镁合金是迄今为止最轻的金属结构材料, 具有密度低、比强度和比刚度高、屏蔽效能佳、阻尼系数大等优异性能, 在航空航天等领域具有广阔的应用前景^[1,2]. 其中AZ80镁合金作为传统Mg-Al-Zn系变形镁合金中强度最高的合金, 综合力学性能突出, 应用也最为广泛. 然而, 具有hcp结构的AZ80镁合金室温变形仅限于基面滑移系, 极易产生变形织构, 塑性加工困难, 导致难于室温成形^[3]. 因此AZ80镁合金通常采用热或温塑性加工的方法成形制造高性能复杂结构件, 如热挤压、热锻及温轧等. 这是由于AZ80镁合金作为低层错能金属, 高温热变形过程发生动态回复(dynamic recovery, DRV)软化及动态再结晶(dynamic recrystallization, DRX)软化, 而DRX作为一种重要的动态软化机制, 可以用于消除缺陷, 重建微观组织结构, 明显改善材料塑性成形能力、控制变形镁合金组织及提高综合力学特性. 一般而言, 具有DRX变形组织的成形件往往呈现出较为优异的综合力学性能^[4]. 因此, 为了提高镁合金的塑性加工性能并发挥应用潜力, 探究获得具有DRX变形组织的热加工工艺参数范围, 有必要对AZ80镁合金在热变形中的DRX软化行为进行更深入的研究.

由于DRV软化及DRX软化的交互作用, 不同金属材料在高温热变形中所对应的主要软化机制并不相同^[5~7]. 如Mostafaei等^[5]基于流变应力曲线特征提出了一种用于表述Al-Mg合金DRV动力学方程的方法, 结果表明对于层错能较高的铝合金其主要动态软化机制是DRV; Jorge等^[6]通过研究超低碳钢的动态硬化及软化特性时, 发现在小变形时以加工硬化和DRV软化的相互竞争机制为主; 梁后权等^[7]认为当应变速率较低(<0.001 s^-1)时, TC18钛合金的软化机制以DRX为主, 应变速率较高(≥0.001 s^-1)时以DRV为主. 国内外众多学者^[8~16]也对镁合金的DRX软化行为开展了广泛研究, 如Galiyev等^[8]认为ZK60镁合金在低温、中温、高温条件下DRX形核分别通过基面滑移与孪生、Friedel-Escaig交滑移、位错攀移等方式进行, 并指出由变形温度引起的不同变形机制导致DRX软化机制的不同. 杨续跃等^[9]采用光学显微镜、电子背散射衍射(EBSD)分析技术, 结合组织定量分析技术研究了应变速率对AZ61镁合金DRX软化行为的影响. Li等^[10]通过对挤压态AZ80镁合金塑性变形行为的研究, 发现应变速率升高和变形温度降低都会导致DRX软化临界值变大, 但其对于AZ80镁合金DRX软化行为的研究, 主要是基于热压缩实验获得本构行为描述, 缺少理论上对DRX形核和晶粒长大动力学的深入分析. 栾娜等^[11]研究表明, 在300~450 ℃, 应变速率为0.01~50 s^-1高温压缩变形过程中, AZ80镁合金由于DRX软化引起热变形后晶粒平均尺寸随着Zener-Hollomon参数的增大而减小, 但忽略了低温低应变速率(200~300 ℃, 0.001 s^-1)下DRX软化的情况. 杨永顺等^[12]根据流变应力曲线确定了AZ80A镁合金的DRX软化临界条件, 给出变形温度380 ℃和应变速率0.1 s^-1的DRX体积分数模型, 但很遗憾的是其采用较少温度及应变速率获得的DRX动力学模型, 极大地限制了模型的使用范围, 并缺少金相显微组织对DRX软化行为的验证. Xu等^[13]虽构建了AZ61镁合金的DRX动力学模型, 并通过金相组织进行了一定程度的验证, 但并没有涉及到应变速率敏感性(strain rate sensitivity, SRS)指数对其DRX软化行为影响的研究.

