AZ31B鎂合金在高應(yīng)變速率下的熱壓縮變形行為和微觀組織演變

申利權(quán) ，楊 旗，靳 麗 ，董 杰

(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) 輕合金精密成型國家工程研究中心和金屬基復(fù)合材料國家重點實驗室，上海 200240；3. 上海寶鋼研究院，上海 200940)

鎂合金是工業(yè)應(yīng)用中密度最低的金屬結(jié)構(gòu)材料，在汽車、機車和航空工業(yè)上具有廣闊的應(yīng)用前景[1-3]。鎂具有密排六方結(jié)構(gòu)，但是由于缺少足夠的獨立滑移系，并且在變形過程極易形成變形織構(gòu)，這嚴重影響了鎂合金的成形性和力學(xué)性能[4-8]，因此，優(yōu)化鎂合金的可加工性能，探索鎂合金生產(chǎn)工藝參數(shù)對于鎂合金的商業(yè)和工程應(yīng)用具有重要意義。

AZ31鎂合金是目前應(yīng)用最廣泛的變形合金，也是目前認為成形性最好的變形鎂合金之一，關(guān)于AZ31鎂合金板材的微觀組織已經(jīng)進行了廣泛的研究[9-13]。但是，由于鎂合金在熱軋過程中存在溫降快、邊裂嚴重和變形不均勻等問題，目前生產(chǎn)AZ31寬幅薄板依然存在技術(shù)上的困難，因此，迫切需要解決鎂合金熱軋過程中應(yīng)力場和溫度場的精確控制。只有建立外場參數(shù)與微觀組織相關(guān)性，才能更加精確地控制鎂合金的熱軋工藝，獲得性能優(yōu)異的大尺寸板帶箔材。通過等溫壓縮模擬實驗可研究鎂合金材料的變形特性，對制定鎂板溫軋工藝的部分工藝參數(shù)(溫度、道次變形量、變形速率和道次間隔時間)，建立實驗依據(jù)具有十分重大的意義。到目前為止，關(guān)于鎂合金熱壓縮變形行為的研究已經(jīng)很多[14-19]。AI等[14]研究了孿生行為對擠壓 態(tài) Mg-Zn-Zr合金熱壓縮變形行為的影響(應(yīng)變速率范圍0.01~10 s-1)，發(fā)現(xiàn)拉伸孿生在變形初期能有效地促進加工硬化，在拉伸孿晶消耗幾乎全部母體晶粒后，壓縮孿生出現(xiàn)并有效地細化了晶粒。劉筱等[18]研究了AZ31鎂合金在300和500 ℃、應(yīng)變速率為0.03 s-1下熱壓縮的晶粒取向和織構(gòu)演變，發(fā)現(xiàn)高溫下由于滑移系的改變基面織構(gòu)發(fā)生弱化。SHI等[19]研究了ZA61鎂合金在200~400 ℃、0.01~7 s-1下熱壓縮變形行為，并給出了合理的加工工藝參數(shù)。不難發(fā)現(xiàn)，大多數(shù)研究是在中、低應(yīng)變速率(1×10-3~1×10 s-1)的熱壓縮過程展開，而對工業(yè)應(yīng)用上十分重要的高應(yīng)變速率下的鎂合金變形行為的研究尚有不足。眾所周知，高應(yīng)變速率下的熱壓縮更切合實際軋制過程中的應(yīng)力場及溫度場。雖然欒娜等[17]研究了AZ80鎂合金在變速率為0.01~50 s-1時的熱壓縮行為，修正了應(yīng)力-應(yīng)變曲線以及建立了本構(gòu)模型，但關(guān)于變形工藝參數(shù)對熱壓縮過程中微觀組織演變和微觀變形機制影響的分析稍顯不足。

基于以上背景，本文作者以AZ31B鎂合金厚板為研究對象，研究鎂合金在高應(yīng)變速率下熱壓縮變形過程中的變形行為，分析變形溫度和應(yīng)變速率等工藝參數(shù)對微觀組織演變的影響，討論熱變形過程中的再結(jié)晶行為及對最終晶粒大小和分布的影響，以指導(dǎo)熱軋工藝設(shè)計。

