楊續(xù)躍，張 雷，姜育培，朱亞坤

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；2. 中南大學(xué) 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083)

Mg-Y及AZ31鎂合金高溫變形過程中微觀織構(gòu)的演化

楊續(xù)躍1,2，張 雷1，姜育培1，朱亞坤1

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；2. 中南大學(xué) 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083)

在溫度為723 K、應(yīng)變速度為3×10?3s?1的條件下，對Mg-Y及AZ31鎂合金擠壓棒材進(jìn)行單向壓縮變形，利用OM、SEM和EBSD觀察、分析Y對擠壓棒材動態(tài)再結(jié)晶和微觀織構(gòu)的影響。結(jié)果表明：AZ31鎂合金在真應(yīng)變ε=0.2時發(fā)生明顯的動態(tài)再結(jié)晶，在ε=0.5時，動態(tài)再結(jié)晶晶粒的體積分?jǐn)?shù)高達(dá)80%以上；而Mg-Y合金在真應(yīng)變ε=0.4時，動態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)尚不足10%，Y對鎂合金動態(tài)再結(jié)晶有顯著的阻礙作用；AZ31鎂合金變形時，幾乎所有晶粒的基面趨向于由變形前平行于壓縮方向轉(zhuǎn)至垂直于壓縮方向，導(dǎo)致基面織構(gòu)在ε=1.2時發(fā)生近90°的轉(zhuǎn)動；Mg-Y合金則只有小部分晶粒發(fā)生轉(zhuǎn)動，轉(zhuǎn)動所形成的擇優(yōu)取向在動態(tài)再結(jié)晶后顯著弱化，并導(dǎo)致取向分布更加隨機(jī)；Y的添加可導(dǎo)致鎂合金基面織構(gòu)在動態(tài)再結(jié)晶后顯著弱化。

鎂合金；釔；高溫變形；動態(tài)再結(jié)晶；微觀織構(gòu)

hcp結(jié)構(gòu)的鎂合金晶體結(jié)構(gòu)對稱性較低，導(dǎo)致晶體在不同方向的力學(xué)特性不同，在塑性變形過程中極易發(fā)生晶體取向變化，形成很強(qiáng)的{0001}基面織構(gòu)。鎂合金的各向異性容易導(dǎo)致各種變形缺陷，從而制約了其應(yīng)用。對于大多數(shù)立方結(jié)構(gòu)金屬的變形織構(gòu)，通過控制變形溫度、速度和經(jīng)熱處理后，大多變形織構(gòu)可以減輕或避免。但鎂合金的變形織構(gòu)目前還很難通過這些方法來減輕和消除[1]。

等徑角擠壓(ECAP)等特殊加工方法已被證實(shí)可以改善鎂合金織構(gòu)并提高其延展性[2?3]。在鎂合金中添加陶瓷顆粒Y2O3或SiCp也可以弱化擠壓后的絲織構(gòu)并降低沿擠壓軸向變形時的拉壓不對稱性[4?5]。稀土元素具有細(xì)化鎂合金晶粒、改善組織、提高力學(xué)性能和耐腐蝕性的效果[6?8]。近年來有報道表明：稀土元素也具有弱化織構(gòu)作用。AGNEW 等[9]的研究表明，Y可以增加Mg的晶格對稱性并大大激活非基面滑移，提高鎂合金的強(qiáng)度和延展性；MAYUMI等[10]研究Mg-Y二元合金在550-650 K的蠕變行為，發(fā)現(xiàn)Y具有顯著提高蠕變強(qiáng)度的作用；COTTAM等[11]對Mg-Y合金進(jìn)行擠壓后發(fā)現(xiàn)，提高加工溫度和增加Y的含量可以使晶粒的取向分布更加隨機(jī)化；李敏等[12]研究 Ce對熱軋AZ31鎂合金的動態(tài)再結(jié)晶及織構(gòu)的影響，指出Ce能加速動態(tài)再結(jié)晶和弱化基面織構(gòu)。

