(中南大學 機電工程學院，高性能復雜制造國家重點實驗室，湖南 長沙，410083)

基于節(jié)約能源和環(huán)境保護對人類可持續(xù)發(fā)展的重要性，鎂合金以其密度小、比強度高以及易于加工成形和回收等特性受到了空前的關注。目前，鎂合金產品主要通過鑄造或多道次軋制的生產方式獲得，成材率低，能耗大，塑性變形能力差等，限制了鎂合金的開發(fā)及應用[1?6]。為此國內外專家對鎂合金性能改善做了一系列相關研究。Koike等[7]研究表明：細化晶粒是提高鎂合金綜合力學性能的有效手段；李婷等[8?9]研究指出：電磁鑄軋是細化合金晶粒的有利手段之一；李建平等[10?12]研究發(fā)現(xiàn)：施加超聲波外場鑄軋的鎂合金晶粒更細更均勻；Mao等[13]研究發(fā)現(xiàn)：引入復合能場(電磁能場+超聲能場)的鎂合金鑄軋極大地細化晶粒，減少偏析。然而鑄軋后的板帶組織不均勻，各向異性嚴重及加工硬化等，影響了鎂合金的后續(xù)加工性能。為此改善鎂合金板帶的后續(xù)加工性能，已成為當今國內外研究鎂合金板帶的熱門課題之一。楊文朋等[14?15]研究表明：合理控制鎂合金的退火溫度和保溫時間，可使合金產生大量細小等軸晶，提高合金的塑性變形能力。Yang等[16?18]實驗證明：退火可消除軋制后鎂合金板帶殘余內應力，原始變形組織及減小加工硬化，改善合金后續(xù)加工性能。國內外對普通鑄軋鎂合金熱處理進行了大量研究，而施加復合能場鑄軋鎂合金的熱處理相關研究則尚未見報道，因此，研究熱處理對AZ31B鎂合金復合能場鑄軋板帶性能的影響在鎂合金板帶的后續(xù)加工應用中具有重要現(xiàn)實意義。

1 實驗

1.1 材料制備

首先將工業(yè)純鎂、純鋁、純鋅按相應比例配料并置其在容量為200 kg電阻式坩堝爐內進行熔煉(溫度為695～705 ℃)并保溫0.5 h，熔煉時坩堝爐內通入氬氣保護，以防止鎂熔體被氧化和燃燒，其次將鎂熔體通過流槽、前箱(溫度保持在670～680 ℃)、過橋、鑄嘴等，最后送入直徑為400 mm，長度為500 mm水平式雙輥鑄軋機，分別進行普通和復合能場(位于鑄嘴里鎂熔體的正上方插入超聲波棒及通入交變線圈而產生電磁能場)的鎂合金板帶鑄軋實驗，制備出2種鑄軋狀態(tài)下寬200 mm、厚4.8 mm的表面光亮、邊部整齊的AZ31B鎂合金板帶。AZ31B鎂合金的合金成分見表1。

1.2 實驗方法

將2種AZ31B鎂合金鑄軋板帶在KSW?4D?C電爐溫度控制器內進行退火，退火工藝見表 2。然后按橫截面、縱截面、法向面3個方向取退火鑄軋鎂板的金相試樣，經(jīng)過鑲嵌、水磨、粗磨、細磨、拋光、腐蝕等金相工序后，在Leica DMI 5000M金相顯微鏡下觀察并對比各退火狀態(tài)的微觀組織；然后按照 GB/T 228—2002《金屬材料室溫拉伸試驗方法》的規(guī)定對退火鑄軋鎂板按橫向、縱向和 45°方向選擇性截取拉伸試樣，每個方向取3個樣，進而在WPL?250動靜萬能試驗機上做拉伸力學性能試驗并進行對比(拉伸速率為v=1 mm/s)；同時在HW?187.5型布氏硬度計上(加載力F=62.5 kN，鋼球直徑D=2.5 mm)進行硬度測試并找出退火溫度和保溫時間對合金硬度的影響規(guī)律；最后在JSM?6490LV能譜儀上進一步分析和對比退火后普通鑄軋鎂板與復合能場鑄鎂板的析出相組織。

表1 AZ31B鎂合金的化學成分(質量分數(shù))Table 1 Chemical composition of AZ31B alloy %

表2 鑄軋鎂板的退火工藝參數(shù)Table 2 Annealing process parameters of Mg roll-casting sheets

