第２８卷第６期 矿 冶 工 程 Ｖｏ１．２８№６ ２００８年１２月 ＭＩＮＩＮＧ ＡＮＤ ＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＬ ＥＮＧＩＮＥＥＲＩＮＧ Ｄｅｃｅｍｂｅｒ ２ｏ０８ ＡＺ３ １镁合金轧制板材的中温变形性能研究① 蒋中华，陈 刚，陈振华，刘俊伟 （湖南大学材料科学与工程学院，湖南长沙４１００８２） 摘要：研究了ＡＺ３１镁合金轧制板材在不同温度（４２３～５２３ Ｋ）以及不同应变速率（０．００１～０．Ｏ１／ｓ）下的力学性能和变形机制。 结果表明，材料的塑性随着温度的升高和应变速率的降低而增加，表现出一定的应变速率敏感性。当温度在动态再结晶温度以下 时，材料的塑性变形主要是：孪生、位错滑移。随着温度的提高，在孪生区域和晶界处可以观察到许多动态再结晶晶粒，这表明在变 形过程中同时发生了孪生诱发动态再结晶和连续动态再结晶。 关键词：镁合金；中温变形性能；塑性；孪生；位错滑移；动态再结晶 中图分类号：ＴＧｌｌ１．７；ＴＧ１４６．２ 文献标识码：Ａ 文章编号：０２５３—６０９９（２００８）０６—００９７—０４ Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ Ｈｏｔ・ｒｏｌｌｅｄ ＡＺ３ １ Ｍａｇｎｅｓｉｕｍ Ａｌｌｏｙ ｄｕｒｉｎｇ Ｔｅｎｓｉｏｎ ａｔ Ｍｏｄｅｒａｔｅ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ＪＩＡＮＧ Ｚｈｏｎｇ—ｈｕａ，ＣＨＥＮ Ｇａｎｇ，ＣＨＥＮ Ｚｈｅｎ－ｈｕａ，ＬＩＵ Ｊｕｎ－ｗｅｉ （Ｓｃｈｏｏｌ ｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，Ｈｕｎａｎ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｃｈａｎｇｓｈａ ４１００８２，Ｈｕｎａｎ，Ｃｈｉｎａ） Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ａｎｄ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｍｅｃｈａｎｉｓｍｓ ｏｆ ｈｏｔ・－ｒｏｌｌｅｄ ＡＺ３ １ ｍａｇｎｅｓｉｕｍ ａｌｌｏｙ ｈａｖｅ ｂｅｅｎ ｓｔｕｄ－－ ｉｅｄ ｂｙ ｔｅｎｓｉｏｎ ｔｅｓｔｉｎｇ ａｔ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ（４２３—５２３ Ｋ）ａｎｄ ｄｉｆｅｒｅｎｔ ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅｓ（０．００１～０．Ｏ１／ｓ）．Ｔｈｅ ｅｘｐｅｒｉ－ ｍｅｎｔａｌ ｒｅｓｕｌｔｓ ｓｈｏｗ ｔｈａｔ ｔｈｅ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ ｏｆ ｔｈｅ ｍａｔｅｒｉａｌ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｗｉｔｈ ｔｈｅ ｒｉｓｅ ｏｆ ｔｈｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ａｎｄ ｔｈｅ ｄｅｃｒｅａｓｅ ｏｆ ｔｈｅ ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅ，ｒｅｖｅａｌｉｎｇ ｃｅｒｔａｉｎ ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅ ｓｅｎｓｉｔｉｖｉｔｙ．