動態(tài)再結(jié)晶是材料高溫變形下的重要過程，立方金屬的動態(tài)再結(jié)晶機(jī)制根據(jù)層錯能的高低可分為連續(xù)和不連續(xù)兩類，受變形條件的影響較小[13]。而鎂合金的動態(tài)再結(jié)晶機(jī)制則隨變形條件的不同而變化，中低溫度下變形時發(fā)生連續(xù)再結(jié)晶，包括孿生和旋轉(zhuǎn)動態(tài)再結(jié)晶；高溫下的再結(jié)晶通常有明顯的形核和長大過程，即所謂的不連續(xù)再結(jié)晶[14?15]。我國稀土資源豐富，若能通過添加稀土元素制備弱織構(gòu)鎂合金板、帶和棒材無疑具有更為實(shí)用的價值。因此，研究稀土鎂合金的動態(tài)再結(jié)晶，進(jìn)而弱化和控制變形織構(gòu)將具有重要的理論和實(shí)際意義。但目前國內(nèi)還鮮見有關(guān)Y弱化鎂合金織構(gòu)方面的報道，動態(tài)再結(jié)晶對Mg及稀土鎂合金織構(gòu)演化的影響也不太清楚。

本文作者采用光學(xué)顯微鏡(OM)和掃描電子顯微鏡(SEM)的電子背散射衍射(EBSD)技術(shù)對普通鎂合金(AZ31鎂合金)和稀土鎂合金(Mg-Y合金)擠壓棒材單向壓縮變形后的微觀織構(gòu)進(jìn)行觀測和分析，比較二者變形織構(gòu)及其演化規(guī)律的異同。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)選用的AZ31鎂合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)如下：Al 2.68、Zn 0.75、Mn 0.68、Cu 0.001、Si 0.03、Fe 0.003、Mg 余量。Mg-Y二元合金中Y為7%。樣品為d 8 mm×12 mm的擠壓棒材，其軸向與擠壓方向平行。樣品在733 K退火處理2 h后爐冷。

壓縮實(shí)驗(yàn)在附有快速水淬功能的真應(yīng)變速度恒定的壓縮試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。樣品在溫度為723 K，應(yīng)變速率為3×10?3s?1的條件下進(jìn)行軸向壓縮。當(dāng)爐溫升至預(yù)設(shè)溫度時，將樣品放入爐內(nèi)靜置10 min，然后進(jìn)行壓縮，到達(dá)一定應(yīng)變后，5 s內(nèi)將樣品取出水淬。

將淬火樣品沿壓縮軸方向切成兩部分，對剖面依次進(jìn)行研磨、機(jī)械拋光和電解拋光，試樣在6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))苦味酸+94%甲醇溶液中浸蝕后，通過OLYMPUS光學(xué)顯微鏡觀察樣品的顯微組織。利用金相定量分析系統(tǒng)配備的Analysis Imaging Processing軟件，處理光學(xué)顯微鏡下的金相組織圖像，得到相應(yīng)的數(shù)字圖像，定量分析動態(tài)再結(jié)晶晶粒的尺寸和體積分?jǐn)?shù)。EBSD試樣電解拋光后直接采用日立 S4500型場發(fā)射 SEM和配置的OIM Data Collection 4.5以及OIM Analysis 5.0軟件對其微觀織構(gòu)進(jìn)行觀測和分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 高溫壓縮變形過程中的光學(xué)組織變化

圖1所示為AZ31鎂合金和Mg-Y合金在T=723 K壓縮過程中的組織變化。由圖 1(a)可以看到：AZ31鎂合金變形至真應(yīng)變 ε=0.2時就已經(jīng)開始發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，再結(jié)晶的平均晶粒尺寸約為18 μm，體積分?jǐn)?shù)達(dá)10%左右；當(dāng)變形到ε=0.5時，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)就已達(dá)80%以上(見圖1(c))；而Mg-Y合金在真應(yīng)變ε=0.2時，原始晶界剛開始出現(xiàn)凹凸，尚沒有發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶(見圖1(b))；當(dāng)變形至ε=0.4時，也只有少量的動態(tài)再結(jié)晶晶粒出現(xiàn)在初始晶界和晶界三接點(diǎn)處，再結(jié)晶的體積分?jǐn)?shù)不足10%(見圖1(d))；在真應(yīng)變ε=1.2時，動態(tài)再結(jié)晶的體積分?jǐn)?shù)才達(dá)80%(見圖1(f))，動態(tài)再結(jié)晶被明顯延遲了，此時再結(jié)晶的平均晶粒尺寸約為 6 μm，比AZ31鎂合金的再結(jié)晶晶粒尺寸小很多。

