姜 俊，李慧中, ，欧阳杰，梁霄鹏，李 轶，刘楚明,

(1. 中南大学 材料科学与工程学院，长沙 410083；2. 中南大学 粉末冶金国家重点实验室，长沙 410083；3. 中南大学 有色金属材料科学与工程教育部重点实验室，长沙 410083)

镁合金具有密度低、比强度高和抗屏蔽性好等优异性能，可用于3C、汽车和航空航天等领域，目前受到越来越多的关注[1-3]。由于镁合金为密排六方(HCP)结构，室温下只有两个独立的滑移系，塑性较差，因此，为了使镁合金能得到更广泛的应用，寻找合适工艺来提高镁合金的塑性成为变形镁合金研究的热点之一。其中，细化晶粒作为提高镁合金塑性的重要手段，不仅能在一定程度上提高镁合金的塑性，而且还能增强其强度[4-5]。再结晶作为一种重要的晶粒细化机制，对控制镁合金变形微观组织和改善其塑性具有十分重要的意义[6-7]。与高层错能金属相比，镁合金在热变形过程中极易发生动态再结晶，且强应变诱发动态再结晶导致晶粒细化的程度极高[8]。因此，许多学者研究了不同系列镁合金在热变形过程中的动态再结晶行为。然而，想要通过动态再结晶严格控制再结晶的程度及晶粒大小在工艺上存在一定的技术难度，具有动态再结晶的热变形组织往往存在再结晶不完全或者部分晶粒长大的问题[9-11]。通过对热变形后的合金进行等温退火处理，使其发生静态再结晶能够更容易地控制再结晶体积分数以及晶粒大小，这样不仅可以使合金的塑性和强度得到合适的匹配，而且可以为合金的进一步加工提供理想的组织状态。

Mg-Al系作为典型的变形镁合金，具有良好的强度、塑性和耐腐蚀性能，其变形能力高于ZK系变形镁合金的，近年来，随着人们对镁合金综合性能要求不断提高，AZ80镁合金更是成为变形镁合金的热点之一[12-14]。本文作者以多向锻造变形后的 AZ80A镁合金为研究对象，通过实验研究和理论计算得到AZ80A镁合金再结晶过程的动力学方程和再结晶动力学曲线，为利用静态再结晶退火工艺来改善合金变形组织、细化晶粒提供依据。

1 实验

实验所用材料为经过多向锻造的AZ80A镁合金，其化学成分(质量分数)为 8.2%Al，0.55%Zn，0.32%Mn，0.05%Cu，0.1%Si，0.005%Ni，0.005%Fe，余量Mg。合金经熔炼铸造后得到d60 mm×100 mm的铸锭，并进行机加工去除表面氧化皮。在变形前对铸锭进行410 ℃、25 h的均匀化退火热处理。

多向锻造实验在变形速度恒定的锻压机上进行。锻造温度为420 ℃，变形速度为4 mm/s，通过改变每道次的变形方向实现多向锻造，每道次变形量为20%，当原始圆锭的轴向变形达到40%时，停止锻造，并进行水淬，经多向锻造后的样品尺寸为 60 mm×65 mm×70 mm。

淬火后的样品沿最后一道次压缩轴的平行方向取样。在150、175、200和250 ℃下，分别进行360、900、1800和3600 s的退火处理。退火后试样经机械抛光，在4.3%苦味酸+0.7%正磷酸+95%乙醇的混合溶液中侵蚀。金相(OM)组织观察在Leica EC3型显微镜下进行。再结晶体积分数的统计，根据查阅相关文献，统一将尺寸小于10 μm的晶粒视为再结晶晶粒。

2 结果与讨论

2.1 退火前合金的显微组织

图 1所示为经多向锻造前后合金的金相显微组织。从图 1(a)可以看出，多向锻造前合金晶粒呈均匀的等轴晶粒，其平均晶粒尺寸为80 μm。经多向锻造后合金晶粒呈现沿变形方向流动的特征，且变形后的晶粒得到细化。但是，变形后的晶粒大小并不均匀，部分大晶粒尺寸达到50~60 μm，而一些细小的晶粒尺寸只有12 μm左右(见图1(b))。这是合金在多向锻造过程中发生动态再结晶不完全导致的。在多向锻造过程中，每道次变形量较小，且各道次的变形方向不同，使得合金在变形过程中来不及发生完全再结晶，从而导致变形后晶粒尺寸不均匀。

图1 AZ80A镁合金多向锻造前后的金相显微组织Fig. 1 Optical microstructures of AZ80A magnesium alloy before (a) and after (b) multiple forging