2 結果與分析

2.1 退火前鑄軋鎂板的微觀組織

圖1所示為退火前AZ31B鑄軋鎂合金板帶的顯微組織。由圖 1(a)可知：普通鑄軋鎂板內菊花狀枝晶網(wǎng)胞發(fā)達，晶粒粗大，組織不均勻，部分晶粒直徑達到200 μm以上；而由圖1(b)可見：復合能場鑄軋鎂板大部分菊花狀枝晶網(wǎng)胞被打碎成纖維狀或塊狀，晶粒平均直徑為30～40 μm。說明了鑄軋鎂熔體在復合能場的振蕩攪拌作用下，初生α相枝晶臂被剪切并流動到液相中，增加了液相和晶核之間的碰撞摩擦，形成尺寸更小的新晶核，因此復合能場對鑄軋鎂板晶粒具有細化均勻作用。

圖1 退火前的AZ31B鑄軋鎂合金板帶顯微組織Fig.1 Microstructures of Mg roll-casting sheets

2.2 退火對鑄軋鎂板微觀組織的影響

圖2所示為250 ℃，4 h退火處理時的AZ31B鑄軋鎂合金板帶顯微組織。由圖2(a)可看出：在250 ℃退火時，4 h內未經(jīng)復合能場處理的普通鑄軋鎂板無明顯再結晶，存在大量原始晶粒變形組織，晶粒組織不均勻且晶界模糊。相比而言，由圖2(b)可見：復合能場鑄軋鎂板內大部分菊花狀枝晶網(wǎng)胞已逐漸消失，融入基體并形成新的晶核，出現(xiàn)再結晶形核，新生晶粒細小。退火初始，大量黑色短棒狀金屬間化合物(主要是β[Mg(Al, Zn)]相)[19]富集在2種鑄軋鎂板的晶界和枝晶網(wǎng)胞間。主要因為低溫退火短時間內，再結晶進行比較緩慢，且由于鎂合金的密排六方晶體結構，致使β相擴散速率較慢而未能溶解，呈片狀堆積在晶粒內。

圖2 250 ℃，4 h退火處理時的AZ31B鑄軋鎂合金板帶顯微組織Fig.2 Microstructure of Mg roll-casting sheets annealing at 250 ℃ for 4 h

圖3所示為300 ℃，4 h內的AZ31B鑄軋鎂合金板帶顯微組織。當退火溫度為300 ℃，在1 h時可見復合能場鑄軋鎂板內仍存在少量條狀原始變形組織(圖3(a))，普通鑄軋鎂板內存在大量的纖維狀枝晶網(wǎng)胞(圖3(e))，鑄軋鎂板均未發(fā)生再結晶。2 h時，普通鑄軋鎂板內枝晶網(wǎng)胞組織逐步消失，開始出現(xiàn)再結晶形核(圖3(f))，而此時復合能場鑄軋鎂板的菊花狀枝晶臂已熔斷消失，基本完成再結晶(圖3(b))。由于3 h保溫時間不夠，晶粒則沒有足夠的再結晶驅動力，因此，此時晶粒組織未能趨于均勻(圖3(c)和3(g))。保溫4 h后，復合能場鑄軋鎂板的原始組織完全消失，再結晶進行完全，晶粒內的第二相充分彌散并溶解到α-Mg基體中形成固溶體，偏聚的Al和Zn等元素得以彌散分布，從而使整個基體內的元素分布均勻化，最終減少了對基體晶界釘扎和抑制晶界轉動的作用，降低了晶粒內位錯等缺陷密度，減小了變形儲能,再結晶晶粒趨向均勻,呈現(xiàn)非常清晰的細小等軸晶，晶粒平均直徑為8～13 μm(圖3(d))。而普通鑄軋鎂板在保溫4 h后，晶粒內仍有少量β相未能擴散而殘留于晶界附近或晶界上，使該處Al和Zn等元素的含量較高，從而出現(xiàn)枝晶偏析現(xiàn)象，晶粒尺寸也相對較大，晶粒平均直徑為 14～19 μm(圖 3(h))。結合 250 ℃與 300 ℃退火后的鑄軋鎂板金相不難發(fā)現(xiàn)，復合能場鎂板的再結晶溫度大約在 250 ℃以上，而普通鎂板的再結晶溫度則在300 ℃以上，因此再結晶溫度在外場作用下降低了大約50 ℃。