顯然，Y影響鎂合金的變形和動態(tài)再結(jié)晶過程。普通AZ31鎂合金高溫變形時易形成變形帶[16]，相互交叉的變形帶能夠?qū)⒃季ЯＳ行У胤指罴?xì)化，加速動態(tài)再結(jié)晶過程。在Mg中加入Y后，更多的非基面滑移被激活[9,11]，晶體變形較均勻，動態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量增大，于是，Mg-Y合金的動態(tài)再結(jié)晶被延遲，再結(jié)晶晶粒在晶界上形核后向晶內(nèi)緩慢擴(kuò)展。同時，Mg和 Y形成的 Mg24Y5等第二相易于富集在晶界[17?18]，導(dǎo)致晶界遷移困難，從而使再結(jié)晶晶粒得到細(xì)化。由此可見，稀土Y的添加阻礙鎂合金的動態(tài)再結(jié)晶，并細(xì)化了再結(jié)晶晶粒。

圖1 AZ31鎂合金和Mg-Y合金在T=723 K不同真應(yīng)變量下的光學(xué)組織Fig.1 Optical microstructures of alloys compressed at 723 K and 3×10?3 s?1 under different true strains: (a) AZ31 Mg alloy, ε=0.2;(b) Mg-Y alloy, ε=0.2; (c) AZ31 Mg alloy, ε=0.5; (d) Mg-Y alloy, ε=0.4; (e) AZ31 Mg alloy, ε=1.2; (f) Mg-Y alloy, ε=1.2

2.2 高溫壓縮變形過程中的微觀織構(gòu)演化

反極圖是表示各晶粒的平行某特征外觀方向的晶向在晶體學(xué)空間中分布的三維極射赤道平面投影圖，可以表示RD、ND和TD這3個方向的晶粒取向。鎂合金擠壓棒材多數(shù)晶粒的基面平行于擠壓軸向，形成很強(qiáng)的絲織構(gòu)[1,16]。沿擠壓軸向壓縮時，基面滑移導(dǎo)致的晶粒轉(zhuǎn)動通常是使基面從平行于壓縮方向轉(zhuǎn)至與壓縮方向垂直，因此，壓縮方向的反極圖能更方便地表示晶粒的轉(zhuǎn)動角度，利于研究微觀織構(gòu)的演化規(guī)律。用OIM Analysis 5.0計算并獲得的AZ31鎂合金在723 K壓縮過程中壓縮方向的反極圖如圖2所示。從圖 2(a)可以看出：變形到真應(yīng)變 ε=0.2時，試樣在?2 1 10?和 ?10 1 0?有兩個擇優(yōu)取向，即{0001}面平行于壓縮方向，初始擠壓時形成的基面織構(gòu)還沒有被明顯改變；變形初期，由于基面滑移系的取向因子幾乎為 0，而孿生在高溫時不易發(fā)生，但非基面滑移系可以啟動，導(dǎo)致{0001}面轉(zhuǎn)至與壓縮方向成 45°角的最大取向因子方向。從圖2(b)可以看到，變形至真應(yīng)變ε=0.5時，幾乎所有晶粒的{0001}面都已經(jīng)轉(zhuǎn)至與壓縮方向成約 45°，形成一個強(qiáng)度峰值。隨著應(yīng)變量的進(jìn)一步增大，晶粒因發(fā)生基面滑移而繼續(xù)轉(zhuǎn)動(見圖2(c))，最終在真應(yīng)變 ε=1.2時{0001}面轉(zhuǎn)至近似垂直于壓縮方向(見圖2(d))。由此可見，AZ31鎂合金壓縮至ε=1.2時幾乎所有晶粒發(fā)生了近90°的轉(zhuǎn)動，{0001}面從開始平行于壓縮方向轉(zhuǎn)至幾乎與壓縮方向垂直。

圖3所示為AZ31鎂合金在723 K壓縮變形過程中{0001}面取向強(qiáng)度及{0001}面與壓縮方向的夾角隨真應(yīng)變的變化規(guī)律。由圖3可以看出：各應(yīng)變下都只有一個顯著的{0001}面取向峰，始終表現(xiàn)出較強(qiáng)的{0001}面的擇優(yōu)取向；在真應(yīng)變 ε=0.2時，{0001}面與壓縮方向的夾角幾乎為0，取向分散在小于30°的范圍內(nèi)；在ε=0.5時，基面與壓縮方向的夾角增加至50°左右，取向強(qiáng)度有所降低，但分散度加大，這可能是受動態(tài)再結(jié)晶的影響；隨著變形量的進(jìn)一步增加，基面夾角及其取向強(qiáng)度都緩慢增大，在 ε=1.2時，基面夾角達(dá)到70°左右，取向強(qiáng)度達(dá)到3以上。立方結(jié)構(gòu)金屬動態(tài)再結(jié)晶后，晶體取向分布一般會被隨機(jī)化[13]。由圖 3還可見，AZ31鎂合金的動態(tài)再結(jié)晶在真應(yīng)變 ε=0.5全面發(fā)生后，隨著應(yīng)變的進(jìn)一步增大，基面織構(gòu)不僅沒有消失，其強(qiáng)度還有所提高，表明動態(tài)再結(jié)晶對AZ31鎂合金變形織構(gòu)的影響較小。