Ｔｗｉｎｎｉｎｇ ａｎｄ ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ ｓｌｉｐ ｈａｖｅ ｂｅｅｎ ｐｒｏｖｅｎ ｔｏ ｂｅ ｔｈｅ ｄｏｍｉｎａｎｔ ｍｏｄｅｌ ｏｆ ｐｌａｓｔｉｃ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｗｈｅｎ ｔｈｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｉｓ ｂｅｌｏｗ ｄｙｎａｍｉｃ ｒｅｃｒｙｓｔｌａｌｉｚａｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．Ｗｉｔｈ ｔｈｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ Ｓ ｉｎｃｒｅａｓｅ，ｓｏｍｅ ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚｅｄ ｇｒａｉｎｓ ｃａｎ ｂｅ ｏｂｓｅｒｖｅｄ ａｔ ｔｈｅ ｔｗｉｎｎｅｄ ｒｅｇｉｏｎｓ ａｎｄ ｇｒａｉｎ ｂｏｕｎｄａｒｉｅｓ，ｓｕｇｇｅｓｔｉｎｇ ｂｏｔｈ ｔｗｉｎ－ ｎｉｎｇ ｉｎｄｕｃｅｄ ｄｙｎａｍｉｃ ｒｅｅｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ ａｎｄ ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ ｄｙｎａｍｉｃ ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ ｏｃｃｕｒｒｅｄ ｉｎ ｔｈｅ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｐｒｏｃｅｓｓ． Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ：ｍａｇｎｅｓｉｕｍ ａｌｌｏｙｓ；ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｒ ａｔ ｍｏｄｅｒａｔｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ；ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；ｔｗｉｎｎｉｎｇ；ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ ｓｌｉｐ； ｄｙｎａｍｉｃ ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ 镁合金作为工程应用中最轻的金属结构材料，具 性变形机制进行深入研究。 有比刚度及比强度高、电磁屏蔽性能强、尺寸稳定、资 本文利用高温金相显微镜（ＨＴＭ）、高分辨透射电 源丰富等一系列优点，使镁合金在一系列国防尖端领 镜（ＨＲＴＥＭ）等设备对ＡＺ３１镁合金的中温机械性能、 域及汽车、电子、航空航天等工业领域被广泛应用，成 断裂方式进行了研究，并通过对微观结构的分析进一 为２１世纪最有发展潜能的环保节能材料 』。然而，大 步探讨了镁合金中温塑性变形机理。 部分镁合金具有密排六方结构，低温下滑移系少，各相 异性强，导致其塑性变形能力差。目前，大多数镁合金 ｌ 实验材料及方法 产品主要是通过铸造的生产方式获得（包括传统的铸 本实验所用材料为ＡＺ３１镁合金轧制板材，化学 造工艺和新型的半固态成型工艺），而变形产品很少， 成分见表１。首先将厚度约为７．５ ｍｍ的镁合金挤压 与铸造镁合金产品相比，变形镁合金产品（如挤压、轧 板材加热到６７３ Ｋ保温３０ ｍｉｎ，随后以每道次１０％～ 制、锻造）组织细密，铸造缺陷消除，综合机械性能大 ２０％的压下量轧制１０道次，并进行退火处理，最终得 大提高ｌＬ２ Ｊ。镁合金表现出较好的中温成型性，因此， 到厚度约为１．１ ｍｍ的板材。沿轧制方向（ＲＤ）对轧 为了充分利用镁合金的优点，有必要对镁合金中温塑 制板材进行线切割，得到有效长度为２７ ｍｍ，宽４ ｍｍ ①收稿日期：２００８－０７－２５ 作者简介：蒋中华（１９８５一），男，广西桂林人，硕士研究生，主要研究方向为镁合金变形机制。 