1 實驗

實驗初始材料為AZ31B鎂合金軋板，其化學(xué)成分如表 1所列。軋板由均勻化處理后的鑄錠經(jīng) 350~400 ℃下多道次熱軋而成，板厚為12 mm。圖1(a)所示為初始軋制態(tài)微觀組織?？梢钥闯?，初始組織由均勻分布的晶粒組成，晶粒平均尺寸約為18 μm。圖1(b)所示為軋制態(tài)AZ31B鎂合金合金的極圖?？梢?，經(jīng)過350~400 ℃下多道次熱軋后的板材為典型的板織構(gòu)：〈0001〉垂直于軋面。

表1 AZ31B鎂合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of AZ31B Mg alloy (mass fraction, %)

圖1 軋制態(tài)AZ31B鎂合金的微觀組織和軋板{0001}極圖Fig. 1 Microstructure (a) and {0001} basal pole figure (b) of as-rolled AZ31B Mg alloy sheet

對軋板進行機械加工，得到軸向平行于軋面法向(ND)的圓柱體壓縮試樣，規(guī)格為d8 mm×12 mm。熱壓縮變形實驗在上海寶鋼研究院的日本富士電波工機Thermecmastor-Z熱模擬試驗機上完成，熱壓縮溫度區(qū)間為200~520 ℃，應(yīng)變速率區(qū)間為2~60 s-1。熱壓縮流程如下：以10 ℃/s的升溫速率將試樣升溫至350 ℃后保溫 12 min以穩(wěn)定熱軋材料顯微組織，消除內(nèi)應(yīng)力；再經(jīng)升溫或者降溫至變形溫度T保溫3 min；然后在恒溫條件下以某一應(yīng)變速率ε˙施加壓縮變形。在本實驗中，為了更加真實地模擬實際生產(chǎn)過程，在熱壓縮完成后并不采用淬火冷卻，而是采用空冷。實驗統(tǒng)計得到試樣從320、380和450 ℃冷卻至200 ℃分別需要大約15、25和40 s。另外，實驗采用線性截斷法統(tǒng)計平均晶粒尺寸。

2 結(jié)果與討論

2.1 流變應(yīng)力

圖2 AZ31B鎂合金在不同熱壓縮溫度和應(yīng)變速率下變形的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig. 2 True stress-true strain curves of AZ31B Mg alloy at different hot compression temperatures and strain rates: (a) 200℃;(b) 250℃; (c) 320℃; (d) 380℃; (e) 450℃; (f) 520℃

圖2所示為AZ31B鎂合金在熱壓縮過程中的真應(yīng)力-真應(yīng)變關(guān)系曲線。曲線顯示當在低溫、高應(yīng)變速率(如200 ℃、60 s-1)下變形時，試樣在相對較小的應(yīng)變下就會破裂。此外，當變形溫度高于320 ℃時，熱壓縮真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線呈現(xiàn)典型的動態(tài)再結(jié)晶特性[20-21]，具體表現(xiàn)為4個典型的階段(如圖2(d)中黑色曲線劃分所示)：從左至右依次為加工硬化階段、過渡階段、軟化階段和穩(wěn)態(tài)流變階段。變形初期應(yīng)力隨著應(yīng)變的增加而急劇增大，此階段即為加工硬化階段。加工硬化的產(chǎn)生是由于在變形過程中位錯大量增殖并發(fā)生堆積和纏結(jié)。隨著壓縮變形的繼續(xù)，加工硬化速率隨著應(yīng)變的增加逐漸下降，隨后應(yīng)力達到峰值，此階段為過渡階段。應(yīng)力峰值是加工硬化和動態(tài)回復(fù)再結(jié)晶軟化效果疊加達到瞬時平衡而產(chǎn)生的。在過渡階段，發(fā)生動態(tài)回復(fù)以及再結(jié)晶，軟化效果隨著應(yīng)變增加而逐漸增強。當應(yīng)力達到峰值后，隨著動態(tài)回復(fù)以及再結(jié)晶過程的加劇，軟化效果將超過加工硬化效果，應(yīng)力隨著應(yīng)變的增大開始下降，此時變形進入軟化階段。隨著變形的深入，應(yīng)變繼續(xù)增大，加工硬化和動態(tài)再結(jié)晶軟化之間達到動態(tài)平衡，應(yīng)力穩(wěn)定在一個較低的水平，熱壓縮進入穩(wěn)態(tài)流變階段。