因此, 本工作通过AZ80镁合金等温恒应变压缩实验得到一系列流变应力曲线, 基于材料的动态硬化及软化特性对DRV型流变应力曲线进行描述, 分析热变形过程的动态软化机制; 根据Poliak-Jonas准则确定DRX软化临界条件, 研究不同热变形条件对DRX软化的影响, 并构建DRX动力学模型, 进而借助SRS指数对DRX软化进行量化表征, 获得具有DRX变形组织的热加工工艺参数范围, 为合理制定AZ80镁合金热加工工艺提供依据.

1 实验方法

实验材料为AZ80镁合金挤压棒材, 主要化学成分(质量分数, %)为: Al 8.16, Zn 0.42, Mn 0.03, Si 0.01, Fe 0.005, Ni 0.001, Cu 0.001, Gd<0.01, Y<0.01, Mg余量, 沿垂直挤压方向加工成直径8 mm, 长12 mm的圆柱体试样, 试样表面经1500号砂纸打磨以消除表面缺陷.

利用Gleeble-1500D热模拟实验机进行等温恒应变压缩实验, 试样两端贴石墨钽箔片以减少摩擦对应力状态的影响, 试样侧面中部焊接热电偶用于实时监测温度的变化, 并借助闭环温控系统实现等温变形. 为了大范围深入研究动态软化行为, 设定变形温度分别为200, 250, 300, 350和400 ℃, 应变速率分别为0.001, 0.01, 0.1和1 s^-1, 变形程度(压下量)均为60% (真应变0.916). 实验时, 试样以5 ℃/s的速率加热至设定变形温度, 保温3 min以保证试样内部温度均匀; 然后以一定的应变速率进行等温压缩变形, 压缩结束后迅速水淬, 以保留合金的热变形态组织. 将变形后的试样沿平行于压缩方向线切割对半抛开, 机械抛光后取典型条件下的试样进行金相观察, 使用苦味酸+冰醋酸+乙醇的水溶液(苦味酸5.5 g, 冰醋酸5 mL, 蒸馏水10 mL+无水乙醇90 mL)对纵截面进行腐蚀, 借用DM4000M型金相显微镜(OM)观察热变形后的显微组织.

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图1   AZ80镁合金的动态回复型流变应力曲线及θ-ε曲线

Fig.1   Typical stress-strain and θ-ε curves of dynamic recovery of AZ80 magnesium alloy at strain rate 0.1 s^-1 and temperature 250 ℃ (θ—work-hardening rate, σ—true stress, ε—true strain, σ_sat—saturation stress, σ_p—peak stress, σ_c—critical stress, σ_ss—steady-state stress, σ₀—initial stress, ε_c—critical strain, ε_p—peak strain, σ_DRV—dynamic recovery (DRV) curve, σ_DRX—dynamic recrystallization (DRX) curve, Δσ—softening stress, KM model—Kocks-Mecking model)

