道次壓下量和退火工藝對Mg-Zn-Ce-Zr合金微觀組織及力學(xué)性能的影響

張亞萍 ，靳 麗 ，董 杰 ，章楨彥 ，王 瑤

(1.上海交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200240；2.上海交通大學(xué) 輕合金精密成型國家工程研究中心，上海 200240)

變形鎂合金在成形過程中容易形成較強的織構(gòu)，導(dǎo)致合金成形性及塑性較差，嚴(yán)重制約了變形鎂合金的進一步發(fā)展和廣泛應(yīng)用[1]。通過弱化織構(gòu)，可以顯著提高變形鎂合金的塑性和成形性。因此，如何有效弱化鎂合金織構(gòu)已經(jīng)成為近年來國內(nèi)外研究的熱點問題。目前，弱化鎂合金織構(gòu)的手段可以分為兩類[2]：一是，通過設(shè)計特殊的成型工藝，如等徑角擠壓[3]和異步軋制[4]來引入剪切變形，可以使軋制后鎂合金組織出現(xiàn)變形不均勻現(xiàn)象，在微觀組織中出現(xiàn)很明顯的孿生和剪切帶，為再結(jié)晶提供形核點，并且這些變形帶能夠使再結(jié)晶晶?；嫫叫杏诩羟衅矫?，造成一定程度上的織構(gòu)弱化[5]；二是，添加Y、Ce、Nd等稀土元素[6-8]，添加少量的稀土即可對織構(gòu)弱化起到非常明顯的效果，但人們對稀土弱化織構(gòu)的機理還不夠清楚。學(xué)者們對此提出了多種解釋，如粒子促進形核機理[9]、溶質(zhì)拖拽機理[5]以及改變鎂合金晶粒結(jié)構(gòu)[10]等。還有學(xué)者認(rèn)為[11]，稀土的添加改變了稀土元素與 Mg 原子之間的鍵能以及稀土元素周圍Mg—Mg 原子鍵能，并且可能改變基面及非基面的層錯能，從而改變基面及非基面滑移系以及孿生開動的臨界剪切應(yīng)力。

Ce的添加對弱化變形鎂合金織構(gòu)效果明顯，如Mg-0.2%Ce二元合金在變形后基面織構(gòu)明顯弱化，伸長率可以達到 31%，但是強度較低(YS=68.6 MPa，UTS=170 MPa)[11]。Zn元素的添加可以顯著提高鎂合金的強度[12]。因此，本課題組嘗試在Mg-0.5%Ce二元合金基礎(chǔ)上添加 Zn元素，結(jié)果表明，合金強度確實得到提高，但Zn元素的添加削弱了Ce元素弱化擠壓絲織構(gòu)的效果，降低了合金塑性，當(dāng)Zn含量為0.5%時合金表現(xiàn)出良好的強度和塑性[13]。鎂合金板材軋制過程中往往容易形成較強的基面織構(gòu)[14]，但也可以通過軋制工藝參數(shù)的優(yōu)化有效控制板材織構(gòu)，一方面可以通過控制道次變形量引入剪切變形來弱化織構(gòu)；另一方面，鎂合金板材多道次軋制過程中或者軋制后一般都需要進行退火，而退火對變形鎂合金的織構(gòu)也有一定的弱化效果。本文作者以 Mg-0.5%Zn-0.5%Ce-0.5%Zr合金為基礎(chǔ)，研究軋制過程中的微觀組織演變，討論道次壓下量、退火對合金微觀組織(特別是織構(gòu))及力學(xué)性能的影響，為開發(fā)高性能變形鎂合金板材提供依據(jù)。

1 實驗

實驗合金由純鎂、純鋅、Mg-30% Zr和Mg-50% Ce中間合金在SF6/CO2混合氣體保護下，用電阻爐于容量為30 kg不銹鋼坩堝中熔煉制得。合金在700～780 ℃熔化，熔化后的合金在700 ℃采用半連續(xù)鑄造工藝，澆注成d70 mm的圓鑄錠進行后續(xù)加工，合金成分見表1。鑄錠經(jīng)過550 ℃固溶5 h后制成8 mm厚板料(60 mm×200 mm)進行軋制。軋制開始前，軋輥溫度為200℃，先將板料預(yù)熱到400 ℃并保溫0.5 h，之后以10 m/min的速度、預(yù)定的道次壓下量(分別為20%、30%和50%)進行軋制變形，道次中間在400 ℃退火5 min。板料厚度達到預(yù)定要求時即停止軋制并用常溫水冷卻，具體工藝見表2，板材宏觀形貌見圖1。軋制后的板材在500 ℃不同時間(5 min～2 h)進行退火。