鎂的層錯能較低，其滑移面上的擴展位錯較寬而難以聚集成全位錯進行滑移和攀移，這將阻礙動態(tài)回復(fù)的進行。因此，相對于高溫壓縮，鎂合金在較低溫度下進行壓縮變形時，隨著變形量的增加，位錯的堆積和纏結(jié)不能通過動態(tài)回復(fù)得到有效的緩解，導(dǎo)致合金位錯密度急劇升高，應(yīng)變能不斷累積，進而促進動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生。然而，在本實驗中，試樣在較低溫度(200 ℃)和高應(yīng)變速率下進行熱壓縮變形時，其對應(yīng)的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線并沒有因為此溫度下的動態(tài)再結(jié)晶而出現(xiàn)明顯的軟化階段，這導(dǎo)致應(yīng)力一直處于較高的水平，試樣在較低的應(yīng)變下就被破壞。當變形溫度較低時，由于應(yīng)變量增大而聚集和纏結(jié)的位錯難以脫釘，可動位錯在較低溫度下的運動也將減慢，因此，這將不利于位錯的排列和重組，增強了加工硬化效果。同時，位錯脫釘和運動以及連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶的形核(降低晶體內(nèi)部位錯密度的主要機制)均在很大程度上受到位錯運動速率減慢的影響，低溫時軟化機制遠不如高溫時活躍，軟化效果顯著降低，進而導(dǎo)致軟化階段的縮短甚至消失。

圖3所示為熱壓縮變形過程中峰值應(yīng)力與應(yīng)變速率和變形溫度之間的關(guān)系曲線。可以發(fā)現(xiàn)，當應(yīng)變速率一定時，峰值應(yīng)力隨著變形溫度的升高而降低。這是因為當應(yīng)變速率一定時， 動態(tài)再結(jié)晶軟化效果隨變形溫度的升高而增強，位錯密度的降低有利于變形協(xié)調(diào)，從而使峰值應(yīng)力降低。當變形溫度一定時，峰值應(yīng)力隨應(yīng)變速率的變化可分以下兩種情況討論：1) 當變形溫度低于320 ℃時，峰值應(yīng)力隨應(yīng)變速率的增加變化不明顯；2) 當變形溫度高于320 ℃時，在2~15 s-1區(qū)間峰值應(yīng)力隨著應(yīng)變速率增加而增大，在15~60 s-1區(qū)間隨著應(yīng)變速率的增加緩慢。究其原因，在低溫下變形時，溫度成為影響變形機制的控制因素，其變形過程的主要微觀機制為基面滑移和孿生，非基面滑移并不能有效地啟動，導(dǎo)致在此溫度下應(yīng)力-應(yīng)變曲線對壓縮應(yīng)變速率不敏感；然而，在高溫下(≥380 ℃)變形時，非基面滑移的有效開動使得應(yīng)變速率成為控制壓縮時微觀變形機制的控制因素，此時應(yīng)變速率越大，發(fā)生單位應(yīng)變所需的時間越短，合金進行動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶的時間也就越短，軟化時間不充分，因此，峰值應(yīng)力隨之增大。值得注意的是，在320 ℃、8 s-1時，峰值應(yīng)力出現(xiàn)反常的降低。當在320 ℃下變形時，變形溫度處于一個相對中間的值，此時溫度和應(yīng)變速率同時影響應(yīng)力-應(yīng)變關(guān)系，二者對峰值應(yīng)力的影響形成競爭機制：當應(yīng)變速率大于4 s-1時，溫度成為主控因素，峰值應(yīng)力隨著應(yīng)變速率增大而升高不明顯；當應(yīng)變速率小于4 s-1時，應(yīng)變速率成為主控因素，峰值應(yīng)力隨著應(yīng)變速率的增大而增大。