2 AZ80镁合金动态软化行为分析

2.1 动态硬化及软化特性

AZ80镁合金在典型热变形条件下(变形温度250 ℃, 应变速率0.1 s^-1)的流变应力曲线如图1所示. 可以发现, 合金流变应力曲线呈现出典型的DRX软化特征, 即初始流变应力σ先随着应变ε的增加而增大, 达到峰值应力σ_p后逐渐下降并趋于稳定, 并非表现为流变应力σ到达峰值应力σ_p后就基本保持不变的情形, 即AZ80镁合金的动态软化机制由DRX主导而非DRV, 这在其它热变形条件中也可以得到类似的结论, 见图2. 由文献[17,18]可知, 镁合金在高温热变形过程中主要以加工硬化和DRX软化相互作用的机制为主, 本工作同样也证明了上述观点. 这是由于当应变ε很小时, 位错大量增殖, 位错密度增大, 位错间交互作用增强, 成为位错运动的阻力, 加工硬化起主要作用(图1中I对应的加工硬化区), 导致流变应力不断增加, 对应的加工硬化率 (θ=∂σ/∂ε)为正值, 但急剧减小, 流变应力曲线表现为外凸形; 当应变ε继续增大时, 位错应力场引起的畸变能积累到一定程度, 即应变ε超过DRX临界应变ε_c, 变形能成为再结晶驱动力, 导致DRX驱动力不断增大, DRX软化作用起主导地位(图1中II对应的DRX软化区), 表现为到达峰值应力σ_p (加工硬化作用与DRX软化作用平衡, θ值减小至0)后流变应力逐渐下降, 对应的θ值为负值, 最终使得流变应力曲线逐渐偏离仅有DRV软化引起的σ_DRV曲线, 即表现为σ_DRX曲线; 随着应变ε的进一步增大, DRX软化作用与加工硬化再次相平衡, θ值保持为0不变, 流变应力不再减小, 进入图1中Ⅲ对应的稳态流变区, 此时的流变应力可用σ_ss表示.

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图2   AZ80镁合金不同应变速率下的流变应力曲线

Fig.2   Flow stress-strain curves of AZ80 magnesium alloy under strain rates of 0.001 s^-1 (a), 0.01 s^-1 (b), 0.1 s^-1 (c) and 1 s^-1 (d)

不考虑DRX的影响, 以位错密度为状态变量构建KM唯象模型^[19], 即材料在变形过程中的位错增殖速度可表示如下:

dρdε=k1ρ12-k2ρ(1)

式中, ρ为位错密度; k₁为位错存储系数, 代表加工硬化行为; k₂为位错湮灭系数, 表示由于DRV而产生的软化.

采用经典的流变应力-位错密度关系^[20]:

σ=aGbρ12(2)

式中, а为材料参数, G为剪切模量, b为Burgers矢量模. 当初始条件ε=0时, ρ=ρ₀, ρ₀为初始位错密度, 对应初始应力σ₀, 于是, σ₀=аGbρ₀^1/2.

故在仅有加工硬化和DRV软化作用的条件下, σ_DRV曲线的流变应力可表示为:

σDRV=σ0exp(-k2ε2)+αGbk1k2[1-exp(-k2ε2)](3)

当ε很大, 流变应力处于图1中的Ⅲ稳态流变区, σ_DRV曲线的DRV饱和应力σ_sat可通过式(4)来表示:

σsat=αGbk1k2=kpσp(4)

其中, k_p表示σ_sat与σ_p之间的倍数. 同理可知, σ_ss, σ_c与σ_p之间也有类似的倍数关系.

综合式(3)及式(4), 基于KM唯象模型获得AZ80镁合金σ_DRV曲线中的流变应力可表示为:

σDRV=σsat-(σsat-σ0)exp(-k2ε2)(5)

式中, σ_sat的大小通过DRX软化临界应力σ_c之前的加工硬化行为确定; 具体k₂值由回归分析得出.

2.2 动态再结晶软化临界条件

为了研究不同热变形条件对DRX软化行为的影响, 确定KM唯象模型中σ_sat值的大小, 需要判定AZ80镁合金的DRX软化临界条件, 这对于控制热变形过程的组织演变也具有重要的指导意义. 通常, 仅仅从材料的流变应力曲线中无法直接反映出DRX软化行为临界条件, 需要采用加工硬化率的方法进行研究^[21,22]. 本工作采用的是Poliak-Jonas准则^[23]: 即在等温恒应变压缩下, 由于高温热变形是一个热力学不可逆的过程, 利用热力学系统的增量功平衡原理可证明材料DRX软化行为的临界条件为 ∂∂σ-∂θ∂σ=0, 也就是θ-σ曲线的拐点或者-(∂θ/∂σ)-σ曲线的最低点.

