預孿生純鎂及AZ80鎂合金退火過程力學性能演變及其機制

何杰軍， 吳魯淑

(1. 貴州理工學院 材料與能源工程學院， 貴州 貴陽 550003；2. 貴州理工學院 機械工程學院， 貴州 貴陽 550003)

至今，科研工作者已發展了很多提高鎂合金強度的方法，主要包括細晶強化、合金化強化、熱處理強化和塑性變形強化等。鎂合金中的細晶可以通過控制鑄造過程得到，或者通過塑性變形、再結晶等途徑得到。合金化強化主要是通過添加各種元素提高材料的強度。例如很多鎂合金中添加稀土可以提高材料的強度。據報道[12-13]，通過添加稀土元素并進行相應的處理后，可得到拉伸屈服強度超過470 MPa的高強度鎂合金。部分元素，如Cu加入特定的鎂合金中也可以強化材料，Liu等[14]通過在Mg-4Y-1Zn合金中加入少量的Cu，大幅度地提高了該鎂合金的強度，抗壓強度達到了480 MPa。此外，一些金屬氧化物也被加到鎂合金中強化材料，如Feng等[15]通過在普通的AZ31鎂合金中添加0.2%(質量分數)的MgO，制備出具有超高強度的新型鎂合金，拉伸屈服強度達到了459 MPa，抗拉強度達到了519 MPa。熱處理析出第二相強化是鑄態鎂合金非常重要的一種強化途徑，可用于鎂合金零件的最終強化。塑性變形特別是大塑性變形是細化晶粒、提高鎂合金強度的一種有效途徑，近年來這方面的研究廣受關注，各種模具設計以及加工方式被源源不斷地開發出來，實現了鎂合金強度的提高[16-17]。此外，預先施加的塑性變形，如預壓縮[18]、預扭轉[19]和預軋制[20]等，也能夠提高鎂合金的強度。

除了上述鎂合金強化方式之外，近年來還發展了一種塑性變形+低溫退火的鎂合金強化方法，也稱退火硬化。強化機理包括生成第二相[10]、固溶原子偏析[21]以及形成GP區[22]等，以阻礙位錯的運動。然而，Volkov等[23]發現在純鎂中也存在退火硬化效應，而鎂合金中退火硬化的第二相析出、固溶原子偏析和GP區形成等機理是基于合金元素的存在，由于純鎂中也存在退火硬化效應，則合金中的退火硬化機理顯然是不夠充分的。為了驗證擠壓態純鎂中是否存在退火強化效應，同時研究AZ80鎂合金的退火強化機制，本研究選擇了采用同一加工技術得到的純鎂和Mg-8Al-0Zn(AZ80)合金進行預先擠壓變形，再退火，將純鎂和AZ80鎂合金的組織和力學性能演變情況進行對照研究，探討AZ80鎂合金中的退火強化機理。

1 試驗材料及方法

試驗使用的原材料是鑄態的純鎂和AZ80鎂合金。純鎂和AZ80鎂合金都在340 ℃條件下以16∶1的擠壓比擠壓，得到φ25 mm的擠壓棒。試驗所用AZ80鎂合金成分如表1所示。壓縮試驗按照GB/T 7314—2017《金屬材料 室溫壓縮試驗方法》進行。分別從純鎂和AZ80擠壓棒上用線切割技術切出φ8 mm×12 mm 的樣品，試樣高度方向與擠壓方向一致。在CMT5105材料試驗機上以10- 3s-1的恒定速率沿著擠壓方向進行6%預壓縮。預壓縮之后，部分樣品以相同的施載參數直接重新加載至斷裂，而部分樣品在180 ℃ 下保溫20 h，之后繼續在CMT5105材料測試機上以10- 3s-1的恒定速率進行同向壓縮測試。根據壓縮試驗所采集的位移和載荷，換算得到本試驗的應力-應變曲線。對于屈服不明顯的試樣，以σ0.2為試樣的屈服應力。采用含6 g苦味酸、5 mL乙酸、10 mL水和100 mL乙醇的苦味酸溶液作為顯微組織腐蝕液。通過光學顯微鏡(OM)和掃描電鏡(SEM，VEGA3 TESCAN)觀察顯微組織。采用透射電鏡(TEM)分析材料的微觀結構。試樣先經線切割切成0.5 mm的薄片，再用金相砂紙磨到約60 μm，然后低溫離子減薄，加速電壓為200 kV。用陽極靶為銅靶的D/max 2500型X射線衍射儀(XRD)分析第二相，測試電壓為40 kV，電流為200 mA。

2 試驗結果與分析

2.1 純鎂的退火力學行為及其影響機制

本試驗所用原始純鎂為組織較為均勻的鑄態粗晶組織，平均晶粒尺寸約為400 μm。經過擠壓之后，顯微組織如圖1(a)所示。可以發現，擠壓之后晶粒顯著細化，為大小晶粒混合的混晶組織，其中大晶粒的尺寸為(20±5) μm，小晶粒的尺寸為4～8 μm。首先將擠壓態純鎂進行沿著擠壓方向的6%預壓縮，壓縮之后的組織如圖1(b)所示。可以發現，經6%壓縮之后出現了大量的孿晶。