2.2 退火后的金相显微组织

图2所示为多向锻造合金经150 ℃不同时间等温退火后的金相显微组织。由图2可以看出，退火后，合金发生了静态再结晶，且随着退火时间的延长，再结晶晶粒逐渐增多。当退火时间分别为360和900 s时(见图 2(a)和(b))，晶粒并未发生明显变化，只出现少量的再结晶晶粒；随着退火时间的延长，再结晶晶粒增多，晶粒也逐渐趋于均匀等轴；当退火时间为1800 s时，可以明显地看到大量细小的再结晶晶粒，但是仍存在部分尺寸较大的晶粒(见图2(c))。当退火时间为3600 s时，合金已经基本趋于均匀等轴的再结晶组织，只有少量尺寸较大的晶粒存在，对其进行再结晶晶粒体积分数统计，得到其再结晶体积分数为88.3%。由此可见，当退火温度为 150 ℃时，合金多向锻造后发生完全静态再结晶所需时间大于3600 s。由图2可发现，静态再结晶优先在某些区域发生，这是由于在变形过程中产生了大量的位错，在随后的退火过程中，再结晶会优先在位错密集区域形核[15]。

图3所示为多向锻造合金经175 ℃不同时间等温退火后的金相显微组织。由图3可以看出，当退火时间分别为360和900 s时，合金已经发生部分静态再结晶(见图 3(a)和(b))，且再结晶晶粒数量明显多于150 ℃退火360和900 s时的再结晶晶粒数量。经再结晶晶粒体积分数统计，175 ℃退火360 s时，再结晶晶粒体积分数为15.9%，而900 s时再结晶晶粒体积分数为67%。可见，随着退火温度的提高，合金发生静态再结晶的速度提高，这是由于随着温度的升高，原子活性增大，其扩散速率也加快，导致静态再结晶速度加快。当退火时间为1800 s时，合金已经发生完全再结晶，并且有部分晶粒发生长大(见图3(c))，所以，当退火温度为175 ℃时，多向锻造后的合金发生完全静态再结晶所需时间在900~1800 s之间。其后，随着退火时间的延长，再结晶晶粒发生明显长大(见图3(d))。

图4所示为多向锻造合金经200 ℃等温退火不同时间后的金相显微组织。由图4可见，随着退火温度的升高，合金发生再结晶的时间急剧缩短，在退火时间为360 s时，合金大部分晶粒已经完成静态再结晶，只存在少量未发生再结晶的晶粒(见图4(a))。经再结晶晶粒体积分数统计，200 ℃退火360 s时，再结晶晶粒体积分数为77.1%。当退火时间为900 s时，合金已经发生完全静态再结晶，并且部分再结晶晶粒发生长大(见图 4(b))。以上实验结果表明，退火温度为 200 ℃时，多向锻造后的合金发生完全静态再结晶所需时间间在360~900 s之间。另外，在200 ℃退火3600 s时，部分晶粒发生了异常长大(见图4(d))。

图2 经150 ℃退火不同时间后AZ80A镁合金的金相显微组织Fig. 2 Optical microstructures of AZ80A magnesium alloy annealed at 150 ℃ for different times: (a) 360 s; (b) 900 s; (c) 1800 s;(d) 3600 s

图3 经175 ℃退火不同时间后AZ80A镁合金的金相显微组织Fig. 3 Optical microstuctures of AZ80A magnesium alloy annealed at 175 ℃ for different times: (a) 360 s; (b) 900 s; (c) 1800 s;(d) 3600 s

图4 经200 ℃退火不同时间后AZ80A镁合金的金相显微组织Fig. 4 Optical microstructures of AZ80A magnesium alloy annealed at 200 ℃ for different times: (a) 360 s; (b) 900 s; (c) 1800 s;(d) 3600 s

图5 经250 ℃退火不同时间后AZ80A镁合金的金相显微组织Fig. 5 Optical microstructures of AZ80A magnesium alloy annealed at 250 ℃ for different times: (a) 360 s; (b) 900 s; (c) 1800 s;(d) 3600 s

图5所示为多向锻造的合金经250 ℃等温退火不同时间后的金相显微组织。当退火时间为360 s时，合金组织中只有少量未长大的再结晶晶粒，其余晶粒已经发生长大(见图5(a))。可见，在250 ℃退火时，合金发生完全静态再结晶所需时间少于360 s。当退火时间分别为900、1800和3600 s时，合金晶粒发生粗化(图5(b)~(d))。对比退火温度为175和200 ℃再结晶晶粒长大的速度可以发现，退火温度越高，合金晶粒长大的速度越快。这是由于退火时，随着温度的升高，新生晶粒晶界的迁移速率加快，晶界弥散相扩散速度也加快，所以晶粒增长速度显著增加[16]。