圖2 723 K不同真應(yīng)變量下AZ31鎂合金沿壓縮方向的反極圖Fig.2 Inverse pole figures from compression direction of local texture of AZ31 Mg alloy compressed at different true strains and T=723 K: (a) ε=0.2; (b) ε=0.5; (c) ε=0.8; (d) ε=1.2

圖3 AZ31鎂合金{0001}面取向強(qiáng)度及{0001}面與壓縮方向的夾角隨應(yīng)變的變化Fig.3 Changes in relative intensity of {0001} plane and angle between {0001} plane and compression direction of AZ31 Mg alloy with strain

圖4 所示為Mg-Y合金在723 K壓縮變形過程中沿壓縮方向的反極圖。由圖4可以看出：變形至真應(yīng)變 ε=0.2 時(見圖 4(a))，除在 ?2 1 10? 和 ?10 1 0? 之間的取向峰，還有一個靠近?0001?的取向峰，表明有部分晶粒的基面已發(fā)生了近 90°的轉(zhuǎn)動。除此之外還有兩個較弱的取向峰(見圖4(a)的虛線圓圈)，這可能是非基面滑移引起的，與AZ31鎂合金相比，Mg-Y合金的非基面滑移因稀土Y的作用而得到更多的激活[9,11]；隨應(yīng)變量的增大(見圖 4(b)~(d))，?取向峰的強(qiáng)度變化不大，說明有部分晶粒的{0001}面始終平行于壓縮方向，只有{}以外的晶粒在轉(zhuǎn)動，導(dǎo)致虛線圓圈標(biāo)識的取向峰在高應(yīng)變下消失或減弱，并形成更接近?0001?的取向峰。變形至 ε=1.2時，最大取向峰在?2?(見圖4(d))，表明動態(tài)再結(jié)晶后，Mg-Y合金多數(shù)晶粒的基面仍平行于壓縮方向，沒有像 AZ31鎂合金那樣幾乎所有晶粒的基面轉(zhuǎn)至與壓縮方向垂直。

圖4 Mg-Y合金在T=723 K不同真應(yīng)變量下沿壓縮方向的反極圖Fig.4 Inverse pole figures from compression direction of local texture of Mg-Y alloy compressed at different true strains and T=723 K: (a) 0.2; (b) 0.4; (c) 1.0; (d) 1.2

圖5 Mg-Y合金{0001}面取向強(qiáng)度及{0001}面與壓縮方向的夾角隨應(yīng)變的變化Fig.5 Changes in relative intensity of {0001} plane and angle between {0001} plane and compression direction of Mg-Y alloy with strain

圖5 所示為Mg-Y合金在723 K壓縮變形過程中{0001}面取向強(qiáng)度及{0001}面與壓縮方向的夾角隨應(yīng)變的變化規(guī)律。由圖5可看出：與AZ31鎂合金明顯不同的是，在各應(yīng)變下都有多個取向峰，且在基面與壓縮方向的夾角為0°的附近都有一個明顯的峰值，其強(qiáng)度隨應(yīng)變的變化不大，但分散度在動態(tài)再結(jié)晶后明顯變大；當(dāng)真應(yīng)變ε=0.2時，在基面夾角為40°和70°的地方還有兩個取向峰，其中 70°位置為強(qiáng)度最大的峰，說明Mg-Y合金在真應(yīng)變ε=0.2時，有明顯的基面近似垂直于壓縮方向的織構(gòu)；Mg-Y合金在壓縮變形初期有部分晶粒的基面滑移系處于有利的取向(見圖6)，基面滑移可以得到啟動，同時，非基面滑移也由于Y的添加而被大大激活[9,11]。因此，{0001}面平行于壓縮方向的晶粒大多沒有發(fā)生轉(zhuǎn)動，晶體始終保持著較低強(qiáng)度的{0001}面平行于壓縮方向的織構(gòu)。而基面滑移得到啟動的晶?；鎰t轉(zhuǎn)至與壓縮方向垂直。隨著應(yīng)變量的進(jìn)一步增大，這些晶粒將繼續(xù)發(fā)生轉(zhuǎn)動，40°和 70°的取向峰向 90°方向移動，晶?；嬗l(fā)接近于與壓縮方向垂直，但其強(qiáng)度在 ε=0.4以后隨著動態(tài)再結(jié)晶的進(jìn)行不斷下降，到 ε=1.2時，這兩個峰已經(jīng)很不明顯了，整條曲線上的最大強(qiáng)度差只有0.6左右，取向分布很均勻，Mg-Y合金在ε=0.2時，靠近90°的織構(gòu)在動態(tài)再結(jié)晶后被顯著弱化。

