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(guó)家工程研究中心，上海 200240)

變形鎂合金在成形過(guò)程中容易形成較強(qiáng)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(jìn)一步發(fā)展和廣泛應(yīng)用[1]。通過(guò)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(lái)國(guó)內(nèi)外研究的熱點(diǎn)問(wèn)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(guò)設(shè)計(jì)特殊的成型工藝，如等徑角擠壓[3]和異步軋制[4]來(lái)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(diǎn)，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(duì)織構(gòu)弱化起到非常明顯的效果，但人們對(duì)稀土弱化織構(gòu)的機(jī)理還不夠清楚。學(xué)者們對(duì)此提出了多種解釋，如粒子促進(jìn)形核機(jī)理[9]、溶質(zhì)拖拽機(jī)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(cuò)能，從而改變基面及非基面滑移系以及孿生開動(dòng)的臨界剪切應(yīng)力。

Ce的添加對(duì)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(zhǎng)率可以達(dá)到 31%，但是強(qiáng)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(qiáng)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(qiáng)度確實(shí)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(shí)合金表現(xiàn)出良好的強(qiáng)度和塑性[13]。鎂合金板材軋制過(guò)程中往往容易形成較強(qiáng)的基面織構(gòu)[14]，但也可以通過(guò)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(guò)控制道次變形量引入剪切變形來(lái)弱化織構(gòu)；另一方面，鎂合金板材多道次軋制過(guò)程中或者軋制后一般都需要進(jìn)行退火，而退火對(duì)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(guò)程中的微觀組織演變，討論道次壓下量、退火對(duì)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(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)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(hù)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(jìn)行后續(xù)加工，合金成分見表1。鑄錠經(jīng)過(guò)550 ℃固溶5 h后制成8 mm厚板料(60 mm×200 mm)進(jìn)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(jìn)行軋制變形，道次中間在400 ℃退火5 min。板料厚度達(dá)到預(yù)定要求時(shí)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(shí)間(5 min～2 h)進(jìn)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(jìn)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(xì)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(jìn)行。利用 X射線衍射儀(PW3040/60)測(cè)試、分析合金軋制前后宏觀織構(gòu)的變化。拉伸試驗(yàn)在Zwick電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī) BTC-FR020TNA50上進(jìn)行。試驗(yàn)加載速率為1 mm/min。記錄合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)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(duì)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(zhǎng)大。另外，固溶后的組織顯示在晶粒內(nèi)部有許多細(xì)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(zhǎng)，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(xì)小的Mg-Ce相彌散分布在晶粒內(nèi)部，而桿狀Zn-Zr相則以團(tuán)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(guò)飽和的 Ce導(dǎo)致第二相粒子的靜態(tài)析出與動(dòng)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(lái)進(jìn)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(cuò)塞積。在圖5(b)所示高位錯(cuò)密度區(qū)域還發(fā)現(xiàn)有許多大小和邊界模糊的位錯(cuò)胞狀亞結(jié)構(gòu)。相比之下，400-20%-5P軋制態(tài)合金中位錯(cuò)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(dòng)態(tài)回復(fù)，但沒有發(fā)生動(dòng)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(jìn)一步用 TEM 觀察得知，道次壓下量對(duì)組織的影響體現(xiàn)在高位錯(cuò)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(cuò)塞積和胞狀亞結(jié)構(gòu)，可以為再結(jié)晶提供形核點(diǎn)，也為后續(xù)退火過(guò)程中的再結(jié)晶提供驅(qū)動(dòng)力，從而對(duì)退火后組織產(chǎn)生影響。對(duì)于高位錯(cuò)密度區(qū)域的形成，有文獻(xiàn)[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(diǎn)，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(duì)合金微觀組織的影響

400-50 %-2P軋制態(tài)合金經(jīng) 500 ℃不同時(shí)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(jìn)行得很充分，再增加退火時(shí)間至30 min時(shí)再結(jié)晶晶粒有些許長(zhǎng)大，平均晶粒尺寸由18 μm增長(zhǎng)到22 μm(見圖6(b))。繼續(xù)增加退火時(shí)間達(dá)2 h后，發(fā)現(xiàn)個(gè)別晶粒明顯長(zhǎng)大(見圖6(d))，平均晶粒度達(dá)到26 μm，同時(shí)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(guò)程中，合金內(nèi)部存在的大量位錯(cuò)塞積和亞結(jié)構(gòu)，這說(shuō)明變形過(guò)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(shí)，對(duì)合金進(jìn)行高溫退火處理，在很短的時(shí)間內(nèi)變形合金內(nèi)部就可以獲得足夠能量而產(chǎn)生無(wú)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(zhǎng)退火時(shí)間晶粒雖長(zhǎng)大，但長(zhǎng)大速度較緩慢，這可能是由于第二相粒子釘軋?jiān)诰Ы缣帉?duì)晶粒長(zhǎng)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(duì)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(jī)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(qiáng)，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(guò)程中形成基面織構(gòu)的主要原因是變形過(guò)程中的基面a滑移[18]及孿生[19]，且織構(gòu)強(qiáng)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(jī)理一致。但是合金退火后，板織構(gòu)明顯弱化，取向更加隨機(jī)分布，這是由于退火過(guò)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(duì)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(shí)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(gè)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(duì)板材各向異性的影響。由圖8可知，對(duì)于軋制態(tài)的合金板材，小道次壓下量軋制時(shí)，合金具有一定的各向異性；用大道次壓下量軋制時(shí)，合金在3個(gè)方向的各向異性變得非常明顯。這說(shuō)明，采用大道次壓下量軋制時(shí)晶粒會(huì)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(cuò)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(qiáng)度也隨之增加。板織構(gòu)越強(qiáng)，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(duì)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(guò)程中的工藝參數(shù)、隨之控制塑性變形及再結(jié)晶行為，對(duì)最終板材的微觀組織特別重要。在結(jié)合軋制過(guò)程中再結(jié)晶行為及織構(gòu)形成機(jī)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(dòng)態(tài)回復(fù)，但沒有發(fā)生動(dòng)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(cuò)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(qiáng)。