通讯作者：陈刚（１９６５一），男，湖南长沙人，教授，主要研究方向为高性能铝镁基复合材料。 的拉伸样品。 表１ 热轧镁合金ＡＺ３１板材的化学成分（质量分数）／％ Ａｌ Ｚｎ Ｍｎ Ｆｅ Ｃｕ Ｃａ Ｍｇ ２．５～３．３ ０．７～１．３ ≤０．５ ≤Ｏ．００２ ≤０．１ ≤０．０３余量 在进行高温拉伸前，需对拉伸样品表面进行打磨 和机械抛光处理，并将样品放入磷酸和高纯度酒精的 混合液中（浓度比为３．７５：６．２５，体积百分比）电解抛 光７—１０ ｍｉｎ，抛光结束后，将样品用清水冲洗且不能 在空气中暴露时间过长，否则会产生大块的氧化层而 无法观察，冲洗１～２ ｍｉｎ即可，用滤纸吸干表面的水 滴后迅速将样品放入高温金相显微镜（ＴＨＥ一４１４３，日 本东京联合光学公司）的拉伸附件中密封，抽取真空 （真空度小于０．０１３ Ｐａ），并在试样两端加入载荷进行 表面观察。图１为电解抛光后的样品表面形貌，从图 中可以看出，退火后的ＡＺ３１镁合金晶粒细小、等轴， 平均晶粒度为ｌ５．４ Ｉｘｍ，不存在任何孪晶组织。 图１ ＡＺ３１轧制镁合金微观组织 为了进一步观察镁合金中温塑性性能，在恒定应 变速率下采用ＷＤＷ—Ｅ２００微机控制电子万能实验机 对样品进行拉伸试验，试验温度为４２３～５２３ Ｋ，应变 速率为０．００１～０．０１／ｓ。拉伸后用普通金相显微镜和 ＪＥＭ一３０１０型高分辨透射电子显微镜（ＨＲＴＥＭ）对样 品进行观察。 ２结果与讨论 ２．１ 机械性能 表２为４７３ Ｋ和５２３ Ｋ下ＨＴＭ拉伸附件中测得 的延伸率 、变形时间ｔ和平均应变速率 。 由表２可以发现，样品的延伸率取决于温度跟载 荷。在４７３ Ｋ时，延伸率不是很高，当温度升高到５２３ Ｋ时，延伸率明显增大，这表明在原来的基础上又产生 了另一种变形机制，使得材料的塑性提高。随着温度 的提高，堆积在晶界处的位错移动到滑移面随之移动， 第２８卷 位错的释放使得材料软化。 表２ ＨＴＭ中恒定载荷拉伸的实验条件和结果 从表２中可以看出，随着平均应变速率和负载的 下降，伸长量增大。这是因为在变形过程中高的应变 速率不利于动态再结晶的产生，在高的应变速率下，应 力集中不易缓解，从而造成位错堆积抑制动态再结晶， 使得材料的延展性能下降。 图２为４７３ Ｋ下不同应变速率下样品的应力一应 变曲线，可以看出，在塑性变形初始阶段，应变硬化使 试样应力随应变的增加急剧增加；随着变形的进行，滑 移跟动态回复的软化作用增强；应力达到最大值后，动 态回复和动态再结晶所起的软化作用开始大于加工硬 化作用；在一定的应变后可观察到稳态变形，此时硬化 与软化之间形成了动态平衡。在相同温度下，速率越 低，软化效果越明显，材料在达到峰值应力后，由于软 化作用而继续变形，其延伸率也相应提高。而应变速 率如果越高，加工硬化速率则也越快，软化越来不及进 行，达到软化阶段或稳态变形阶段越晚，因而平均应力 水平也越高。峰值应力被认为是硬化过程和软化过程 的平衡点，当负荷产生的应力在达到峰值应力前，硬化 现象更为突出，材料的变形较小。随着温度的升高，峰 值应力持续下降，最终引发材料断裂。 矗 莹 ＼ Ｈ 应变速率／％ 图２ ４７３ Ｋ不同应变速率下样品的工程应力一应变曲线 产生以上现象是因为：低温下ｈｏｐ结构的金属中孪 生对应力的敏感性要远大于滑移，其形核与长大的速度 第６期 蒋中华等：ＡＺ３１镁合金轧制板材的中温变形性能研究 高于声速。因此，随着晶界处不断集中的应力达到孪生 所需要的ＣＲＳＳ，孪生优先发生，大量孪晶在几秒钟就完 成了形核、长大过程，而滑移的激活则比较缓慢。因此， 能，而细晶粒的晶界处的应力集中明显不够。第二、细 晶粒的晶界也了孪晶的长大 卜 。所以，随着晶界 处应力集中程度的加大，孪晶很容易在大晶粒内产生。 在图３（ｄ）中，晶粒间的孔洞开始形核、长大，并逐渐聚 随着变形速率的增大，许多滑移系来不及完全启动，只 有孪生出现，从而导致软化现象不明显。当变形速率较 低时，大量非基面滑移系被激发，塑性迅速提高。 ２。２显微组织分析 合。孔洞的进一步聚集最终导致了材料的断裂。 图４为应变速率０．