利用Poliak-Jonas准则确定合金DRX软化行为临界条件时, 必须首先确定流变应力曲线上对应各个应力应变下的斜率(加工硬化率θ). 事实上, 实际的流变应力曲线并非光滑曲线, 难以直接测定斜率. 故本工作首先对流变应力曲线(以变形温度250 ℃, 应变速率0.1 s^-1为例)中从σ₀到σ_p段的应力数据采用多项式进行非线性拟合, 然后求解出此变形阶段各应力对应的加工硬化率θ, 得到该条件下的θ-σ曲线, 求导处理并绘制-(∂θ/∂σ)-σ曲线, 如图3a和b所示. 其中, DRV饱和应力σ_sat可通过θ-σ曲线外推至θ=0处获得, 见图3a.

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图3   变形温度250 ℃和应变速率0.1 s^-1时AZ80镁合金的θ-σ及\begin{array}{c}-(\partial \theta /\partial \sigma )\end{array}-σ曲线

Fig.3   Curves of θ-σ (a) and \begin{array}{c}-(\partial \theta /\partial \sigma )\end{array}-σ (b) of AZ80 magnesium alloy at strain rate 0.1 s^-1 and temperature 250 ℃

3 动态再结晶的应变速率敏感性研究

3.1 动态再结晶临界条件的应变速率敏感性

图4是AZ80镁合金在不同热变形条件下的θ-σ及-(∂θ/∂σ)-σ曲线. 由图4a和b可知, 当应变速率一定时, 随着变形温度的降低临界应变及应力变大; 相应地, 当变形温度一定, 随着应变速率的增大临界应变及应力也变大, DRX软化临界点表现出明显的SRS倾向, 见图4c和d. 应变速率的降低和温度的升高都有利于DRX软化的发生, 这是由于AZ80镁合金在热变形过程中, 有一部分能量以晶体缺陷的形式储存, 处于一种亚稳定状态, 杨续跃等^[9]通过对AZ61镁合金应变速率敏感性的研究也得到了类似的结论. 当温度较低时, 亚稳定状态可维持一段时间而不发生明显的变化; 温度升高, 合金从亚稳定状态趋向稳态转变; 温度越高, 材料内部的驱动能越大, 位错运动更容易发生, 即发生形核、DRX的速度越快, 从而使得对应的DRX软化临界应变及应力变小. 在相同的变形温度下, 应变速率越大, 变形时间越短, 位错密度更易于塞积, 再结晶晶粒还来不及形核长大, 进而引起DRX软化临界应变及应力增大.

为了证明本工作采用Poliak-Jonas准则方法的可靠性, 考虑到σ_p在实验中最容易测量, 因此有必要将σ_ss, σ_c和σ_sat表示为σ_p的倍数进行验证, 见式(4), 其中σ_ss也可以直接从实验流变应力曲线中取得. 图5所示为AZ80镁合金σ_ss, σ_c和σ_sat与σ_p之间的关系. 通过回归分析可得: σ_ss=0.582σ_p, σ_c=0.921σ_p, σ_sat=1.180σ_p, 这与何运斌等^[24]基于Estrin-Mecking模型^[5]研究ZK60镁合金DRX动力学时求解的关系表达式系数大致相吻合.

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图4   不同热变形条件下AZ80镁合金的θ-σ曲线及-\begin{array}{c}\left(\partial \right.\theta /\partial \sigma )\end{array}-σ曲线

Fig.4   Curves of θ-σ (a, c) and -\begin{array}{c}\left(\partial \right.\theta /\partial \sigma )\end{array}-σ (b, d) of AZ80 magnesium alloy at 0.01 s^-1 and different temperatures (a, b), and different strain rates and 350 ℃ (c, d)

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图5   σ_ss, σ_c和σ_sat与σ_p的关系

Fig.5   Relationships among σ_ss, σ_c, σ_sat and σ_p

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图6   AZ80镁合金动态再结晶动力学模型参数k和n的确定

Fig.6   Determination of k and n of AZ80 magnesium alloy in dynamic recrystallization kinetics model (X_DRX—volume fraction of DRX, k—material constant, n—Avrami constant)

3.2 动态再结晶体积分数的演化

若仅仅考虑DRX软化临界条件的影响, 只能判定DRX软化起始点, 并不能准确地预测具有DRX变形组织产品的微观演化过程. 因此就需要构建合适的DRX动力学模型, 在实际生产中将热力学参数代入该模型中, 即能准确判断各种热变形条件下的DRX体积分数, 以此来制定合理的工艺参数.

