶粒长大到50 μm左右，如图5（d）所示。合金在400℃退火4 h后，部分晶粒异常长大更为明显，尺寸约50 μm，如图5（e）所示；合金在400℃退火16 h后，晶粒组织趋于均匀，平均晶粒尺寸约30 μm，如图5（f）所示。

图5 不同退火工艺AZ31镁合金金相组织

图6 为累积应变∑Δε＝0.96的锻造合金经不同工艺退火后的（0002）极图。合金在200℃退火4 h后，极图依然呈现双峰基面织构特征，但其极密度略有升高，如图6（a）所示。合金在200℃退火16 h后，双峰基面织构特征消失，极图呈现典型的板织构特征，且其极密度进一步升高，如图6（b）所示。合金在300℃和400℃退火后，其织构均为典型的板织构，且其织构强度随着退火温度和退火时间增加而增大，如图6（c）～（f）所示。

图6 不同退火工艺AZ31镁合金（0002）极图

研究表明，镁合金再结晶形核能在一定程度上弱化镁合金基面织构［8］，然而后续的晶粒长大过程中基面织构组分晶粒具备晶粒长大优势，从而导致基面织构逐渐增强。结合金相组织和织构分析可知，退火温度200℃时，晶粒长大不明显，合金基面织构强度增加幅度不大，表明多向锻造合金在退火温度不高于200℃时具有较好的热稳定性；退火温度300℃和400℃时，晶粒异常长大明显，且晶粒尺寸随着退火温度和退火时间增加而增大，因此合金基面织构强度随退火温度和退火时间增加而增大。

2.3 力学性能

图7 为AZ31镁合金经均匀化处理、多向锻造（∑Δε＝0.96）和不同温度退火12 h的力学性能。从图7可以看出，经过多向锻造成形后，合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别从锻造前的186.6 MPa、127.2 MPa和3.7%提高至320.3 MPa、218.5 MPa和30.3%，表明多向锻造成形可以大幅提高合金的综合力学性能，这主要取决于多向锻造成形强烈的晶粒细化能力和弱基面织构的产生。此外，随着退火温度升高，合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率均呈下降趋势，这主要是由晶粒尺寸增大和基面织构增强引起的。

图7 不同状态下的AZ31镁合金力学性能

3 结 论

1）｛1012｝拉伸孪生和｛1011｝⁃｛1012｝二次孪生是多向锻造过程的主要孪生机制，由于孪生诱发动态再结晶的作用，当累积应变∑Δε＝0.96时，合金组织迅速细化至7.8 μm，其宏观织构为双峰基面织构，合金综合力学性能优异，抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为320.3 MPa、218.5 MPa和30.3%。

2）由于基面织构组分晶粒在退火过程中具备晶粒长大优势，锻造合金的晶粒尺寸和基面织构强度均随退火温度和时间增加而增大，合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率随退火温度升高而下降。