一部分樣品在預壓縮卸載之后立即同向壓縮至斷裂，另一部分樣品則經過180 ℃退火20 h后再同向壓縮至斷裂。樣品的應力-應變曲線如圖2所示。結果顯示，預壓縮6%后卸載再直接同向壓縮至斷裂的樣品，其屈服強度約為90 MPa。而預壓縮6%經180 ℃退火20 h后，再同向壓縮至斷裂的樣品，其屈服強度約為75 MPa，退火導致屈服強度明顯降低，即產生了退火軟化現象，說明在該試驗條件下得到的擠壓純鎂經預變形和退火后，不會產生退火硬化效應。

圖2 不同狀態純鎂的應力-應變曲線Fig.2 Stress-strain curves of the pure magnesium at different states

2.2 AZ80鎂合金的退火力學行為及其影響機制

為了研究預變形對AZ80鎂合金退火力學行為的影響，首先將無預變形的AZ80鎂合金在180 ℃條件下直接退火20 h，之后對合金的力學性能進行測試，研究無預變形直接退火對合金力學性能的影響。原始擠壓態AZ80鎂合金和經180 ℃×20 h退火的AZ80鎂合金的應力-應變曲線如圖3(a)所示。結果表明，樣品在沒有預壓縮存在的條件下直接在180 ℃退火20 h，屈服強度與擠壓態樣品幾乎一致，表明180 ℃×20 h退火對擠壓態AZ80鎂合金的強度沒有明顯的影響。然而，對擠壓態AZ80鎂合金進行6%預壓縮后再在180 ℃ 退火20 h，則表現出明顯的退火硬化效應，如圖3(b) 所示。由圖3(b)可以看到，對于6%預壓縮的AZ80鎂合金，卸載之后立刻同向加載時，其屈服強度約為190 MPa；而經6%預壓縮再180 ℃×20 h退火的AZ80鎂合金，其屈服強度約為210 MPa，比未退火試樣有約20 MPa的增幅，說明預變形合金退火時產生了明顯的退火硬化效應。一般情況下，變形之后的金屬材料在退火時，由于材料內部的點缺陷濃度、位錯密度等會降低，且位錯的相互纏結、交割程度會減弱，材料的強度會降低；而如果在退火過程中同時有第二相析出，析出的第二相將阻礙位錯運動，會強化材料。材料最終表現出的是退火強化還是退火軟化，由這些作用綜合決定。對于本試驗中的純鎂，經6%預壓縮后再進行180 ℃×20 h退火，強度是降低的，這與Volkov等[23]的研究結果不一致。而AZ80鎂合金，軟化因素和硬化因素綜合作用，表現出的是硬化現象。

圖3 不同狀態AZ80鎂合金的應力-應變曲線(a)無預壓縮；(b)有預壓縮Fig.3 Stress-strain curves of the AZ80 magnesium alloy at different states(a) without pre-compressing; (b) with pre-compressing

圖4 擠壓態(a)和預壓縮6%態(b)試驗AZ80鎂合金的顯微組織Fig.4 Microstructure of the extruded(a) and 6% pre-compressed(b) AZ80 magnesium alloy

SEM顯微分析表明，經6%預壓縮的AZ80鎂合金在隨后的退火過程中微觀組織產生了明顯的變化。圖5(a)所示為擠壓態AZ80鎂合金不經預壓縮直接在180 ℃退火20 h的顯微組織，結果表明，經180 ℃退火20 h后，樣品中有少量的白色第二相粒子。而經6%預壓縮再180 ℃退火20 h的AZ80鎂合金，顯微組織中出現了孿晶，且孿晶和孿晶界析出了較多的白色第二相，組織中局部析出了大量的第二相顆粒，如圖5(b)所示。TEM分析表明，無預壓縮試樣，在180 ℃退火20 h后，存在著少量的第二相，如圖6(a)所示；而經6%預壓縮再進行相同的退火處理，有大量的第二相粒子析出，如圖6(b)所示。

圖5 擠壓態(a)和預壓縮6%態(b)試驗AZ80鎂合金180 ℃退火20 h后的SEM圖像Fig.5 SEM images of the extruded(a) and 6% pre-compressed(b) AZ80 magnesium alloy after annealing at 180 ℃ for 20 h

圖6 擠壓態(a)和預壓縮6%態(b)試驗AZ80鎂合金180 ℃退火20 h后的第二相TEM圖像Fig.6 TEM images of precipitates in the extruded(a) and 6% pre-compressed(b) AZ80 magnesium alloy after annealing at 180 ℃ for 20 h