本工作采用经典的Avrami型方程描述AZ80镁合金的DRX动力学模型, 即DRX体积分数X_DRX可表述为应变ε的函数^[25]:

XDRX=1-exp-kε-εcεpn(6)

式中, k是变形参数, n为Avrami常数. 由图1可知, 曲线σ_DRX偏离曲线σ_DRV的程度Δσ代表DRX的软化程度, 最大值为σ_sat-σ_ss. 故DRX体积分数又可表示为:

XDRX=Δσσsat-σss=σDRV-σDRXσsat-σss(7)

则不同应变量下的DRX体积分数可直接从流变应力曲线上得出. 为了确定AZ80镁合金的DRX动力学模型, 结合式(6)和(7), 以ln[(ε-ε_c)/ε_p]和ln[-ln(1-X_DRX)]为横纵坐标作图, 参数k和n分别由拟合曲线的截距及斜率求得, 其中k=0.136, n=1.131, 见图6, 进而确定AZ80镁合金的DRX动力学模型表达式:

XDRX=1-exp-0.136ε-εcεp1.131(8)

图7为所求AZ80镁合金在不同变形条件下的DRX体积分数演化规律. 根据图7a和b得到的DRX体积分数演化规律, 借助图8a和b对应的SRS指数分布对AZ80镁合金的DRX软化行为进行量化表征, 并通过图9b~f中的微观组织对不同热变形条件(图7中(2)~(6)及图8中(2)~(6))下的工况进行验证. 由式(8)及图7可知, 当应变达到DRX软化临界应变ε_c时才会有DRX发生, DRX演化过程呈现出典型的“S”型曲线特征, DRX体积分数随着变形温度的升高和应变速率的降低而增加, 并最终趋于稳定. 还可以看出, 在应变速率为0.001 s^-1, 变形温度为300~400 ℃的热变形条件下, DRX体积分数接近于1; 应变速率0.001 s^-1, 变形温度250 ℃及应变速率0.1~1 s^-1, 变形温度400 ℃时, 对应的DRX体积分数小于1, 即发生不完全DRX.

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图7   AZ80镁合金动态再结晶体积分数演化规律

Fig.7   X_DRX evolution of AZ80 magnesium alloy at various conditions ((2)~(6)—verify the dynamic recrystallization kinetic model, (2)—Fig.9b, (3)—Fig.9c, (4)—Fig.9d, (5)—Fig.9e, (6)—Fig.9f)
(a) strain rate 0.001 s^-1 (b) temperature 400 ℃

3.3 应变速率敏感性指数分布

研究^[26,27]发现, 不同类型的动态软化行为对应不同的SRS指数m范围. 因此有必要借助SRS指数m对AZ80合金的DRX软化行为进行量化表征, 建立m与所求DRX动力学模型的关系, 深入探究合金的DRX软化行为.