表1 合金化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of investigated alloy (mass fraction, %)

圖1 合金在400 ℃以不同道次壓下量軋制后板材宏觀形貌Fig.1 Macrographs of Mg-Zn-Ce-Zr sheets after being rolled at 400 ℃ with different per-pass reductions: (a)20% per-pass reduction; (b)30% per-pass reduction; (c)50% per-pass reduction

合金顯微組織用Zeiss Axio Observer A1光學(xué)顯微鏡和JEM2100透射電鏡進行觀察。金相取樣位置在板材的 RD-ND方向，鑲樣后經(jīng)粗磨、細磨、拋光，再用 MgO粉末精拋以去除磨痕和減少表面氧化，最后在腐蝕劑(20 mL醋酸+1 mL硝酸+19 mL水)中腐蝕15 s。合金物相分析采用TESCAN VEGA II型掃描電子顯微鏡(SEM)的附件Oxford能譜儀(EDX)進行。利用 X射線衍射儀(PW3040/60)測試、分析合金軋制前后宏觀織構(gòu)的變化。拉伸試驗在Zwick電子萬能材料試驗機 BTC-FR020TNA50上進行。試驗加載速率為1 mm/min。記錄合金的抗拉強度、屈服強度、伸長率以及應(yīng)力—應(yīng)變曲線。

表2 Mg-Zn-Ce-Zr 合金的軋制工藝參數(shù)Table 2 Rolling parameters of Mg-Zn-Ce-Zr sheet

2 結(jié)果與討論

2.1 道次壓下量對合金微觀組織的影響

Mg-Zn-Ce-Zr合金軋制前的顯微組織如圖2所示。鑄態(tài)合金的晶粒呈等軸狀，晶粒大小約為40 μm，晶間分布著大量Mg12Ce共晶相。合金經(jīng)550 ℃固溶5 h后，組織中非平衡凝固的粗大析出相已基本溶解到基體中，但晶粒略有長大。另外，固溶后的組織顯示在晶粒內(nèi)部有許多細小的第二相粒子呈花斑狀聚集在一起，由前人研究[15]可知，這些第二相粒子為 ZrH2、Zn2Zr3及其他尚未被認(rèn)知的富Zr粒子。

合金在400 ℃、分別經(jīng)20%道次壓下量及5道次(400-20%-5P)和50%道次壓下量及2道次(400-50%-2P)軋制后(見圖3)，合金呈明顯的變形態(tài)組織形貌，晶粒沿軋制方向被拉長，晶內(nèi)和晶界處存在大量析出相。物相分析結(jié)果表明，這些析出相為Mg-Ce相和Zn-Zr相，形貌如圖4所示。粗大的圓盤狀Mg-Ce相多分布在晶界周圍，更多細小的Mg-Ce相彌散分布在晶粒內(nèi)部，而桿狀Zn-Zr相則以團簇形式游離在合金的晶內(nèi)和晶界處。由圖2可知，鑄態(tài) Mg-Zn-Ce-Zr合金中Mg12Ce相主要不連續(xù)分布在晶界處，隨后的固溶處理使這些相均勻地溶解到合金基體中；但是由于預(yù)熱溫度、變形溫度均低于Mg-Ce共晶溫度，合金中過飽和的 Ce導(dǎo)致第二相粒子的靜態(tài)析出與動態(tài)析出[16]。為了更清楚觀察軋制態(tài)Mg-Zn-Ce-Zr合金的顯微組織，作者挑選了部分試樣利用 TEM 技術(shù)來進一步表征，結(jié)果如圖5所示。

圖2 Mg-Zn-Ce-Zr合金軋制前的顯微組織Fig.2 Microstructures of Mg-Zn-Ce-Zr alloy before rolling:(a)As-cast alloy; (b)T4 alloy

圖3 軋制態(tài)Mg-Zn-Ce-Zr合金的顯微組織Fig.3 Microstructures of rolled Mg-Zn-Ce-Zr alloys: (a)400-20%-5P; (b)400-50%-2P

圖4 軋制態(tài)Mg-Zn-Ce-Zr合金第二相SEM像(400-20%-5P)Fig.4 SEM image showing the second phases of rolled Mg-Zn- Ce-Zr alloy (400-20%-5P)