為了研究白色析出物的物相，用XRD對樣品進行了分析。圖7(a)為擠壓態AZ80鎂合金直接180 ℃×20 h退火后的圖譜，可以發現試驗衍射峰符合標準卡片35- 0821(Mg)和01-1128(Al12Mg17)的衍射峰，說明合金主要包含Mg和少量的Al12Mg17兩種相。經6%預壓縮再180 ℃×20 h退火后，與無預壓縮直接退火合金相比，Al12Mg17的衍射峰強度變強，如圖7(b)所示，表明該相的相對含量變大。這可能是因為經過預壓縮后，合金中位錯密度增大，局部點陣畸變增多，這種畸變使得合金內部存在著內應力，退火時有利于第二相的析出。

圖7 擠壓態(a)和預壓縮6%態(b)試驗AZ80鎂合金180 ℃退火20 h后的XRD圖譜Fig.7 XRD patterns of the extruded(a) and 6% pre-compressed(b) AZ80 magnesium alloy after annealing at 180 ℃ for 20 h

3 討論

合金冷變形后再退火處理，導致退火強化的原因可能包括：固溶原子在晶界和孿晶界析出、熱處理生成GP區及第二相析出等，阻礙位錯運動從而強化材料。此外，熱處理產生的再結晶也可能導致強度提高。根據已有的報道[21]，無論是熱處理過程導致的固溶原子規則偏析于孿晶界還是退火導致孿晶消失，或者基面滑移取代退孿生使得強度升高[24]，這些退火強化效應，往往都需要預變形作為前提，即如果不加以預變形，即使在相同的退火溫度和時間下，也不會表現出明顯的退火強化效應，甚至可能是退火軟化；而施加預變形之后再退火，材料的強度明顯地比退火之前的高。在本試驗中，AZ80合金中除第二相之外，基體中可能存在固溶原子，固溶原子在退火過程中可能會偏聚于孿晶界釘扎位錯，這種釘扎作用能部分地提高材料的屈服強度；此外，由于經過退火后合金中孿晶、孿晶界以及部分晶粒內析出了較多的第二相粒子，這些粒子的出現有阻礙位錯運動和抑制孿晶繼續長大的作用，從而使材料的屈服強度得到提高。

在鎂合金中，滑移和孿生對材料的塑性變形都起著重要的作用。一般認為，在孿晶形核之后，孿晶長大主導材料的塑性變形，并且需要更高應力孿晶才能繼續長大[25]。在預壓縮過程中，大部分孿晶形核已完成，當預孿生樣品沿相同方向重新加載時，孿晶生長控制變形。試驗AZ80鎂合金，將預壓縮樣品在180 ℃條件下退火20 h后，由于在孿晶、孿晶界及部分晶粒內析出了大量的第二相，起到阻礙孿晶長大的作用，要使孿晶擴展，勢必需要增加更高的應力。此外，變形過程中隨著應力的增大也會有新的滑移系啟動，而第二相粒子對這些新的滑移系的啟動也會起到阻礙作用，導致屈服應力明顯增加。在本研究中，可能會存在固溶原子在孿晶界等位置的偏聚，也會部分地導致合金屈服強度的提高。但由于第二相粒子大量地在孿晶界析出，使得固溶原子在孿晶界的偏聚很難表征。

對于AZ80鎂合金來說，退火過程既有導致材料軟化的因素，如回復；同時也有導致材料強化的因素，除去第二相析出的強化效應，原子在孿晶界的偏析，究竟還有沒有其它的諸如位錯重排等導致的強化，還需要進一步的深入研究。但是基于同一加工方式得到的純鎂是退火軟化效應，盡管材料的微觀結構是很復雜的，也不可能得到具有相同晶粒尺寸、位錯結構、點缺陷結構等微觀結構的純鎂和AZ80鎂合金，但是從歷史文獻[23,26]分析表明，只有極少數條件的特別純金屬是退火硬化效應，如納米尺寸晶粒或者晶粒尺寸非常小的金屬，因此可以近似地認為本試驗中預孿生AZ80鎂合金退火過程主要是第二相的析出以及固溶原子在孿晶界的偏析導致了強化效應。

4 結論

對同一加工工藝得到的擠壓態純鎂和AZ80鎂合金分別進行無預壓縮和有預壓縮的180 ℃×20 h退火，研究預壓縮和退火對材料顯微組織和力學性能的影響，主要結論如下：

1) 試驗擠壓態純鎂經6%預壓縮后卸載，再直接同向壓縮至斷裂，屈服強度約為90 MPa。6%預壓縮后再經180 ℃退火20 h，屈服強度約為75 MPa，產生了退火軟化效應。

2) 擠壓態AZ80鎂合金直接180 ℃退火20 h，合金的屈服強度幾乎不變，說明直接退火對合金的屈服強度幾乎沒有影響。而經6%預壓縮再在180 ℃退火20 h 后，與6%預壓縮直接同向加載的樣品相比，屈服強度提高了20 MPa，出現了明顯的退火強化效應。

3) 經過預壓縮的AZ80合金，在隨后的退火過程中在孿晶和孿晶界中析出了較多的第二相顆粒，第二相顆粒的析出和可能的固溶原子偏聚阻礙了孿晶的生長和位錯運動，從而提高了材料的屈服強度。