根据Prasad动态材料模型^[28,29], 在热加工过程中, 单位体积材料的瞬时吸收功率为流变应力与应变速率的乘积, 而材料能量耗散包括因塑性变形耗散的能量(G)和微观组织演化耗散的能量(J) 2部分. m可认为是2部分能量J与G的分配系数, 即:

m=dJdG=∂lnσ∂lnε˙=ε˙dσDRXσDRXdε˙=ε˙σDRXdσDRXdXDRXdXDRXdε˙(9)

根据式(7)的结果, m也可表示为:

m=ε˙σDRXσss-σsatdXDRXdε˙(10)

可以看出, m与DRX体积分数密切相关. 如图8所示, 本工作以应变量0.6及0.9为例, 首先利用最小二乘法对 lnσ-lnε˙关系进行三次多项式拟合得到其关系式, 对所求关系式利用式(9)得出m, 然后在应变速率和变形温度构成的二维图上绘制出指数m的等高线图, 即SRS指数图. 从图8a中虚线箭头所示的趋势可以看出, AZ80镁合金的SRS指数随着变形温度的升高和应变速率的降低而增大, 即变形温度较高及应变速率较低时具有更明显的SRS倾向.

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图8   应变为0.6和0.9时AZ80镁合金的SRS指数m分布

Fig.8   SRS values m at the strains of 0.6 (a) and 0.9 (b) for AZ80 magnesium alloy ((2)~(6)—verify the SRS values distribution map, (2)—Fig.9b, (3)—Fig.9c, (4)—Fig.9d, (5)—Fig.9e, (6)—Fig.9f)

根据文献[30,31]可知, 材料发生稳定变形时, m在DRV软化区基本维持一个恒定的常数值, DRX软化区比DRV软化区表现出更明显的SRS倾向, 对应的m更大. 研究人员^[8,31~35]还借助不同的实验方法探究了各种金属材料DRV软化区对应的恒定m值范围, 比如ZK60镁合金为0.16~0.22^[8], TC18钛合金为0.2左右^[31], Fe-Mn-Al轻质高强钢为0.23~0.37^[32], Ni₅₅Fe₁₉Ga₂₆合金小于0.25^[33], 镍基高温合金小于0.2^[34], AA7075铝合金为0.17~0.4^[35]. 此外, 对于镁合金而言^[36,37], 当能量耗散效率η大于(30%~35%)时也可作为DRX软化区, 且 η=2m/(m+1). 综上可知, m大于0.21区域可以认为是AZ80镁合金的DRX软化区. 图8a和b的SRS指数分布图中各有2个DRX软化区域(阴影部分): 第一个区域处于变形温度250~340 ℃, 应变速率0.001~0.013 s^-1之间; 第二个区域处于变形温度370~400 ℃, 应变速率0.001~0.013 s^-1之间. 结合图7及式(10), m大于0.21的区域及高DRX体积分数均位于低应变速率下, m越高对应的DRX体积分数越大, 表明更易得到具有DRX的变形组织. 这是由于在大应变低应变速率下变形时, 合金内部位错具有足够的时间进行攀移及滑移, 湮灭和重排更为充分, 再结晶晶粒具备充分的时间形核长大完成DRX.

3.4 动态再结晶软化的微观组织

图9为AZ80镁合金在典型热变形条件下的金相组织. 可以看出, 原始显微组织较为粗大(图9a), 热变形压缩后均为典型的DRX组织, 主要由完全DRX细小晶粒和不完全DRX大尺寸变形晶粒组成(图9b~f).