圖3 應(yīng)變速率和變形溫度對AZ31B鎂合金熱壓縮峰值應(yīng)力的影響Fig. 3 Effect of strain rate and deformation temperature on peak stress of AZ31B Mg alloy during hot compression

2.2 微觀組織演變

圖 4所示為 AZ31B鎂合金在不同變形溫度(200~520 ℃)和應(yīng)變速率(2~60 s-1)下熱壓縮變形后平行于軋面的顯微組織。由圖4可見，變形后組織均為明顯的動態(tài)再結(jié)晶組織，再結(jié)晶晶粒覆蓋率都達到90%以上。低溫、低應(yīng)變速率(以250 ℃、8 s-1為分界)下熱壓縮試樣金相顯示，部分殘留的原始晶粒尺寸為10~20 μm，當應(yīng)變速率增大時，這些原始晶粒將隨著動態(tài)再結(jié)晶進一步進行而逐漸減少，轉(zhuǎn)化為細小的等軸晶。這一現(xiàn)象表明，在高應(yīng)變速率熱壓縮變形過程中，AZ31B鎂合金動態(tài)再結(jié)晶對應(yīng)變速率十分敏感 。應(yīng)變速率越大，單位時間內(nèi)晶粒內(nèi)部的位錯密度和積累的應(yīng)變能越高，越有利于動態(tài)再結(jié)晶形核而導(dǎo)致晶粒細化。此外，壓縮孿生和二次孿生的大量發(fā)生也是促進動態(tài)再結(jié)晶形核的一大原因[9,22-23]。如圖4所示，當變形溫度高于 320 ℃時，再結(jié)晶晶粒覆蓋率接近100%，并且再結(jié)晶晶粒隨著變形溫度升高而長大。熱壓縮是在高應(yīng)變速率下進行的，試樣變形過程十分迅速，盡管變形過程中的應(yīng)變儲能充分激發(fā)了動態(tài)再結(jié)晶形核，但是再結(jié)晶晶粒尚未來得及充分長大。本實驗中，試樣經(jīng)熱壓縮變形后直接在壓縮腔室內(nèi)進行空冷，試樣從320、380和450 ℃的變形溫度冷卻到200 ℃分別需要15、25和40 s。變形溫度越高，試樣所需要的冷卻時間就越長，較長的冷卻時間以及高溫都能促進動態(tài)再結(jié)晶晶粒長大。

圖4 不同變形溫度和變形速率下變形AZ31B鎂合金的顯微組織Fig. 4 Microstructures of deformed AZ31B Mg alloys at different temperatures and strain rates: (a) 200 ℃,2 s-1; (b) 250 ℃,2 s-1;(c) 320 ℃,2 s-1; (d) 200 ℃,4 s-1; (e) 250 ℃,4 s-1; (f) 320 ℃,4 s-1; (g) 200 ℃,15 s-1; (h) 250 ℃,15 s-1; (i) 320 ℃,15 s-1;(j) 380 ℃,4 s-1; (k) 450 ℃,4 s-1; (l) 520 ℃,4 s-1; (m) 380 ℃,8 s-1; (n) 450 ℃,8 s-1; (o) 520 ℃,8 s-1; (p) 380 ℃,60 s-1;(q) 450 ℃,60 s-1; (r) 520 ℃,60 s-1

圖5 應(yīng)變速率和變形溫度對AZ31B鎂合金平均晶粒尺寸的影響Fig. 5 Effects of strain rate and deformation temperature on average grain size of AZ31B Mg alloy: (a) Lower deformation temperature; (b) Higher deformation temperature