圖5所示為400-50%-2P與400-20%-5P軋制態(tài)合金的TEM像。由圖5(a)可知，400-50%-2P軋制態(tài)合金的晶界和第二相粒子周圍存在大量的位錯塞積。在圖5(b)所示高位錯密度區(qū)域還發(fā)現(xiàn)有許多大小和邊界模糊的位錯胞狀亞結(jié)構(gòu)。相比之下，400-20%-5P軋制態(tài)合金中位錯密度較低，且第二相粒子較粗大，如圖5(c)所示。400-20%-5P軋制態(tài)合金中同樣存在亞結(jié)構(gòu)。由圖5(d)可知，其大小和邊界都較為清晰。綜上所述，在400 ℃、以不同道次壓下量軋制后合金發(fā)生了不同程度的動態(tài)回復(fù)，但沒有發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。因此，在光學(xué)顯微鏡下觀察，不同道次壓下量軋制后的組織并未發(fā)現(xiàn)明顯差異。但是進一步用 TEM 觀察得知，道次壓下量對組織的影響體現(xiàn)在高位錯密度區(qū)域的形成。以大道次壓下量軋制后，合金內(nèi)部存在大量的位錯塞積和胞狀亞結(jié)構(gòu)，可以為再結(jié)晶提供形核點，也為后續(xù)退火過程中的再結(jié)晶提供驅(qū)動力，從而對退火后組織產(chǎn)生影響。對于高位錯密度區(qū)域的形成，有文獻[5]表明是由于剪切變形的引入，使軋制后鎂合金組織出現(xiàn)變形不均勻現(xiàn)象，在微觀組織中出現(xiàn)孿生和剪切帶，為再結(jié)晶提供形核點，并且這些變形帶能夠使再結(jié)晶晶?；嫫叫杏诩羟衅矫?，造成一定程度上的織構(gòu)弱化。

圖5 軋制態(tài)Mg-Zn-Ce-Zr合金TEM像Fig.5 TEM image of rolled Mg-Zn-Ce-Zr alloys: (a), (b)400-50%-2P; (c), (d)400-20%-5P

2.2 退火對合金微觀組織的影響

400-50 %-2P軋制態(tài)合金經(jīng) 500 ℃不同時間(5 min～2 h)退火后發(fā)生了明顯的靜態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象，如圖6所示。由圖6(a)可知，500 ℃退火5 min已經(jīng)可以使靜態(tài)再結(jié)晶進行得很充分，再增加退火時間至30 min時再結(jié)晶晶粒有些許長大，平均晶粒尺寸由18 μm增長到22 μm(見圖6(b))。繼續(xù)增加退火時間達2 h后，發(fā)現(xiàn)個別晶粒明顯長大(見圖6(d))，平均晶粒度達到26 μm，同時發(fā)現(xiàn)許多第二相粒子釘扎在晶界處。由圖5(a)和(b)可知，在 50%道次壓下量軋制過程中，合金內(nèi)部存在的大量位錯塞積和亞結(jié)構(gòu)，這說明變形過程中合金內(nèi)部積聚了較大的內(nèi)應(yīng)力而使其處于非常不穩(wěn)定的狀態(tài)。此時，對合金進行高溫退火處理，在很短的時間內(nèi)變形合金內(nèi)部就可以獲得足夠能量而產(chǎn)生無應(yīng)變的新晶粒，即靜態(tài)再結(jié)晶核心。隨后再結(jié)晶程度不斷增加直至原始變形組織完全消失。值得注意的是，延長退火時間晶粒雖長大，但長大速度較緩慢，這可能是由于第二相粒子釘軋在晶界處對晶粒長大起到一定的抑制作用[17]。

圖7所示為固溶態(tài)、軋制態(tài)及軋制退火態(tài)合金的{0001}和{1 010}極圖，顯示了400 ℃軋制變形后，道次壓下量及后續(xù)退火工藝對合金織構(gòu)的影響。由圖7可知，軋制前固溶態(tài)合金的織構(gòu)較弱，呈現(xiàn)較隨機的晶粒取向。合金經(jīng)軋制后主要呈基面板織構(gòu)，其中小道次壓下量(20%)軋制后合金的基面織構(gòu)較弱，最大極密度較低，為3.566。軋制道次壓下量增加(50%)，合金的基面織構(gòu)明顯增強，最大極密度也增加，為5.328。圖7(d)所示為400-50%-2P軋制態(tài)合金經(jīng)500 ℃退火1 h后的極圖。由圖7(d)可知，再結(jié)晶退火后合金的基面織構(gòu)明顯減弱，c軸取向明顯偏離軋面法線方向，變得更加分散，最大極密度由5.328降為2.589，低于合金軋制前的最大極密度2.968。軋制過程中形成基面織構(gòu)的主要原因是變形過程中的基面a滑移[18]及孿生[19]，且織構(gòu)強度隨著道次壓下量的增加而增加，這與AZ31等合金板材的織構(gòu)形成機理一致。但是合金退火后，板織構(gòu)明顯弱化，取向更加隨機分布，這是由于退火過程中合金發(fā)生了明顯的再結(jié)晶，新的再結(jié)晶晶粒取向發(fā)生了轉(zhuǎn)變。