2.3 静态再结晶动力学

再结晶是通过再结晶形核及其生长来完成的，这一过程主要受到形核率和线生长速度的影响。不同退火温度下不同时间的再结晶晶粒体积分数统计数据如表1所列。由表1可以看出，随着退火温度的升高，发生静态再结晶的时间越来越短。

图6所示为经150 ℃退火后合金中的再结晶晶粒体积分数与退火保温时间的关系曲线。由图6可以看出，该曲线呈S型，符合JONESON等[17]和 AVIRAMI[18]提出的描述再结晶过程动力学的 JMAK模型。因此，再结晶晶粒体积分数φ与时间的关系可以用式(1)表示：

表1 经不同温度下退火不同时间后AZ80A镁合金的再结晶晶粒体积分数Table 1 Volume fraction of recrystallized grains of AZ80A magnesium alloy annealed at different temperatures for different times

式中：φ为再结晶晶粒体积分数；A为与晶粒形状相关的参数；t为再结晶时间；n为Avirami常数，将式(1)两边取对数可得：

图6 150 ℃再结晶晶粒体积分数与退火保温时间的关系Fig. 6 Relationship between fraction of recrystallied grains and annealing time at 150 ℃

图7 150 ℃退火时合金的-lnt曲线Fig. 7 Curve of-ln t of alloy annealed at 150 ℃

具有很好的线性关系，说明用Avirami方程可以较好地描述AZ80A镁合金多向锻造后150 ℃等温退火处理的再结晶过程。由拟合方程的斜率可知n=2.3。

先前的研究结果表明，再结晶速率与温度的关系满足Arrhenius方程[19]：

式中：vR为再结晶速率，它与产生一定量的再结晶晶粒体积分数所需的时间t成反比，即vR=φ/t；B为常数；R为摩尔气体常数；Q是再结晶激活能；T为退火温度。

所以，式(3)可表示为

由式(5)可以看出，合金发生再结晶速度与温度的例数呈线性关系。由表1可知，150 ℃退火2700 s，175 ℃退火1800 s和200 ℃退火360 s对应的再结晶体积分数分别为66.9%、67%和77.1%，均处于稳定再结晶阶段，将该再结晶体积分数对应的退火条件代入式(5)，并进行线性拟合，结果如图8所示。

图8 合金ln(φ/t)与1/T的关系Fig. 8 Plot of ln(φ/t) against 1/T of alloy

一般来说，当再结晶晶粒体积分数为 95%(0.95)时便可定义为合金发生了完全再结晶，因此，由式(1)可以计算得150 ℃完成再结晶所需的时间为4160 s。若再结晶晶粒体积分数一定，则根据式(4)可以得到不同温度下完成相同再结晶晶粒体积分数所需时间的比值：

式中：t1和t2分别为退火温度T1和T2时完成相同再结晶晶粒分数所对应的时间。将150 ℃(423 K)时不同再结晶晶粒体积分数所对应的时间分别代入t1。由此，将T2为 175 ℃(448 K)、200 ℃(473 K)和 250 ℃(523 K)分别代入式(6)可得到175、200和250 ℃时完成不同再结晶晶粒体积分数所需的时间，结果如表 2所列。

由表2可知，经计算得到的175、200和250 ℃完全再结晶所需时间与实验结果一致。根据表2可以绘制出不同温度下合金再结晶动力学曲线，结果如图 9所示。由图9可以看出，随着退火温度的升高，再结晶形核孕育时间变化不明显，但完成再结晶的时间急剧减少，这是由于温度越高，原子活性越高，其扩散速率越快。该曲线可为制定 AZ80A镁合金退火处理工艺提供参考。

表 2 不同温度下退火完成不同体积分数再结晶所需的时间Table 2 Annealing times for different volume fractions of recrystallized grains at different temperatures

图9 AZ80A镁合金的再结晶动力学曲线Fig. 9 Recrystallization kinetic curves of AZ80A magnesium alloy

3 结论

1) 经多向锻造后AZ80A镁合金在退火过程发生静态再结晶现象，随着退火时间的延长，再结晶晶粒逐渐增多；随着退火温度的升高，发生静态再结晶的时间缩短。发生完全再结晶后，随着时间的延长和温度的升高，再结晶晶粒发生长大。

2) 经多向锻造后 AZ80A 镁合金在 150 ℃退火3600 s时，再结晶体积分数为88%；175 ℃退火1800 s时，发生完全再结晶，且有部分晶粒长大；200 ℃退火360 s时，再结晶体积分数达到77%；250 ℃退火360 s时，再结晶晶粒已经发生长大。

3) 利用再结晶动力学方程计算得到经多向锻造AZ80A镁合金的再结晶激活能为71.48 kJ/mol，合金在150、175、200和250 ℃退火时发生完全再结晶的时间分别为4160、1387、485和85.6 s。

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