０１／ｓ不同温度下的微观组织。 采用ＨＴＭ对不同温度下拉伸样的微观结构演变 由图可以看出，随着温度的降低孪晶数量明显增多。 在图４（ａ）中，晶粒内部大多为平行排列的孪晶，但也 进行观察，图３（ａ）为样品在４７３ Ｋ，负载为８ ｋｇ时不 同阶段的微观结构。在变形的初始阶段（图３（ａ））， 仅有少量滑移线在晶界处，而无孪晶产生，这表明在较 小的负载下主要的变形机制不是孪生。 图３ ４７３ Ｋ在ＨＴＭ中８ ｋｇ负载的动态微观图像 （ａ）３ ｍｉｎ；（ｂ）２０ ｍｉｎ；（ｃ）６０ ｍｉｎ；（ｄ）９０ ｍｉｎ 众所周知，在密排六方结构中，基面滑移系所需要 的ＣＲＳＳ要远小于非基面系以及孪生系，而经过热轧 的板材具有很强的基面织构，且进行拉伸时应力方向 几乎平行于基面，这表明只有很小的分切应力作用在 基面滑移系上。 然而，ＡＺ３１镁合金基面滑移的ＣＲＳＳ仅为２ ＭＰａ。 所以，基面轻微的偏转就能引发基面滑移。相反，在中 温变形阶段，由于孪生所需的ＣＲＳＳ远远高于基面滑 移，在晶界处的应力集中不足以激活孪生 ６ｊ。因此， 在变形初始阶段基面滑移占据了主要地位。 随着变形的进行，滑移台阶迅速增多（图３（ｂ））。 从而在晶界处产生了阻碍，造成应力集中。随着应力 集中的积累，当达到非基面滑移的ＣＲＳＳ时候，非基面 滑移被激活，晶界处的应力释放。 从图３（ｃ）中可以看出，随着变形的继续，孪晶开始 出现，尽管孪晶的数量不多，但在大晶粒内可以明显看 到。一般来说，孪晶最先在大晶粒中产生，其原因有２ 个：第一、孪晶形核、长大的条件是需要高应力跟应变 存在不少彼此相交的孪晶。这是因为：在ｈｃｐ结构的 单晶中存在着６个｛１０—１１｝孪生面，而这六个面发生 ｛１０—１１｝压缩孪生变形的机会是均等的，此外，变形 过程中也有可能产生｛１０一ｌ３｝压缩孪晶 ］。因此，在 但个晶粒中同一种类不同类型的孪晶或不同种类的孪 晶都有可能相交，其夹角关系如表３所示。 ｍ ｍ ｍ 一一 一 ¨ ¨ Ｕ 一一 一 卜 图４应变速率０．０１／ｓ时不同温度下的微观组织 Ⅲ … （ａ）４２３ Ｋ；（ｂ）５２３ Ｋ 表３不同类型｛１０—１１｝孪晶的夹角关系 孪晶类型 取向夹角 ５６．１ ８Ｏ．３ ５２．４ 图４（ｂ）为在５２３ Ｋ下，应变速率０．０１／ｓ下拉伸 断裂后的微观组织。从图中可以清晰看出：一些大晶 粒晶界处有许多１—２ ｍ的微小形核晶粒产生（如图 中Ａ位置），整个组织晶粒大小变得不均匀。这是由 于：一些晶粒对动态再结晶（ＤＲＸ）很敏感，所以这些 晶粒很容易被动态再结晶晶粒取代。而另一些晶粒对 动态再结晶不敏感，没有发生动态再结晶的大晶粒附 近区域被许多细小的晶粒占据。造成整个组织动态再 结晶不均匀的主要原因是由于不同的晶粒动态再结晶 的速率不同。同时，在孪生区域也可以观察到有动态 再结晶晶粒产生（如图中Ｂ位置），动态再结晶晶粒的 大小可以通过孪晶的宽度来判断，动态再结晶晶粒的 形核机制跟孪生机制有着密切的联系。 事实上，在大多数镁合金中较常见动态再结晶机 制为：孪生动态再结晶和连续动态再结晶。在较高温 １００ 矿冶工程 第２８卷 度下，镁合金发生连续动态再结晶，其特征是通过亚晶 界的取向差转变成大角度晶界，接着大角度晶界迁移， 消除部分亚晶界和晶界，以此促使再结晶晶粒的形 核［】 。孪生动态再结晶是镁合金在较低温度下变形 时易发生的动态再结晶。位错在应力的作用下沿基面 ３结 论 １）随着应变速率、负载的提高以及温度的降低， ＡＺ３１镁合金轧制板材拉伸的峰值应力明显增大，而延 伸率显著降低，表现出一定的应变速率敏感性。 ２）当温度在动态再结晶温度以下时，材料的塑性 变形主要是：孪生、位错滑移（包括基面滑移和ａ＋ｃ非 基面滑移）。随着温度的提高，在变形过程中大量的 动态再结晶产生。 或非基面滑移，当滑移到孪生台阶时候产生位错塞积， 随着变形的进行，位错塞积到一定程度即内部应力达 到了启动ａ＋ｃ非基面滑移的ＣＲＳＳ时，非基面滑移在 晶界附近启动且在ａ位错和ａ＋Ｃ位错的相互作用下 动态再结晶形核开始。其次，刘楚明等人 认为不同 类型的交叉孪晶也可导致动态再结晶晶粒的形成，如 图５通过切分形成小角度晶界，初始孪晶被切割。