孿晶界對AZ31鎂合金靜態再結晶的影響

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、電磁屏蔽效果優良、零件尺寸穩定等性能，被廣泛應用于航空、航天、汽車、3C產品、印刷和紡織等行業中[1]。然而，鎂合金具有HCP結構，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，孿晶對鎂合金動態再結晶具有重要作用，壓縮孿晶比拉伸孿晶更有利于促進再結晶的形核和長大，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，且由于靜態再結晶的作用，弱化了變形產生的強基面織構[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。塑性變形后發生的再結晶現象對實際的加工和生產具有重要意義[8]。目前，關于孿晶界對鎂合金再結晶影響的研究主要集中在動態再結晶[9?11]，而孿晶界對靜態再結晶影響的研究相對較少。

為此，本文作者以鑄態 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以及退火溫度、退火時間對孿晶處再結晶的影響，探討不同孿晶界再結晶形核與長大機理。

1 實驗

實驗原材料為AZ31鑄態鎂合金，其具體成分如表1所列。首先將鑄態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生的孿晶的金相組織。當形變量較小(4%)時，孿晶形貌區別不明顯(見圖2(a)和(b))。當變形量達到8%時，鍛造變形產生的孿晶方向錯亂、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生交錯(見圖2(e)和(f))。

圖3所示為將圓柱體樣品從側面進行掃描的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生旋轉(見圖4)，最終使(0002)基面旋轉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 孿晶處的靜態再結晶過程

2.2.1 退火溫度與退火時間的影響

圖5所示為經8%壓縮變形后AZ31鎂合金分別在200(低于再結晶溫度)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，孿晶界出現再結晶形核現象，但在退火1 h時，仍然可以看到大量未發生再結晶的孿晶。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晶的時間。

2.2.2 變形量與變形方式的影響

圖2 經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晶新晶粒的出現。

當鎂合金發生塑性變形時，組織內部產生位錯和孿晶，以利于鎂合金更大程度的塑性變形。塑性變形量越大，組織內由于缺陷產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，內應力發生松弛，從而發生再結晶[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 ℃條件下也發生了孿晶處的再結晶(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生再結晶，因為鍛造易產生交叉孿晶，而壓縮則產生大量平行排列的孿晶。由于位錯容易在交錯處塞積，所以，所有交叉處形核現象非常明顯。尤其是 12%鍛造變形量的樣品(見圖6(e))，再結晶已趨于完成，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))，這些孿晶界在靜態再結晶后期將逐漸被晶粒吞并。

圖3 經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更易出現再結晶(見圖7(b))；②小角度晶界的發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小角度晶界 Δθ時，則在此處以更為再結晶的核心(見圖7(c))；③在一次孿晶層 1內部發生二次孿晶2時，二次孿晶2可形成其他核心(見圖7(d))。

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

圖8 經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)所示為孿晶內部亞晶合并形成小角度晶界進而發展成晶核的過程。由于形變量較大，孿晶內有大量位錯的存在。當退火5 min時，孿晶內的位錯經過遷移合并形成亞結構，形成小角度晶界(如8(b)中箭頭所指)，并與孿晶相連，逐步發展成新晶粒。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合并周圍的亞晶從而發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，形變能和內應力集中。經退火處理后，很短時間內就會具有足夠的驅動力，產生新晶粒。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長大(見圖8(f))。可以看出，兩個孿晶的交叉點比經典孿生形核機理圖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，在孿晶界發現的凸出形核過程如圖7(a)所示：孿晶界內外兩側位錯密度分布不均勻，退火時基體內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生再結晶的孿晶，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，即使在經過24 h的退火保溫后，仍然保持著原來的形貌，而不發生再結晶。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晶，原因是形變時孿晶界會發生遷移，緩和了塑性變形引起的內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，但是其儲備的驅動力不足以促使再結晶的進行。另外，一些孿晶變體(二次孿晶)并不易于成為再結晶的形核點，如圖9(g)和(h)所示。壓縮12%的試樣經300℃退火5 min和1 h后，周圍一次孿晶界處已經有新晶粒形成，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，或是其產生過程釋放了原來孿晶處的內應力，所以沒有足夠的驅動力產生新晶粒。此結論與文獻[4]所認為的二次孿晶有利于再結晶形核的觀點不同。

圖9 經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 結論

1)鍛造產生的孿晶較短且取向錯亂，而壓縮變形產生的孿晶則較狹長，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。

2)孿晶界對鑄態AZ31鎂合金再結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生再結晶。

3)提出了低溫下“孿晶界凸出形核”機理，發現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先形核的位置，這與經典的孿生形核理論的觀點不同。

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