材料科学与工程A490（2008）
镁合金在高温变形时动态再结晶的研究
T.Al-Samman ，G. Gottstein
（亚琛工业大学 金属学与金属物理研究所 德国亚琛52056）
摘要：由于激活镁合金的非基面滑移系需要有很大的临界应力，因此动态再结晶在镁合金的变形过程起到了重要的作用，特别地，我们观测了镁合金的变形温度在200℃时从脆性到韧性转变的行为。本文通过对商业用AZ31镁合金在不同温度和应变速率下挤压加工后再进行单轴向压缩试验，进而研究不同变形条件对镁合金动态再结晶和组织转变的影响。此外，还分析了镁合金初始状态的组织结构对其动态再结晶晶粒尺寸的影响。在较大应变情况下测得的再结晶晶粒尺寸与合金的变形条件的关系相对初始组织结构而言更为紧密。AZ31镁合金变形不同于纯镁，它的变形随温度升高它的晶粒没有明显长大。例如，400℃时，它的应变速率只有10-4s-1，在特定的变形条件下使得完全再结晶的微观组织中的平均晶粒尺寸仅有18μm，并且这些织构随机分布。本文研究的试样在200℃/10-2s-1条件下变形，利用光学显微镜观察了动态再结晶里面的孪晶组织，还利用EBSD（电子背散射衍射）对此做了更进一步的研究。 关键词：DXR、孪生、机理、变形、流动行为、EBSD
1 介绍
在高温下镁合金出现了更多的滑移系，使得它的可加工性能大幅提升。例如，通过加热非基面滑移和
无论是哪种机制，连续动态再结晶或者非连续动态再结晶，经过观察，通常情况下镁及其合金在此过程中并没有改变晶体结构，与面心立方金属材料相比，再结晶组
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织通常与变形织构在某些情况下有很大的不同[2]。在镁合金中，用微观分析的手段来研究再结晶织构尤其困难，这是由于镁的滑移基面的六倍旋转对称。从基面滑移系产生滑移，或者在<1 1 2 0>晶向轧制再或者在<1 0 1 0>晶向轧制，织构将会形成，两者中都涉及旋转过程。在强韧的基部组织存在下，基面滑移和孪晶依然进行的非常顺利，与它们的初始取向如何没有任何关系，所以识别结晶织构在上面提到的对称问题的（0 0 0 2）极像图中的动态再结晶以后发生变化是不可能的。而在基底纤维织构存在时将会更加困难，例如，两个主要的变形方向（0 0 0 1）<1 1 2 0>和（0 0 0 1）<1 0 1 0>以及它们分散产生的（0 0 0 1）纤维组织，因为此时你不可能识别出哪一种组织发生了变化，即使发生在{1 0 1 0}极图中也难以分辨。先前的研究证实了电子背散射衍射分析确实很方便并且实用，在研究再结晶织构和变形之间的关系时，此方法方便可靠，同时，我们报告了在200～300℃平面压缩应变试验过程中动态再结晶过程的晶粒形核和长大有30°择优取向的现象[3]。Bacroix和它的研究同伴[4]在研究Zr-2Hf合金在室温平面压缩应变试验和退火处理变形时提出了相似的观点。
本文讨论了变形行为对动态再结晶的影响，这里的热变形是选定条件下的热变形（T, ε ε）。单向压缩试验能够作为变形模型，原因是它可以在经确定义的变形条件下经行试验，而且在微观结构表征测试完成以后可以很迅速、方便的进行淬火。尽管单向压缩试验可能会有一些实际困难，在微观结构的研究上由于圆柱体的对称性可能会使一些晶体的转向变化观测不到，但是它具有多通道模PSC的优势使得它没有横向的变形约束，这将导致一种新的织构形成。
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2 实验过程
当前应用的试验材料是商业用变形镁合金AZ31B，它的化学成分是（ωt%）：2.92Al、0.84Zn、0.33Mn、0.02Si、0.004Fe、0.001Cu、0.001Ni，Mg。挤压参数如下所示：挤压温度400℃，挤压速度2m/min，挤压比（d0/d1）2=9。变形试验前材料经过350℃退火处理并且保温6小时。经挤压和退火后的材料平均晶粒尺寸为35μm，而其挤压变形织构以（0 0 0 2）晶面为基底平行于挤压轴。为了测量晶粒尺寸，我们采用了线截面的方法。每次测量都划了16条平行直线在放大倍数为500×且包含了约4000个晶粒的视野内。为了进行轴向压缩试验，圆柱体试样经过与CD方向平行的三个不同方向进行挤压加工，和初始挤压方向ED呈垂直或呈45°角,如图（1）所示。单向轴向压缩试验在九中不同的变形条件下进行的，例如，不同的温度和不同的应变速率，但是通常最后的晶粒度大小是一样的。为研究不同的变形量下材料的织构和微
