肖 罡，萬泉慧，朱必武，劉 筱，劉曉紅

(1.江西應用科技學院，工程技術協(xié)同創(chuàng)新中心，南昌 330100;2.湖南科技大學，高功效輕合金構件成形技術及耐損傷性能評價湖南省工程研究中心，湘潭 411201;3.九江職業(yè)技術學院機械工程學院，九江 332007)

0 引 言

鎂合金具有密度低、比強度和比剛度高等優(yōu)點，廣泛應用于交通運輸、航空航天、電子產品等領域[1-4]。軋制是制備大尺寸鎂合金板的最主要方式，但由于鎂合金的密排六方結構導致其塑性變形能力差。傳統(tǒng)的鎂合金軋制過程多采用多道次小壓下量且道次間需要多次退火的工藝，因此生產效率低[5]。

近年來，國內外學者提出了一種高效短流程的單道次高應變速率軋制工藝，可實現(xiàn)單道次大壓下量的塑性大變形[6-13]。HAMADA等[6]采用溫度為100，200 ℃、應變速率為57.2～6.9×102s-1的軋制工藝制備AZ31、AZ31B鎂合金板，所得鎂合金板的晶粒細小(平均晶粒尺寸2～3 μm)且性能良好。SAKAI等[7]在溫度100～200 ℃、應變速率8.3×10-4s-1條件下對AZ80鎂合金進行軋制，所得鎂合金板的晶粒細小(平均晶粒尺寸2～3 μm)且性能良好。鄭翊等[9]在溫度250～400 ℃、應變速率1×10-3～1×10-1s-1條件下對ZK60鎂合金進行超塑變形，發(fā)現(xiàn)制備的鎂合金板晶粒細小。朱素琴[10]研究發(fā)現(xiàn)，在溫度250～400 ℃、應變速率7.8～9.6 s-1條件下軋制后得到ZK61鎂合金板晶粒細小。LIU等[11]對AZ31鎂合金進行高應變速率軋制，基于斯密特因子分析了終軋組織和織構對強度各向異性的影響，發(fā)現(xiàn)屈服強度的各向異性與二階錐面滑移有關。上述研究在分析高應變速率軋制工藝對鎂合金組織的影響時，主要集中在終軋后的鎂合金板上，但是對于軋制過程中板材內部組織演變過程和邊緣裂紋形成規(guī)律等還有待深入分析。因此，作者對常用商用AZ31鎂合金進行預熱溫度300～450 ℃、軋輥線速度828 mm·s-1、單道次壓下量10%～80%條件下的高應變速率軋制，分析其軋制過程中組織演變規(guī)律以及微裂紋形成機理。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為商用AZ31鎂合金連鑄板坯，其化學成分(質量分數(shù)/%)為3.19Al,0.81Zn,0.33Mn, 余Mg。將鎂合金板坯通過線切割機加工成尺寸為120 mm×50 mm×12 mm的板料，對板料進行420 ℃×12 h的固溶處理。分別在300，350，400，450 ℃預熱10～20 min后，在φ420 mm×420 mm二輥熱軋機上進行軋輥線速度為828 mm·s-1，單道次壓下量分別為10%～80%的高應變速率(3.610.4 s-1)軋制。

在軋制后的鎂合金板邊緣橫截面(軋制方向-軋制橫向,RD-TD)和鎂板中部橫截面(軋制方向-軋制法向,RD-ND)截取金相試樣，經(jīng)打磨、拋光，用由1 g草酸、1 mL硝酸、98 mL水組成的混合溶液腐蝕10～12 s后，采用Axiovert 40 MAT型光學顯微鏡觀察顯微組織，按照GB/T 15749-2008中的網(wǎng)格數(shù)點法測孿晶密度。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