圖5所示壓縮變形后晶粒平均尺寸隨應(yīng)變速率和變形溫度的變化關(guān)系?？梢园l(fā)現(xiàn)，當變形溫度不超過320 ℃(見圖5(a))時，晶粒平均尺寸隨著應(yīng)變速率的增大而減小；然而，當變形溫度高于320 ℃(見圖5(b))時，晶粒平均尺寸隨著應(yīng)變速率的變化不再具有低溫時的細化規(guī)律，甚至出現(xiàn)在高應(yīng)變速率下晶粒反而粗化的現(xiàn)象。出現(xiàn)這種反常的原因可能是，在高溫變形條件下，熱壓縮過程中影響晶粒大小的因素之間發(fā)生了競爭，并且晶粒在冷卻過程的長大程度隨著變形工藝的差異也會不同，這些都可能引起再結(jié)晶晶粒大小隨著應(yīng)變速率的變化無一定規(guī)律。

2.3 熱壓縮變形不均勻性和動態(tài)再結(jié)晶機制

在高應(yīng)變速率下熱壓縮時，壓縮接觸面的摩擦將使變形不均勻。圖6(a)和(b)所示分別為200 ℃、4 s-1和380 ℃、8 s-1條件下AZ31B鎂合金的組織形貌(觀察面為沿壓縮方向切割的剖面)，應(yīng)變量均為60%。圖6(a)中顯示，200 ℃、4 s-1熱壓縮后的低倍組織形貌呈現(xiàn)自由鍛造式不均勻，有明顯的剪切帶，且剪切帶將試樣分為3種典型區(qū)域：難變形區(qū)①、自由變形區(qū)②和大變形區(qū)③。整個試樣在變形過程中的應(yīng)變速率是一個定值(4 s-1)，則各區(qū)域的應(yīng)變速率的大小有如下關(guān)系：1ε˙(＜4 s-1)＜2ε˙＜3ε˙(4 s-1)。200 ℃、4 s-1條件下 3種典型區(qū)域的高倍金相組織分別由圖 6(a1)、(a2)和(a3)所示。圖 6(a1)所示區(qū)域為難變形區(qū)，此區(qū)域中存在許多原始粗大晶粒，并且孿生在此區(qū)域廣泛地發(fā)生，一部分晶粒被孿晶分割呈現(xiàn)層片狀，并且伴有二次孿生的發(fā)生以及孿晶的破碎，表明此時孿生機制被激活以協(xié)調(diào)變形。另外，大量動態(tài)再結(jié)晶晶粒分布于粗大晶粒的晶界和孿晶處。產(chǎn)生孿晶的原因主要有：1) 熱壓縮試樣取自多道次熱軋板，壓縮方向垂直于軋面，熱軋過程形成的基面織構(gòu)不利于基面滑移；2) 相比位錯滑移機制，孿生是一個更為快速的變形機制，在應(yīng)變速率很大的情況下，位錯的滑移來不及充分發(fā)生，于是孿生成為協(xié)調(diào)變形的主要機制。圖6(a2)所示為自由變形區(qū)組織，在此區(qū)域的應(yīng)變速率更大，導(dǎo)致孿生更為劇烈，粗大晶粒進一步減少，動態(tài)再結(jié)晶區(qū)域覆蓋區(qū)域更廣，動態(tài)再結(jié)晶組織呈現(xiàn)“項鏈”狀，晶粒明顯細化。圖6(a3)所示為大變形區(qū)組織，應(yīng)變速率高于區(qū)域①、②的，發(fā)現(xiàn)此區(qū)域有典型的變形流線以及少量沿流線方向被拉長的原始晶粒，再結(jié)晶組織覆蓋面積達到95%以上，組織為均勻的等軸晶，晶粒平均尺寸已經(jīng)細化到2.5 μm左右。然而，AZ31B鎂合金在380 ℃、8 s-1熱壓縮后的低倍組織形貌中變形剪切帶明顯弱化，整體組織分布較為均勻，難變形區(qū)④、自由變形區(qū)⑤和大變形區(qū)⑥之間界限模糊。相比200 ℃下熱壓縮的情況，在高倍金相組織中380 ℃下熱壓縮變形后的各區(qū)域均由均勻的等軸晶組成，并且沒有觀察到如圖6(a1)中的孿生組織和圖6(a3)中的“項鏈狀”再結(jié)晶組織。再結(jié)晶晶粒發(fā)生長大，平均晶粒尺寸約為12 μm。造成這些差異的主要原因有：1) 當變形溫度升高至380 ℃時，非基面滑移系的開動極大地提高了合金的塑性變形能力，并且隨著溫度升高，合金中原子熱振動和擴散速率增加，位錯的滑移、攀移、交滑移以及位錯節(jié)點脫釘更為容易，動態(tài)再結(jié)晶的形核率增加，從而極大地激發(fā)了動態(tài)再結(jié)晶的形核和長大；2) 變形溫度的升高使晶界的可動性增強，有助于合金壓縮變形時晶粒之間的協(xié)調(diào)；3) 經(jīng)380 ℃熱壓縮后的試樣在壓縮腔室內(nèi)的冷卻過程發(fā)生了靜態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶，能顯著改善壓縮變形導(dǎo)致的組織不均勻性?；谝陨显颍邷囟饶苡行Ц纳坪辖鹱冃蔚牟痪鶆蛐?，但容易導(dǎo)致晶粒粗化，因此生產(chǎn)過程中應(yīng)當綜合考慮，選擇合適的變形溫度區(qū)間。