2.3 道次壓下量及退火對合金力學(xué)性能的影響

圖6 軋制態(tài)Mg-Zn-Ce-Zr合金經(jīng)500 ℃不同時間退火后的顯微組織Fig.6 Microstructures of rolled Mg-Zn-Ce-Zr alloy annealed at 500 ℃ for different times: (a)5 min; (b)30 min; (c)1 h; (d)2 h

圖7 固溶態(tài)、軋制態(tài)及軋制退火態(tài)Mg-Zn-Ce-Zr合金極圖Fig.7 Pole figures of Mg-Zn-Ce-Zr sheets: (a)T4; (b)400-20%-5P; (c)400-50%-2P; (d)400-50%-2P annealed at 500 ℃ for 1 h

圖8 軋制態(tài)、軋制退火態(tài)Mg-Zn-Ce-Zr合金的3個方向(0°、 45°、 90°)應(yīng)力—應(yīng)變曲線Fig.8 Stress—strain curves of Mg-Zn-Ce-Zr alloys at three directions (0°, 45° and 90°): (a)400-20%-5P; (b)400-30%-3P; (c)400-50%-2P; (d)400-50%-2P after annealing for 1 h

圖8所示為軋制態(tài)、軋制退火態(tài)合金在平行于軋制方向 0°、與軋制方向成 45°方向及垂直于軋制方向90°的應(yīng)力—應(yīng)變曲線，顯示了道次壓下量及退火工藝對板材各向異性的影響。由圖8可知，對于軋制態(tài)的合金板材，小道次壓下量軋制時，合金具有一定的各向異性；用大道次壓下量軋制時，合金在3個方向的各向異性變得非常明顯。這說明，采用大道次壓下量軋制時晶粒會表現(xiàn)出明顯的擇優(yōu)取向，軋制態(tài)合金表現(xiàn)出明顯的各向異性。但同一試樣退火后各向異性又得到明顯改善。鎂合金板材的各向異性與織構(gòu)分布密切相關(guān)。由前一節(jié)微觀組織的觀察分析可知，軋制態(tài)合金板材主要含還未再結(jié)晶的變形組織，合金中具有不同程度的位錯胞及亞結(jié)構(gòu)。合金的晶粒取向表現(xiàn)為較為明顯的軋制板織構(gòu)(見圖7(b)和(c))，且隨著道次壓下量的增加，板織構(gòu)的強度也隨之增加。板織構(gòu)越強，板材的各向異性越明顯(見圖8)。板材經(jīng)退火后，合金發(fā)生了靜態(tài)再結(jié)晶，退火后的鎂合金板織構(gòu)相對弱化(見圖7(d))。具有較弱織構(gòu)的退火板材，其各向異性也得到明顯改善(見圖8(d))。結(jié)果表明，控制Mg-Zn-Ce-Zr合金軋制過程中的工藝參數(shù)、隨之控制塑性變形及再結(jié)晶行為，對最終板材的微觀組織特別重要。在結(jié)合軋制過程中再結(jié)晶行為及織構(gòu)形成機理研究的基礎(chǔ)上，可開發(fā)出高塑性成形性的鎂合金板材。

3 結(jié)論

1)在400 ℃以不同道次壓下量軋制后，合金發(fā)生了不同程度的動態(tài)回復(fù)，但沒有發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。相比較而言，50%道次壓下量軋制后的合金包含了更多的位錯結(jié)構(gòu)。

2)軋制后合金主要呈現(xiàn)典型的{0001}基面織構(gòu)，且采用大道次壓下量軋制的合金的基面織構(gòu)較強。

3)軋制合金經(jīng)500 ℃退火5 min后，發(fā)生了明顯的靜態(tài)再結(jié)晶，延長退火時間，晶粒長大，但長大速度較緩慢。退火后合金的{0001}基面織構(gòu)明顯減弱，主要由于靜態(tài)再結(jié)晶后晶粒取向發(fā)生轉(zhuǎn)變，弱化了基面織構(gòu)。

4)由于織構(gòu)的存在，軋制態(tài)合金表現(xiàn)出明顯的各向異性；退火后，由于織構(gòu)弱化，合金的各向異性得到明顯改善。

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