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(zhǎng)退火時(shí)間，晶粒長(zhǎng)大，但長(zhǎng)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。

[1]李 廣, 靳 麗, 董 杰, 吳國(guó)華, 丁文江.Zn添加對(duì)擠壓態(tài)Mg-Zn-Ce-Zr合金微觀組織及力學(xué)性能的影響[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2011, 21(2): 251-258.LI Guang, JIN Li, DONG Jie, WU Guo-hua, DING Wen-jiang.Effects of Zn addition on microstructures and mechanical properties of as-extruded Mg-Zn-Ce-Zr alloys[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(2): 251-258.

[2]丁文江, 靳 麗, 吳文祥, 董 杰.變形鎂合金中的織構(gòu)及其優(yōu)化設(shè)計(jì)[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2011, 21(10): 2371-2381.DING Wen-jiang, JIN Li, WU Wen-xiang, DONG-Jie.Texture and texture randomization of wrought Mg alloy[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(10): 2371-2381.

[3]AGNEW S R, HORTON J A, LILLO T M, BROWN D W.Enhanced ductility in strongly textured magnesium produced by equal channel angular processing[J].Scripta Materialia, 2004,50(3): 377-381.

[4]HUANG Xin-sheng, SUZUKI K, WATAZU A, SHIQEMATSU I,SAITO N.Influence of rolling conditions on texture and formability of magnesium alloy sheets[J].Materials Science Forum, 2010, 638/642: 1536-1540.

[5]BOHLEN J, NüRNBERG M R, SENN J W, LETZIG D,AGNEW S R.The texture and anisotropy of magnesiumzinc-rare earth alloy sheets[J].Acta Materialia, 2007, 55:2101-2112.

[6]MISHRA R K, GUPTA A K, RAO P R, SACHDEV A K,KUMAR A M, LUO A A.Influence of Cerium on the texture and ductility of magnesium extrusions[J].Scripta Materialia, 2008,59(5): 562-565.

[7]HANTZSCHE K, BOHLEN J, WENDT J, KAINER K U, YI S B, LETZIG D.Effect of rare earth additions on microstructure and texture development of magnesium alloy sheets[J].Scripta Materialia, 2010, 63(7): 725-730.

[8]GALIYEV A, KAIBYSHEV R, GOTTSTEIN G.Correlation of plastic deformation and dynamic recrystallization in magnesium alloy ZK60[J].Acta Mater, 2001, 49: 1199-1207.

[9]HUMPHREYS F J, HATHERLY M.Recrystallization and related annealing phenomena (2nd ed)[M].Oxford: Pergamon Press, 2004.

[10]AGNEW S R, YOO M H, TOME C N.Application of texture simulation to understanding mechanical behavior of Mg and solid solution alloys containing Li or Y[J].Acta Materialia, 2001,49(20): 4277-4289.

[11]CHINO Y, KADO M, MABUCHI M.Compressive deformation behavior at room temperature-773K in Mg-0.2 mass%(0.035at.%)Ce alloy[J].Acta Materialia, 2008, 56(3): 387-394.

[12]LUO A A, MISHRA R A, SACHDEV A K.Development of high ductility magnesium-zinc-cercium extrusion alloys[C]//AGNEW S R.Washington, USA: The Minerals, Metals & Materials Society, 2010: 313-318.

[13]李 廣.擠壓 Mg-Ce-Zn合金微觀組織與力學(xué)性能研究[D].上海: 上海交通大學(xué), 2011: 43-44.LI Guang.Study on microstructure and mechanical properties of extruded Mg-Ce-Zn alloys[D].Shanghai: Shanghai Jiaotong University, 2011: 43-44.

[14]JIN Li, DONG Jie, WANG Rong, PENG Li-ming.Effects of hot rolling processing on microstructures and mechanical properties of Mg-3%Al-1%Zn alloy sheet[J].Materials Science and Engineering A, 2010, 527: 1970-1974.

[15]FU Peng-huai, PENG Li-ming, JIANG Hai-yan, CHANG Jian-wei, ZHAI Chun-quan.Effects of heat treatment on the microstructures and mechanical properties of Mg-3Nd-0.2Zn-0.4Zr(wt.%)alloy[J].Materials Science & Engineering A, 2008,486: 183-192.

[16]HUANG Xu-dong, ZHANG Hui, HAN Yi, WU Wen-xiang,CHEN Jiang-hua.Hot deformation behavior of 2026 aluminum alloy during compression at elevated temperature[J].Materials Science and Engineering A, 2010, 527: 485-490.

[17]YAN H, XU S W, CHEN R S, KAMADO S, HONMA T, HAN EH.Twins, shear bands and recrystallization of a Mg-2.0%Zn-0.8%Gd alloy during rolling[J].Scripta Materialia, 2011, 64:141-144.

[18]OBARA T, YOSHINAGA H, MOROZUMI S.{11-22}<1 123>slip system in magnesium[J].Acta Metall, 1973, 21: 845-853.

[19]BARNETT M R.A Taylor model based description of the proof stress of magnesium AZ31 during hot working[J].Metallurgical and Materials Transactions A, 2003, 34(9): 1799-1806.