圖6 200 ℃、4 s-1和380 ℃、8 s-1條件下壓縮試樣不同位置的顯微組織Fig. 6 Microstructures at different positions of compression samples deformed at 200 ℃, 4 s-1 (a) and 380 ℃, 8 s-1 (b) :(a1) Difficult deformation area in Fig. 6(a); (a2) Free deformation area in Fig. 6(a); (a3) Large deformation in Fig. 6(a); (b1) Difficult deformation in Fig.6(b); (b2) Free deformation area in Fig.6(b); (b3) Large deformation in Fig.6(b)

鎂合金動態(tài)再結(jié)晶的形核機制十分復(fù)雜，迄今為止，提出的鎂合金動態(tài)再結(jié)晶機制有晶界弓出形核、亞晶旋轉(zhuǎn)形核、孿生誘發(fā)形核以及連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶等機制。傳統(tǒng)形核機制和連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶機制的區(qū)別在于后者沒有明顯的形核和長大階段，其動態(tài)再結(jié)晶新晶粒是由小角度晶界逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы缍纬傻摹ｆV合金在熱變形過程中動態(tài)再結(jié)晶具體采取何種機制，是由變形溫度和應(yīng)變速率決定的，其根本原因是動態(tài)再結(jié)晶形核受到變形機制的控制，而變形機制又由變形溫度、應(yīng)變速率以及原始變形組織直接決定。一般來說，無論鎂合金動態(tài)再結(jié)晶采用何種形核機制，形核數(shù)量和新核長大速度都是由位錯運動能力控制。當變形溫度較低時，位錯難以通過運動實現(xiàn)重組，從而抑制動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生。但鎂合金低溫變形時孿晶大量的發(fā)生，有利于變形的協(xié)調(diào)和動態(tài)再結(jié)晶的形核。AL-SAMMAN等[24]對鎂單晶沿c軸進行壓縮，以探究其軟化和動態(tài)再結(jié)晶機制。他們發(fā)現(xiàn)，當在200 ℃、10-3s-1條件下壓縮，鎂單晶中發(fā)現(xiàn)了大量的{1 011}和{1 013}壓縮孿晶以及在壓縮孿晶中產(chǎn)生的{1 012}拉伸孿晶(也稱二次孿生)，并且這些孿生轉(zhuǎn)化生成再結(jié)晶晶粒條帶；然而，在370 ℃熱壓縮時，孿生誘發(fā)動態(tài)再結(jié)晶形核相比于200 ℃時明顯減少。此外，變形速度也是影響鎂合金變形機制的重要因素。ZHU等[25]在對 ZK60鎂合金在高應(yīng)變速率下熱軋(應(yīng)變速率為2.9~9.6 s-1，變形溫度為300 ℃)的研究中發(fā)現(xiàn)，在相同應(yīng)變下，合金的孿晶體積分數(shù)隨著應(yīng)變速率的增大顯著提高，原始晶粒經(jīng)過孿生后轉(zhuǎn)化為密集的孿晶層片組織，并且后續(xù)變形中這部分孿晶層片非常容易發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，證明ZK60鎂合金在300 ℃下高應(yīng)變速率變形時，動態(tài)再結(jié)晶形核的主要機制是孿生誘發(fā)的動態(tài)再結(jié)晶。

