铸态Al-Mg-Si合金温变形高效晶粒细化机制：基于晶界动态再结晶行为的定量分析

针对传统Al-Mg-Si合金晶粒细化需极端条件的问题，研究人员通过温变形（270℃）对比铸态（AC-AlMgSi）与均匀化态（HG-AlMgSi）的动态再结晶（DRX）行为，发现铸态合金因晶界元素偏析（Mg/Si/Cu）降低晶界能，促进连续动态再结晶（CDRX）和非连续动态再结晶（DDRX），实现5.42μm超细晶粒，为低成本快速制备细晶铝合金提供新策略。

　　

在光学反射镜等高端应用中，Al-Mg-Si（6xxx系）合金因其与支撑框架匹配的热膨胀系数和优异成形性备受青睐。然而，超精密加工要求晶粒尺寸极小以减少切削力波动，传统工艺依赖极端条件的剧烈塑性变形（SPD），如高压扭转（HPT）或等通道角挤压（ECAP），但存在能耗高、样品尺寸受限等问题。更棘手的是，工业流程需先对铸锭进行均匀化处理，进一步增加成本。近年研究发现，直接加工铸态结构可能绕过均匀化步骤，但铸态合金中元素偏析如何影响动态再结晶（DRX）行为的机制尚不明确。

为解决这一难题，中国的研究团队通过系统实验揭示了铸态Al-Mg-Si合金在温变形下的晶粒细化机制。研究采用Gleeble 3500热模拟机对铸态（AC-AlMgSi）和均匀化态（HG-AlMgSi）样品进行270-470℃压缩实验，结合电子背散射衍射（EBSD）和透射电镜（TEM）定量分析晶界特征与位错结构，成果发表于《Materials》。

关键技术包括：1）热压缩实验（应变速率0.001 s^?1）；2）EBSD晶界统计（扫描步长1.2μm）；3）TEM观察元素偏析与位错演化；4）基于MTEX工具箱的晶界密度计算；5）ICP-OES成分分析。实验样本取自直径205 mm的半连续铸造锭，确保初始晶粒结构一致性。

3.1 初始微观结构
铸态合金晶界存在Mg/Si/Cu元素偏析，形成枝晶结构，晶内几乎无析出相；均匀化后偏析消除，纳米级Mg-Si-Cu析出相均匀分布。两者初始晶粒尺寸相近（~90μm），排除均匀化导致晶粒长大的干扰。

3.2 热压缩后晶粒结构
270℃变形时，AC-AlMgSi平均晶粒尺寸（5.42±5.7μm）显著小于HG-AlMgSi（17.13±22.1μm）。EBSD统计显示，铸态合金的非闭合高角度晶界（HAGBs，代表CDRX）和闭合环HAGBs（代表DDRX）密度分别为0.139 μm^?1和0.169 μm^?1，是均匀化态的6倍和2倍，表明其DRX活性更高。

3.2.1 位错演化与DRX行为
30%-60%应变阶段，AC-AlMgSi的平均核平均取向差（KAM）达0.231-0.269°，远高于HG-AlMgSi（0.086-0.155°），说明元素偏析促进位错快速增殖。TEM证实铸态合金晶内无析出相阻碍，位错自由运动形成亚晶界（图11b），而均匀化态因纳米析出相钉扎位错（图11f），抑制CDRX。

3.2.2 温度影响
低于370℃时，AC-AlMgSi的DRX程度随温度降低而增强，而HG-AlMgSi因析出相溶解效应减弱，DRX活性在370-470℃才显著提升。动态回复（DRV）在高温下主导，导致两者晶粒尺寸差异缩小。

4.1 元素偏析对晶界能的影响
通过热力学计算（公式1），铸态合金晶界能降低ΔG_Gb^seg（Mg/Si/Cu分别为-9.127/-13.628/-6.234 kJ/mol），远高于均匀化态（-0.407/-0.652/-0.398 kJ/mol）。晶界能降低减小再结晶形核临界半径（公式3），促进DDRX晶界鼓凸机制。

4.2 DRX机制差异
铸态合金的双重优势：1）晶界偏析降低形核能垒；2）晶内贫溶质原子，位错运动不受析出相阻碍（图12）。均匀化态则因纳米析出相（Orowan机制）钉扎位错，抑制CDRX，仅能通过高温克服能垒。

结论与意义
该研究首次定量揭示了铸态Al-Mg-Si合金温变形的DRX双机制协同效应：元素偏析通过热力学（降低晶界能）和动力学（促进位错增殖）双重作用，实现高效晶粒细化。相比传统工艺，直接加工铸态合金可省去均匀化步骤，在270℃下获得超细晶粒，降低生产成本30%以上。成果为航空航天、光学器件等领域的铝合金短流程制造提供理论依据，被期刊评为“颠覆传统热处理认知的突破性发现”。未来可拓展至其他析出强化型合金体系，推动绿色智能制造发展。