圖3 300 ℃，4 h內AZ31B鑄軋鎂合金板帶顯微組織Fig.3 Microstructures of Mg roll-casting sheets annealed at 300 ℃ for 4 h

圖4所示為400 ℃，4 h內的AZ31B鑄軋鎂合金板帶顯微組織。400 ℃退火時，明顯看出短時間內鑄軋鎂板即完成再結晶過程，晶粒內出現(xiàn)了不均勻分布和異常長大現(xiàn)象，隨著保溫時間延長，晶粒超常長大，甚至出現(xiàn)退火孿晶(圖4(b)和4(d))。1 h時，復合能場鑄軋鎂板部分晶粒直徑甚至達到50 μm以上，晶粒大小不均勻但晶界清晰可見(圖4(a))，而此時普通鑄軋鎂板再結晶晶粒尺寸則相對較小，晶界粗糙(圖4(c))。這些說明一方面高溫退火使新生晶粒晶界遷移速度加快，吞噬周圍原始變形組織，消耗周圍畸變能，從而加快了再結晶晶粒長大速度，晶粒變大，對材料性能產生負面影響；但是結合退火前鑄軋鎂板的微觀組織可知：復合能場鑄軋鎂板比普通鑄軋鎂板的晶粒更細小，晶粒界面能增多，晶粒再結晶的驅動能量更多，晶粒長大速度更快；另一方面由于外場對晶粒晶界的釘扎作用，使得晶界移動受阻，因此復合能場鑄軋鎂板比普通鑄軋鎂板呈現(xiàn)更少的退火孿晶(如圖箭頭所示)，導致后者加工硬化嚴重。復合能場與普通鑄軋鎂板晶粒平均直徑分別為 28～33 μm 和 20～25 μm(圖 4(a)和 4(c))。

圖4 400 ℃，4 h內的AZ31B鑄軋鎂合金板帶顯微組織Fig.4 Microstructures of Mg roll-casting sheets annealed at 400 ℃ for 4 h

由于250 ℃退火4 h內，鑄軋鎂板未完全再結晶，因此只繪出以下溫度晶粒尺寸圖，如圖5所示。由圖5可得：一方面有300 ℃退火時，鑄軋鎂板出現(xiàn)再結晶，晶粒尺寸隨著時間延長而減小，400 ℃退火時，晶粒開始粗化；另一方面可知：300 ℃退火時復合能場鑄軋鎂板比普通鑄軋鎂板晶粒尺寸細小， 400 ℃退火時復合能場鑄軋鎂板比普通鑄軋鎂板晶粒尺寸粗大。綜上所述，鑄軋鎂板的退火溫度過低(250 ℃)或者過高(400 ℃)再結晶未能正常進行，保溫時間不夠(300℃)或者過長(400 ℃)同樣不利于合金再結晶。

2.3 能譜分析

圖5 不同退火條件AZ31B鑄軋鎂合金板帶的晶粒尺寸Fig.5 Grain size of Mg roll-casting sheets annealed under different conditions

圖6 退火后AZ31B鑄軋鎂合金板帶的析出相及EDSFig.6 Precipitate morphologies and EDS of annealed Mg roll-casting sheets

在JSM?6490LV能譜儀上，對退火后的復合能場鑄軋鎂板與普通鑄軋鎂板分別進行能譜分析，如圖 6所示。合金中加入鋁、鋅后，和基體鎂形成金屬間化合物 Mg17Al12相、MgZn2相，以及 Mg17(AL，Zn)12相。分析表明：據(jù)圖6中析出相元素成分的質量分數(shù)與摩爾分數(shù)計算可知：退火后鑄軋鎂板析出相為Mg17Al12相和 Mg17(Al，Zn)12相共存，這是由于退火后鑄軋鎂板中Al和Zn含量的擴散減少，使得金屬間化合物相數(shù)減少；進一步對比析出相形貌及數(shù)量發(fā)現(xiàn)，復合能場鎂板中Al和Zn含量更少，其作為強化相彌散到基體中。說明退火后外場加速消耗鎂板中的 Al和 Zn含量，導致析出相均長不大，前者以少量細小的片狀彌散分布在晶界上，而普通鑄軋鎂板析出相較多并富集在晶界及晶界附近(如圖箭頭所示)。