由圖1可以看出：在預熱溫度為300 ℃條件下，變形前(壓下量為0)鎂合金的組織以粗大等軸晶為主；當壓下量為10%時，粗大的等軸晶粒內部有孿晶產生，孿晶呈長條形，在同一個晶粒中孿晶相互平行，長度相差不大，孿晶被原始晶界阻斷；當壓下量為20%和30%時，孿晶數(shù)量增多，并出現(xiàn)交叉孿晶；當下壓量達到40%時，粗大的原始晶粒被拉長，幾乎所有初始晶粒中都產生了孿晶，且被孿晶界分割成許多小塊晶粒，孿晶數(shù)量增多，同時觀察到大量交叉孿晶和剪切帶的出現(xiàn)，且剪切帶內存在細小的再結晶晶粒，說明該剪切帶為轉變剪切帶[14]；當壓下量達到50%和60%時，孿晶數(shù)量繼續(xù)增加，轉變剪切帶數(shù)量增加，并出現(xiàn)交錯分布的剪切帶，剪切帶與ND成45°角；當壓下量達到70%時，剪切帶縱橫交錯，孿晶數(shù)量繼續(xù)增加；當壓下量達到80%時，原本與ND傾斜的剪切帶隨組織的變形而逐漸趨于與RD平行。在高應變速率軋制變形初期，由于變形速率較快，位錯和滑移來不及協(xié)調變形，從而產生大量孿晶；當變形達到一定程度后，組織中形成大量剪切帶；隨著變形程度的增加，位錯在變形剪切帶內部塞積，并達到了再結晶形核的條件，從而在變形剪切帶內部發(fā)生再結晶，形成轉變剪切帶?？梢?，在高應變速率軋制變形初期，孿晶是AZ31鎂合金中主要的組織結構，隨變形程度的增加，鎂合金發(fā)生動態(tài)再結晶，并與孿生共同起到協(xié)調塑性變形的作用。綜上所述，孿生和動態(tài)再結晶是高應變速率軋制鎂合金的主要變形機制。

圖1 經(jīng)300 ℃預熱和不同壓下量高應變速率軋制后鎂合金的顯微組織Fig.1 Microstructures of magnesium alloy by high strain-rate rolling with preheating at 300 ℃ and different rolling reductions

由圖2可知：在壓下量為20%條件下，當預熱溫度為300 ℃，鎂合金發(fā)生了孿生，孿晶相互平行或相互交叉；當預熱溫度為350 ℃，組織中存在大量孿晶，且在晶界處可觀察到再結晶晶粒，說明該處發(fā)生了晶界弓出再結晶[15]；當預熱溫度為400 ℃時，晶粒內部中存在細長的孿晶和鏈條狀晶粒，在晶界處出現(xiàn)大量細小晶粒，說明鎂合金發(fā)生了孿生誘導再結晶[16-17]和晶界弓出再結晶；當預熱溫度為450 ℃時，組織中出現(xiàn)少量細長鏈條狀晶粒，說明鎂合金發(fā)生了孿生誘導再結晶?？梢?，在高應變速率軋制過程中，再結晶的形成方式以孿生誘導再結晶和晶界弓出再結晶方式為主。

圖2 經(jīng)不同溫度預熱和20%壓下量高應變速率軋制后鎂合金的顯微組織Fig.2 Microstructures of magnesium alloy by high strain-rate rolling with preheating at different temperatures and rolling reduction of 20%

2.2 孿晶密度

由圖3可以看出，在相同壓下量下，隨著預熱溫度的升高，鎂合金組織中的孿晶密度整體呈下降趨勢。鎂合金晶體結構屬于密排六方結構，其中最容易啟動的滑移系是基面滑移，滑移啟動時的臨界剪切應力很小且對溫度不敏感，而另外2種滑移(錐面滑移與柱面滑移)的臨界剪切應力在室溫下是基面滑移的50～100倍[18]，隨著溫度的升高，這2種滑移的臨界剪切應力急劇下降，鎂合金中開啟的滑移系增加，不需要大量的孿生來協(xié)調均勻的塑性變形。因此，隨著溫度的升高，鎂合金中孿晶密度呈下降趨勢。在初始變形階段孿晶密度呈線性上升趨勢，這是因為變形初期在相對較快的應變速率下，需要大量的孿生來協(xié)調快速的塑性變形；隨著壓下量的增加，當孿晶密度增大到50%以上時，孿晶密度的增長趨勢變緩，這是由于隨著壓下量的增加，位錯塞積在孿晶界和晶界處，這為再結晶形核提供了變形儲能，合金發(fā)生孿晶誘導再結晶和晶界弓出再結晶，并且再結晶數(shù)量逐漸增加，此時不需要大量的孿晶來協(xié)調變形，因此孿晶密度增長趨勢變緩。