圖6 723 K時Mg-Y合金壓縮至真應(yīng)變ε=0.2后各晶粒基面滑移系的取向因子圖Fig.6 Schimid factors of {0001}?1? slip system in Mg-Y alloy compressed to true strain of 0.2 at 723 K

對于稀土鎂合金變形織構(gòu)弱化的現(xiàn)象，SENN和AGNEW[19]在 Mg-Y-Nd合金的靜態(tài)再結(jié)晶中也觀察到，并指出是剪切帶使再結(jié)晶形核隨機(jī)化從而引起隨后的隨機(jī)織構(gòu)分布，但鎂合金的剪切帶通常在低溫變形時產(chǎn)生，高溫變形下不易發(fā)生[20]，從圖1中也未看到大量的剪切帶，動態(tài)再結(jié)晶主要從晶界和晶界三接點(diǎn)處形核，故該觀點(diǎn)不能解釋本實(shí)驗(yàn)結(jié)果。COTTAM等[11]認(rèn)為是非基面滑移得到很大激活以及孿生得到抑制導(dǎo)致Mg-Y合金織構(gòu)的弱化。CHINO等[21?22]發(fā)現(xiàn)添加 Ce也可引起鎂合金織構(gòu)弱化，也同樣認(rèn)為是稀土元素改變晶格結(jié)構(gòu)，使其對稱性增加，非面滑移得到大大激活所致。但在723 K變形時，即便是AZ31鎂合金，非基面滑移也開始發(fā)揮重要作用，可是其基面織構(gòu)并沒有弱化。由前述實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知，在動態(tài)再結(jié)晶之前(ε=0.2)，雖然非基面滑移已經(jīng)得到有效啟動，Mg-Y合金依然表現(xiàn)出較強(qiáng)的擇優(yōu)取向，織構(gòu)的顯著弱化主要發(fā)生在動態(tài)再結(jié)晶之后(ε=0.4以上)，可見動態(tài)再結(jié)晶對 Mg-Y合金織構(gòu)的弱化具有最直接的影響。Mg-Y合金{0001}基面平行于壓縮方向的織構(gòu)取向只有少量弱化，表明動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生與晶粒的取向有很大關(guān)系，這可能是由于基面近似垂直于壓縮方向的晶粒的初始取向有利于基面滑移，發(fā)生了更多的晶內(nèi)變形，導(dǎo)致位錯密度高于基面與壓縮方向平行的晶粒，動態(tài)再結(jié)晶更容易形核和長大。通過EBSD分析得到的Mg-Y合金變形至真應(yīng)變ε=0.2時，各晶粒{0001}?11 2 0?基面滑移的取向因子如圖6所示。由圖6可以看到深色表示的晶?；娴娜∠蛞蜃雍苄?，對應(yīng)于基面始終平行于壓縮方向的晶粒，基面滑移不易啟動，晶粒內(nèi)的位錯堆積速度慢，不利于動態(tài)再結(jié)晶的形核和長大，取向變化不會太大。白色表示的晶粒則有很大的取向因子(0.45~0.50)，進(jìn)一步變形時，基面滑移能夠在這些晶粒中發(fā)生，從而比深色晶粒更快地累積更多的應(yīng)變，動態(tài)再結(jié)晶將會優(yōu)先在這些晶粒中發(fā)生。因此，Mg-Y合金動態(tài)再結(jié)晶弱化的織構(gòu)主要是晶粒轉(zhuǎn)動90°左右后形成的織構(gòu)。