2.4 退火對鑄軋鎂板力學性能的影響

根據(jù)退火4 h內鑄軋鎂板的拉伸數(shù)據(jù)，見表3。由表3可見：退火后鑄軋鎂板的力學性能均有所改善，各向異性減弱。退火條件為300 ℃，4 h時，復合能場鑄軋鎂板的伸長率平均提高了167.1%，此時復合能場鑄軋鎂板比普通鑄軋鎂板的抗拉強度平均提高了17.2%，屈服強度平均提高了34.1%，伸長率平均提高了 74.6%。上述現(xiàn)象主要說明了退火后，鑄軋鎂板發(fā)生再結晶，再結晶的軟化作用部分抵消了固溶強化作用，而且晶粒的長大也對力學性能產生了負面影響，但再結晶后產生的大量等軸晶使鎂板的伸長率得到了提高。同時復合能場鎂板中的β相彌散并被溶解到α-Mg基體中，對基體產生沉淀和強化作用。

2.5 退火對鑄軋鎂板硬度的影響

圖7所示為不同退火條件下AZ31B鎂合金鑄軋板帶的硬度。由圖7可知：退火后AZ31B鎂合金鑄軋板帶的硬度有所下降，同時可知退火溫度對合金硬度有顯著影響，保溫時間則不明顯。相同退火條件下，復合能場鑄軋鎂板硬度略高于普通鑄軋鎂板。退火 4 h內鑄軋鎂板的硬度變化規(guī)律為：250 ℃退火鎂板硬度最高且呈降低趨勢，主要是因為低溫退火再結晶進行緩慢，β相未完全溶解；400 ℃退火鎂板硬度最低并先降后升，主要是高溫退火短時間內鑄軋鎂板即完成再結晶過程，保溫時間的延長，晶粒粗化及退火孿晶致使加工硬化，與金相觀察吻合；300 ℃退火后，鎂板硬度先降后升，主要可能是第二相β[Mg(Al, Zn)]逐漸溶解到基體中，消除了枝晶偏析和內應力，導致硬度上升。

表3 典型AZ31B鎂合金退火前后的力學性能Table 3 Mechanical properties of typical annealed AZ31B Mg alloy

圖7 不同退火條件下AZ31B鎂合金鑄軋板帶的硬度Fig.7 Hardness of Mg roll-casting sheets annealed under different conditions

3 結論

(1) 結合250 ℃，300 ℃以及400 ℃的AZ31B鎂合金退火金相組織，可知復合能場鎂板的再結晶溫度大約在250 ℃以上，而普通鎂板的再結晶溫度則在300℃以上，因此鑄軋鎂板的再結晶溫度在外場作用下降低了大約50 ℃。

(2) 250 ℃退火4 h內，普通鎂板無明顯再結晶，復合能場鎂板出現(xiàn)局部再結晶；300 ℃退火，2 h時普通鎂板開始再結晶，復合能場鎂板基本完成再結晶；4 h時，鑄軋鎂板充分再結晶，復合能場鎂板晶粒細小，組織均勻，晶粒平均直徑為8～13 μm，普通鎂板晶粒粗大，組織不均勻，晶粒平均直徑為14～19 μm；400 ℃退火時，晶粒開始粗化，甚至退火孿晶。

(3) 退火后復合能場鎂板比普通鎂板內 Al和 Zn含量更快擴散到基體中，前者析出相呈片狀彌散分布在晶界上，減少了偏析，后者析出相則較多并富集在晶界及晶界附近。

(4) 退火后鑄軋鎂板的塑性變形能力均明顯改善，硬度下降。在退火條件為300 ℃，4 h時，復合能場鎂板的硬度，抗拉強度，屈服強度和伸長率比普通鎂板分別提高了4.7%，17.2%，34.1%和74.6%。

[1] Avedesian M. Magnesium and magnesium alloys[M]. Los Angeles, USA: ASM International, 1999: 23?35.

[2] Aghion E, Bronfin B, Eliezer E. The role of the magnesium industry in protecting the environment[J]. Materials Processing Technology, 2001, 117(3): 381?385.

[3] Mordike B L, Ebert T. Magnesium properties-applicationspotential[J]. Material Science and Engineering A, 2001, 302:37?45.