圖3 不同預熱溫度下高應變速率軋制后鎂合金的孿晶密度隨壓下量的變化曲線Fig.3 Curve of twin density vs rolling reduction of magnesium alloy by high strain-rate rolling with preheating at different temperatures

2.3 微裂紋演變機制

由圖4可以看出，在預熱溫度為300 ℃，壓下量為75%時，鎂合金中出現(xiàn)2條微裂紋，其中一條裂紋尖端被大量細晶包圍(如圖中大圓圈所示)，裂紋停止擴展。裂紋的擴展與再結晶形核存在競爭關系[19]。當組織中的應力集中達到裂紋萌生的臨界條件時，組織內部出現(xiàn)裂紋，裂紋擴展路徑上應力集中嚴重，裂紋擴展不能完全釋放組織內部的應力集中，從而為再結晶提供了條件；再結晶在裂紋擴展路徑上形核和長大，消耗裂紋擴展的能量，從而抑制裂紋的繼續(xù)擴展。另一條裂紋兩端存在明顯孔洞，且孔洞呈逐漸與主裂紋匯合的趨勢，同時裂紋和孔洞都處于細晶區(qū)。細晶區(qū)裂紋萌生、擴展和止裂模型如圖5(a)所示，在細晶區(qū)中，細晶晶界尤其是三晶交界處應力集中嚴重，孔洞易在晶界或三晶交界處形成，隨著變形程度的增加，孔洞長大并與其他孔洞合并變成裂紋，裂紋繼續(xù)長大并與其他孔洞繼續(xù)合并，從而導致裂紋的擴展?？梢?，在細晶區(qū)裂紋的萌生與擴展是通過孔洞的形核、合并和長大實現(xiàn)的。在預熱溫度為350 ℃，壓下量為78%時，鎂合金中裂紋周圍有大量孿晶。這是由于裂紋的擴展與孿生存在競爭關系[16,19]。在變形初期通過產生大量孿生協(xié)調塑性變形，隨著變形程度的增大，位錯累積在孿晶界和晶界處，導致應力集中嚴重，當達到裂紋萌生的臨界條件時，裂紋萌生并擴展；同時大量孿晶在裂紋擴展路徑和尖端協(xié)調塑性變形，消耗了裂紋萌生需要的表面能，抑制裂紋擴展，從而在裂紋尖端產生大量孿晶。孿晶誘導裂紋形核及擴展的機理如圖5(b)所示，變形初期在母相晶粒中產生孿晶，孿晶界處產生應力集中，導致裂紋在此處萌生；隨著變形量的增加，裂紋沿孿晶界擴展，同時孿晶在裂紋擴展路徑上形成，消耗裂紋擴展所需的表面能，使得裂紋的擴展受到抑制。

圖4 不同預熱溫度和不同壓下量高應變速率軋制后鎂合金的微裂紋形貌Fig.4 Microcrack morphology of magnesium alloy by high strain-rate rolling with preheating at different temperatures and different rolling reductions

圖5 高應變速率軋制鎂合金中微裂紋的萌生、擴展和止裂機制示意Fig.5 Shematic of microcrack initiation, propagation and inhibition mechanism during high strain-rate rolling magnesium alloy: (a) microcrackinitiation and propagation in fine grain area and (b) twin-induced microcrack initiation,propagation and inhibition

3 結 論

(1) 在高應變速率軋制過程中，AZ31鎂合金的主要的變形機制是孿生和動態(tài)再結晶，再結晶的形成方式以孿生誘導再結晶和晶界弓出再結晶方式為主。在初始變形階段孿晶密度呈線性上升趨勢，隨著變形程度的增加，當孿晶密度增大到50%以上時，孿晶密度的增長趨勢變緩。隨著預熱溫度的升高， 軋制時鎂合金中的孿晶密度整體呈下降趨勢。

(2) 在高應變速率軋制過程中，AZ31鎂合金中孿生、再結晶與微裂紋存在競爭關系。孿晶為微裂紋的萌生提供了位置，同時大量孿晶的產生有利于消耗能量抑制裂紋的擴展。在細晶區(qū)裂紋的形成由孔洞的形成、合并和長大引起。