本實驗中，當AZ31B鎂合金在200 ℃，4 s-1條件下進行熱壓縮時，在其微觀組織中同時發(fā)現(xiàn)大量的孿晶破碎層片(如圖 6(a1)中紅色矩形所示)和“項鏈狀”動態(tài)再結(jié)晶晶粒(如圖 6(a2)中紅色矩形所示)，表明200 ℃、4 s-1壓縮過程中動態(tài)再結(jié)晶形核機制主要有孿晶誘發(fā)的動態(tài)再結(jié)晶和連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶兩種。

在變形初期，由于變形溫度較低以及原始軋態(tài)基面織構(gòu)，基面滑移不易開動，因此{1 011}壓縮孿生和二次孿生大量發(fā)生以協(xié)調(diào)晶粒c軸方向的應(yīng)變，并且隨著應(yīng)變的增大，動態(tài)再結(jié)晶晶粒能通過孿晶的破碎或者孿晶之間以及孿晶和位錯之間的交互作用而形核。同時，孿生的大量發(fā)生會使合金晶粒的取向發(fā)生改變，有利于基面滑移的開動，從而促進變形，使位錯在晶粒內(nèi)部大量積累形成亞結(jié)構(gòu)，并且在應(yīng)力集中較嚴重的晶界附近形成小角度晶界網(wǎng)絡(luò)，這些亞結(jié)構(gòu)將隨著應(yīng)變的增大不斷轉(zhuǎn)化為具有大角度晶界的再結(jié)晶新晶粒，形成“項鏈狀”再結(jié)晶組織。然而，在380 ℃、8 s-1的熱壓縮顯微組織中，合金由于變形溫度更高以及變形后的靜態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶過程而呈現(xiàn)出均勻且略有長大的動態(tài)再結(jié)晶組織。當鎂合金在高溫(高于300 ℃)熱壓縮變形時，位錯的攀移成為變形的核心機制，位錯的快速攀移能形成大量的小角度晶界，并且不斷吸收變形中產(chǎn)生的位錯，轉(zhuǎn)化為大角度晶界，因而此時主要發(fā)生連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶。

另外，AZ31B鎂合金在熱壓縮變形中，應(yīng)變量的增大有利于動態(tài)再結(jié)晶的形核。如圖6中所示，不論變形溫度高低，熱壓縮的不均勻性所導(dǎo)致不同部位應(yīng)變量由大到小的順序為③、②、①和⑥、⑤、④。在200 ℃下壓縮，動態(tài)再結(jié)晶程度由大到小的順序為③、②、①，這表明在較低溫度下壓縮時，應(yīng)變的增加將促進動態(tài)再結(jié)晶形核。在380 ℃下壓縮時，非基面滑移大量開動，微觀組織中沒有觀察到孿生組織。此時，⑥、⑤和④ 3個部位均顯示為完全動態(tài)再結(jié)晶的等軸狀晶粒組織。然而，三者的平均晶粒大小由大到小的順序為④、⑤、⑥，這表明隨著應(yīng)變量的增大，應(yīng)變更大的位置位錯堆積更多，儲能積累增加，為連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶提供更充分的形核條件，因此，合金變形后具有更加細小的等軸晶組織。