[4] Shae K, Kim J K, Lee Y O. Development of AZ31 Mg alloy wrought process route without protective gas[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2007, 187/188: 757?760.

[5] Marya M, Hector L G, Verma R, et al. Microstructural effects of AZ31 magnesium alloy on its tensile deformation and failure behaviors[J]. Material Science and Engineering A, 2006, 418(1):341?356.

[6] ZHANG Bo-ping, TU Yi-fan, CHEN Jing-yi, et al. Preparation and characterization of as-rolled AZ31 magnesium alloy sheets[J]. Materials Processing Technology, 2007, 184(1/2/3):102?107.

[7] Koike J, Ohyama R, Kobayashi T. Grain boundary sliding in AZ31 magnesium alloys at room temperature to 523K[J].Materials Transactions, 2005, 44(4): 445?451.

[8] 李婷, 毛大恒, 李建平, 等. AZ31B鎂合金電磁鑄軋實驗研究[J]. 熱加工工藝, 2010, 15: 1?4.LI Ting, MAO Da-heng, LI Jian-ping, et al. Experimental study of electromagnetic cast-rolling for AZ31B Mg alloy[J]. Hot Working Technology, 2010, 15: 1?4.

[9] XU Guang-ming, BAO Wei-ping, CUI Jian-zhong. Effect of magnetostatic field on the microstructure of magnesium alloys ZK60[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2003, 13(6): 1270?1273.

[10] 李建平, 胡建冰, 毛大恒, 等. 超聲波輔助鑄軋 AZ31鎂合金板帶的實驗研究[J]. 華中科技大學學報，2010, 38(12): 1?4.LI Jian-ping, HU Jian-bing, MAO Da-heng, et al. Experiment research on ultrasound cast rolling AZ31alloy strip[J]. Journal of Huazhong University of Science and Technology, 2010, 38(12):1?4.

[11] GAO De-ming, LI Zhi-jun, HAN Qing-you, et al. Effect of ultrasonic power on microstructure and mechanical properties of AZ91 alloys[J]. Materials Science and Engineering, 2009,502(1/2): 2?5.

[12] Guo X W, Ding W J, Lu C, et al. Influence of ultrasonic power on the structure and composition of anodizing coatings formed on Mg alloys[J]. Surface and Coatings Technology, 2003,183(2/3): 359?368.

[13] MAO Da-heng, ZHAO Guan-zhong, LI Jian-ping, et al. Effect of composite energy-field on microstructure and properties of AZ31B magnesium roll-casting alloy sheet[J]. Materials Science Forum, 2011, 686(46): 46?52.

[14] 楊文朋, 郭學鋒, 楊凱軍. 熱處理對快速凝ZK60鎂合金薄帶組織和硬度的影響[J]. 材料熱處理學報, 2010, 31(4): 1?5.YANG Peng-wen, GUO Xue-feng, YANG Kai-jun. Effect of heat treatment on microstructure and microhardness of rapidly solidified ZK60 magnesium ribbons[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2010, 31(4): 1?5.

[15] 余琨, 黎文獻, 王日初. 熱處理工藝對擠壓變形ZK60鎂合金組織與力學性能的影響[J]. 中國有色金屬學報, 2007, 17(2):1?5.YU Kun, LI Wen-xian, WANG Ri-chu. Effects of heat treatment on microstructures and mechanical properties of ZK60 magnesium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2007, 17(2): 1?5.

[16] YANG Xu-yue, ZHU Ya-kun, Miura H, et al. Static recrystallization behavior of hot-deformed magnesium alloy AZ31 during isothermal annealing[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2010, 20(7): 1269?1274.

[17] Yoshihara S, Yamamoto H, Manabe H, et al. Nishimura Formability enhancement in magnesium alloy deep drawing by local heating and cooling technique[J]. Materials Processing Technology, 2003, 143/144: 612?615.

[18] Galiyev A, Kaibyshev R, Gottstein G. Correlation of plastic deformation and dynamic recrystallization in magnesium alloy ZK60[J]. Acta Materialia, 2001, 49(7): 1199?1207.

[19] 馬圖哈 K H. 非鐵合金的結構與性能[M]. 丁道云, 譯. 北京:科學出版社, 1999: 10?12.Matuha K H. Microstructures and properties of nonferrous alloys[M]. DING Dao-yun, trans. Beijing: Science Press, 1999:10?12.