相比之下，AZ31鎂合金動態(tài)再結(jié)晶后依然表現(xiàn)出明顯的{0001}基面擇優(yōu)取向，動態(tài)再結(jié)晶對Mg-Y合金和AZ31鎂合金變形織構(gòu)的影響存在很大差異。初始織構(gòu)一般對其加工組織和再結(jié)晶過程產(chǎn)生很大影響，Mg-Y合金擠壓后形成的絲織構(gòu)很弱，近似于鑄態(tài)組織[11]；而擠壓態(tài)AZ31鎂合金則具有很強(qiáng)的絲織構(gòu)，因此，兩種合金完全不同的織構(gòu)演化規(guī)律可能是因?yàn)槎呔哂胁煌某跏伎棙?gòu)。但是，具有其它不同初始織構(gòu)的AZ31鎂合金在壓縮過程中，晶粒的取向也趨于轉(zhuǎn)至基面織構(gòu)取向附近，形成與本實(shí)驗(yàn)類似的強(qiáng)基面織構(gòu)[23?25]。因此，兩種合金不同的織構(gòu)演化規(guī)律并非由于初始織構(gòu)不同，而是由于其合金成分的不同所致。由圖1可知，兩種合金的動態(tài)再結(jié)晶的速度完全不同，稀土元素Y的添加可能改變鎂合金的動態(tài)再結(jié)晶形核和長大機(jī)制，從而使得變形織構(gòu)在動態(tài)再結(jié)晶后被弱化。因此，導(dǎo)致Mg-Y合金動態(tài)再結(jié)晶后織構(gòu)弱化的根本原因是Y對晶體性能的改變。

3 結(jié)論

1) AZ31鎂合金變形至真應(yīng)變ε=0.5時已全面發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)達(dá)80%以上；而Mg-Y合金動態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)在真應(yīng)變 ε=0.4時尚不足10%，Y對鎂合金動態(tài)再結(jié)晶有顯著的阻礙作用。

2) AZ31鎂合金壓縮變形至真應(yīng)變ε=1.2時，幾乎所有的晶粒都發(fā)生近 90°的轉(zhuǎn)動，基面由變形前平行于壓縮方向轉(zhuǎn)至與壓縮方向垂直，而Mg-Y合金只有部分晶粒發(fā)生轉(zhuǎn)動。

3) AZ31鎂合金動態(tài)再結(jié)晶后依然保留很強(qiáng)的基面織構(gòu)，Mg-Y合金變形初期的基面織構(gòu)在動態(tài)再結(jié)晶后被顯著弱化；添加Y可導(dǎo)致鎂合金基面織構(gòu)在動態(tài)再結(jié)晶后顯著弱化。

REFERENCES

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Microtexture evolution in Mg-Y and AZ31 Mg alloy during hot deformation

YANG Xu-yue1,2, ZHANG Lei1, JIANG Yu-pei1, ZHU Ya-kun1
(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;2. Key Laboratory of Nonferrous Metal Materials Science and Engineering, Ministry of Education,Central South University, Changsha 410083, China)

The effects of Y on the dynamic recrystallization (DRX) and microtexture evolution of hot deformed Mg alloy were studied by optical, SEM and EBSD microscopy. For this purpose, AZ31 and Mg-Y alloy bars were compressed at strain rate of 3×10?3s?1and at temperature of 723 K. The results show that DRX frequently takes place in AZ31 Mg alloy just after being compressed to strained ε=0.2 and the volume fraction of DRX grains is more than 80% after further being compressed to strained 0.5. Whereas alloying by Y retarded DRX, the fraction of DRX in Mg-Y alloy is less than 10%even at the strain of 0.4. In AZ31 Mg alloy, the alignment of the basal planes initially parallel to the compression direction is rotated gradually by compression and approaches perpendicular to the compression direction in high strain and the basal texture is rotated by about 90o at the strain of 1.2. But in Mg-Y alloy, only a few grains rotate to be perpendicular to the compression direction with increasing strain. The basal texture caused by the rotated grains is significantly weakened and the orientation distribution becomes more random after DRX. The basal texture of Mg alloy can be significantly weakened after DRX by the addition of Y.

magnesium alloy; yttrium; hot deformation; dynamic recrystallization; microtexture

TG 146.2

A

1004-0609(2011)02-0269-07

國家自然科學(xué)基金資助項目(51071182)

2010-01-28；

2010-06-08

楊續(xù)躍，教授，博士；電話：0731-88830136；E-mail: yangxuyue@mail.csu.edu.cn

(編輯 李艷紅)