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观组织，一些试验在应变达到15%～220%就终止了，如图(1c),同时样品也迅速的放进了液体中进行淬火处理以便后续测量。试验机上的压杆上有加热元件，这种装置可以使样品得温度从低到高变化以达到想要的试验温度。图（1b），达到想要的温度所需要的时间取决于试验温度和随后试样在浸泡5min钟后建立热平衡所消耗的2～5min钟。在实验过程中，试样的最低和最高温度差不能超过1k，这一点有先进的前温度校准帮助完成，利用先进的温度控制和三个热电偶分别放置在试样的底部，中间和顶部。
采用立方氮化硼粉末来降低试样和压杆之间的摩擦和减小由于挤压产生的腰部鼓胀效应。完成着一系列试验以后，切取半截试样的中心部分进行光学显微镜观察、x射线微织构检测和EBSD分析，然后分别放在SiC砂纸上面和粒度为1～3μm的金刚石颗粒进行机械研磨，最后的抛光利用硅溶胶进行。为了进行显微组织的观察，试样经抛光后用乙酸-酒精溶液表面腐蚀。为使EBSD试验结果更精确，我们将一些试样又在5:3的乙醇和磷酸溶液进行了电抛光处理。EBSD试验测量步长为0.2μm～0.5μm之间。
图1.（a）试样单轴向压缩取向示意图：（1）CDOED,（2）CD45ED,（3）CD90ED; （b）实验装置； （c）400℃/10-2s-1变形时不同晶粒的试样
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图（2）试样CDOED取向在200℃/10s
和ε=-1.4时的SEM图像 （a）剪切区域；
（b）被压缩试样的侧壁
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3 实验结果
3.1 低温动态再结晶
根据纯镁的熔点是650℃，可以认为发生在200℃的再结晶是低温动态再结晶。试验样品在200℃/10-2s-1条件下的变形后光学显微图片如图（2）所示：很明显，在这这些变形条件下：如，很高的应变率和温度典型性的低于由机械疲劳使锥面滑移进行的韧脆转变温度（225～250℃）。这些是在被压缩的圆柱体试样表面观察到的，SEM图片是在式样的断裂位置1和2出拍摄的。从1处可以很明显的看到，试样在此处产生了很大的局部应变而导致了剪切断裂，2处显示了试件粗糙表面和孔洞构成的较差的表面质量。相比之下，在对同一个试样的内部结构进行观测后得到了相反的结果，这是试件进行了动态再结晶的缘故。图（3a）再结晶过程中晶粒尺寸在1μm左右，图（3b）材料经过DRX测得的流动曲线呈现出典型的不同温度和不同应变率下的应力应变行为，在首次出现加工硬化的地方得到了一个应力峰值，然后是快速的加工软化，表明此处开始发生了动态再结晶。动态再结晶不是发生在应力最大的地方而通常是在曲线拐点所对应的低应变处就已经发生了。实际上说，在流动应力σ曲线[5][6]上最大流动应力的80%定义为初始动态再结晶的临界应变[7]。值得一提的是，这里的流动应力不能作为一个状态参数像流动应力一样，但是上面所说的临界应变的实际意义在于能够描述动态再结晶过程的开始。前面以200℃/10-2s-1变形条件下的试验，它的初始动态再结晶对应的临界应变是10%，图（3c）所示的EBSD照片显示项链型的动态再结晶晶粒组织将变形后的晶粒包围了起来。当然，其他作者也有对AZ31镁合金的项链状组织的形成也有过研究[8-10]。
3.2 动态再结晶的晶粒尺寸
在其他条件不变的情况下，变形条件对再结晶晶粒尺寸的影响我们也进行了观测。图（4和5）随着变形温度T的升高和应变速率的降低，例如，降低Zener-Hollmon参数Z [Z=εexp(Q/RT)，Q是激活能，R是气体常数]，则动态再结晶的组织结构变得粗糙。晶粒在高温下（400℃）的长大比在低温下（200℃）对应变率更敏感。在200℃/10-2s-1压缩时的初始动态再结晶的晶粒更细，部分再结晶微观结构的平均储存在1～2μm图（3b），然而在400℃/10-2s-1时的粗糙的微结构尺寸达到18μm，通过检测样品发现此时发生了完全再结晶。
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