在同一应变速率下, 随着变形温度的不同, 其微观组织虽然呈现出不同的显微形貌, 但对应的SRS指数m值却变化不大. 比如, 图9b的变形条件为低温低应变速率(250 ℃, 0.001 s^-1), 多数粗大原始晶粒逐渐被细小等轴的再结晶晶粒所取代, 再结晶晶粒组成的晶带包围在大晶粒周围, 未完全再结晶的原始大晶粒晶界已发生凹凸, 其锯齿状晶界及晶界三叉节点处产生一定数量的再结晶晶粒, 对应的m=0.27, DRX体积分数小于1, 表现为明显的不完全DRX, 同时也验证了所求DRX动力学模型的可靠性. 随着变形温度的升高, 图9c的变形条件为中温低应变速率(300 ℃, 0.001 s^-1), m处于以DRX软化机制为主导的区域, m=0.30, 晶粒表现为等轴细晶状, 晶粒平均尺寸小于10 μm, 且分布较为均匀, 可知发生了完全DRX, 因而在此条件下进行热加工能得到具有优异性能的变形组织. 随着变形温度的继续升高, 如图9d所示, 在高温低应变速率(400 ℃, 0.001 s^-1)下, m虽略有下降但波动不大, 部分晶粒较为粗大. 这是由于变形温度升高引起原子扩散及晶界迁移能力增强, 位错的滑移、攀移、交滑移以及位错节点脱钉更为容易, DRX的形核率增加, 进而可以极大地激发DRX的形核长大及软化行为的发生; 同时也使得其晶界的可动性增强, 有助于合金压缩变形时晶粒之间的协调; 但是由于处于较低应变速率下, 使得再结晶晶粒拥有充足的时间互相蚕食而逐渐长大, 导致最终晶粒的粗化.

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图9   典型热变形条件下AZ80镁合金的微观组织

Fig.9   Microstructures of AZ80 magnesium alloy at different conditions
(a) initial (b) 250 ℃, 0.001 s^-1, m=0.27 (Fig.7 (2)
and Fig.8 (2))(c) 300 ℃, 0.001 s^-1, m=0.30 (Fig.7 (3) and Fig.8 (3)) (d) 400 ℃, 0.001 s^-1, m=0.26 (Fig.7 (4) and Fig.8 (4))
(e) 400 ℃, 0.1 s^-1, m=0.12 (Fig.7 (5) and Fig.8 (5)) (f) 400 ℃, 1 s^-1, m=0.04 (Fig.7 (6) and Fig.8 (6))

图9d~f为变形温度为400 ℃时不同应变速率下的显微组织. 可知, 随着应变速率的增大(0.001~1 s^-1), 平均晶粒尺寸逐渐变小, m由0.26降低至0.04, 同样也证明了合金具有明显的SRS倾向. 对比图9d, 在变形条件为高温中应变速率(400 ℃, 0.1 s^-1)下, 如图9e所示, 大部分区域已发生DRX, 所产生的等轴细晶晶粒还没来得及长大, 但存有典型的变形流线以及少量沿流线方向被拉长的原始晶粒未完成DRX, 从图7中也可以得到类似的结论. 随着应变速率的继续增大, 如图9f所示, 在高温高应变速率(400 ℃, 1 s^-1)下, 仍有部分粗大晶粒未完成DRX, 其凹凸晶界处周围产生细小晶粒, 但整体晶粒平均尺寸明显较小, 晶粒形状不规则且分布不均匀. 这是因为随着应变速率的升高, 使得单位时间内晶粒内部的位错密度和累积应变能升高, 有利于再结晶晶粒形核, 而短时间内再结晶晶粒尚未来得及充分长大, 最终导致晶粒细化. 但高应变速率下所产生的大量热量来不及散失会引起局部温升^[38], 使得合金的变形集中于这些区域, 造成最后变形显微组织的不均匀性, 内部组织流动也较为紊乱, 因而热加工时应避开此区域.

4 结论

(1) AZ80镁合金的流变应力在热变形过程中呈现出典型的动态再结晶软化特征, 其软化临界应变随应变速率的降低和变形温度的升高而变小, 并表现出明显的应变速率敏感性倾向.

(2) 利用经典的Avrami方程, 建立了AZ80合金的动态再结晶动力学模型, 动态再结晶体积分数随着应变速率的降低和变形温度的升高而增大, 其动力学曲线呈现出典型的“S”型曲线特征.

(3) 结合应变速率敏感性指数分布图分析了AZ80镁合金的动态再结晶软化特征, 结果表明: 在变形温度250~340 ℃, 应变速率0.001~0.013 s^-1之间及变形温度370~400 ℃, 应变速率0.001~0.013 s^-1之间, 动态再结晶为主要的动态软化机制.

The authors have declared that no competing interests exist.