2.4 熱軋鎂合金板材的微觀組織及力學(xué)性能

熱壓縮實驗結(jié)果表明：在較低的變形溫度及高應(yīng)變速率條件下，更容易獲得細小均勻的晶粒分布。為了考察高應(yīng)變壓縮數(shù)據(jù)對實際熱軋變形的影響，對AZ31B鎂合金板材在 300~330 ℃進行熱軋變形，單道次壓下量為 30%~50%。圖 7所示為熱軋板合金的金相組織、IPF圖以及室溫拉伸力學(xué)性能。由圖 7(a)和(b)可以發(fā)現(xiàn)，板材微觀組織均勻，晶粒細小，平均晶粒尺寸約為4.5 μm，軋板呈現(xiàn)較強的板織構(gòu)。圖7(c)所示為合金沿不同方向的拉伸性能?？梢园l(fā)現(xiàn)，沿RD、TD和45°方向的屈服強度、抗拉強度和伸長率分別為237、215、228 MPa，291、284、288 MPa和 22%、24%、22%。這些數(shù)據(jù)說明此工藝下的熱軋板兼具較高的強度和優(yōu)良的塑性，同時，力學(xué)性能的各向異性也控制在一個較為理想的范圍。以上分析表明，高應(yīng)變速率下的熱壓縮變形行為能夠為實際熱軋生產(chǎn)提供有效的指導(dǎo)。關(guān)于熱軋工藝與鎂合金板材性能的相關(guān)性有待進行更深入的研究。

圖7 熱軋板金相顯微組織、織構(gòu)及沿RD、TD以及45°拉伸力學(xué)性能Fig. 7 Microstructure (a), texture (b) and tensile properties along RD, TD and 45° (c) of as-hot-rolled plate

3 結(jié)論

1) 在熱壓縮過程中，當變形溫度高于320 ℃時，AZ31B鎂合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線呈現(xiàn)典型的動態(tài)再結(jié)晶特性；當變形溫度低于320 ℃時，無明顯的軟化階段。當應(yīng)變速率一定時，流變應(yīng)力隨著溫度的升高而降低；當變形溫度一定時，流變應(yīng)力僅在高溫及較低應(yīng)變速率(小于 15 s-1)的情況下隨著應(yīng)變速率增大而增大。

2) 在熱壓縮變形過程中，AZ31B鎂合金發(fā)生了明顯的動態(tài)再結(jié)晶，動態(tài)再結(jié)晶程度隨著應(yīng)變速率的增大而增大，平均晶粒尺寸隨著變形溫度的降低或者應(yīng)變速率的增大而減小。

3) 不同溫度下變形試樣的微觀組織均勻性顯著不同：在200 ℃、4 s-1下變形時，試樣微觀組織呈現(xiàn)明顯的自由鍛造式不均勻；在 380 ℃、8 s-1下變形時，組織不均性得到明顯改善，再結(jié)晶晶粒有所長大。在200 ℃、4 s-1下熱壓縮時，孿晶誘發(fā)動態(tài)再結(jié)晶和連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶機制并存，且孿晶誘發(fā)動態(tài)再結(jié)晶為主導(dǎo)機制；在380 ℃、8 s-1下熱壓縮時，連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶機制成為主導(dǎo)機制。在兩種變形溫度下，應(yīng)變量的增大均有利于動態(tài)再結(jié)晶的形核。

4) 在熱壓縮實驗的基礎(chǔ)上，實施了300~330 ℃溫度范圍、單道次大壓下量的熱軋，獲得了板厚為2 mm的AZ31B板材，板材具有均勻細小的晶粒及優(yōu)異的力學(xué)性能。

致謝

本項目得到寶鋼研究院項目的幫助。

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