在 晶界迁移的控制下动态再结晶晶核长大形成再结晶小 晶粒 。 （ａ） （ｂ） 图５孪生动态再结晶（ＴＤＲＸ）示意 （ａ）初级孪晶１和２相互作用形核；（ｂ）粗大的初级孪晶１被细 小的二级孪晶２细分形核 图６为镁合金轧制板材在５２３ Ｋ，￡＝０．Ｏ１／ｓ条件 下拉伸后的ＴＥＭ图像。从图中可以看出：孪晶为平行 的条状且平均宽度为４ＯＯ～６００ ｎｍ。孪晶附近存在一定 的滑移线和堆垛层错（ｓＦ）。这些滑移线终止于孪晶界 处，主要是由于基面滑移与ａ＋Ｃ非基面滑移引起的。 图６ ５２３ Ｋ。０．０１／ｓ应变速率下的ＴＥＭ图像 ３）ＡＺ３１镁合金的动态再结晶机制主要是连续动 态再结晶，但也存在少量的孪生诱发动态再结晶。 参考文献： ［１］Ｋｕｂｏｔａ Ｋ，Ｍａｖｖｕｃｈ Ｍ，Ｈｉｇａｓｈｉ Ｋ．Ｒｅｖｉｅｗ－ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ａｎｄ ｍｅｃｈａｎｉ－ ｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｆｉｎｅ—ｇｒａｉｎｅｄ ｍａｇｎｅｓｉｕｍ ａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．Ｊ Ｍａｔｅｒ Ｓｃｉ， １９９９，３４（１０）：２２５５—２２６２ ［２］刘俊伟，严红革，陈振华，等．ＡＺ３１镁合金轧轧制板材的两阶段 气胀成形研究［Ｊ］．矿冶工程，２００６，２６（５）：７２—７４． ［３］胡基贵，李落星，莫建虎，等．ＡＺ３ｌ镁合金热挤压变形过程变化 与控制［Ｊ］．矿冶工程，２００６，２６（４）：８３—８６． ［４］Ｅｌｉｅｚｅｒ Ｄ，Ａｇｈｉｏｎ Ｅ，Ｆｒｏｅｓ Ｆ Ｈ．Ｒｅｃｅｎｔ ｍａｇｎｅｓｉｕｍ ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｓ ［Ｃ］．Ｓｙｎｔｈｅｓｉｓ ｏｆ Ｌｉｇｈｔｗｅｉｇｈｔ ＭｅｔａｌｓⅢ．Ｓａｎ Ｄｉｅｇｏ ＣＡ：Ｔｈｅ Ｍｉｎ． ｅｒａｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ＆Ｍａｔｅｆｉ【ａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ．１９９９：１３９—１５３． ［５］ 陈振华，夏伟军，严红革，等．变形镁合金［Ｍ］．北京：化学工业 出版社，２００５． ［６］Ｗａｎｇ Ｙ Ｎ，Ｈｕａｎｇ Ｊ Ｃ．Ｔｈｅ ｒｏｌｅ ｏｆｔｗｉｎｎｉｎｇ ａｎｄ ｕｎｔｗｉｎｎｉｎｇ ｉｎ ｙｉｅｌｄ— ｉｎｇ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｉｎ ｈｏｔ・ｅｘｔｒｕｄｅｄ Ｍｇ—Ａ１一Ｚｎ ａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ。 ２００７，５５（３）：８９７—９０５． ［７］Ｃｈｒｉｓｔｉａｎ Ｊ Ｗ，Ｍａｈａｊａｎ Ｓ．Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｔｗｉｎｎｉｎｇ［Ｊ］．Ｐｒｏｇｒｅｓｓ ｉｎ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ，１９９５，３９（１—２）：１—１５７． ［８］ Ｂａｒｒｎｅｔｔ Ｍ Ｒ．Ｔｗｉｎｎｉｎｇ ａｎｄ ｔｈｅ ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｏｆ ｍａｇｎｅｓｉｕｍ ａｌｌｏｙｓ Ｐａｒｔ ＩＩ：Ｃｏｎｔｒａｃｔｉｏｎ ｔｗｉｎｓ［Ｊ］．Ｍａｔｅｉｒａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ 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