文章编号：1004-0609(2010)09-1671-09

用热加工图研究均匀化处理对AZ80热变形行为的影响

王海珍, 张  奎, 李兴刚, 李永军, 马鸣龙, 马志新

(北京有色金属研究总院 有色金属材料制备加工国家重点实验室，北京 100088)

摘  要：在变形温度为250~400 ℃，应变速率为0.002~1 s^-1时，在Gleeble-1500D热模拟试验机上对不同状态(铸态、(410 ℃，4 h)、(410 ℃，16 h))的AZ80镁合金进行热压缩变形行为研究；根据实验结果建立热加工图，并利用热加工图分析均匀化程度对合金再结晶能力的影响。结果表明：随着均匀化程度的提高，相同条件下的峰值应力随之提高，发生动态再结晶的温度和应变速率逐渐提高；410 ℃、16 h处理合金的再结晶能力明显强于其他2种状态合金的，在(400 ℃、0.01 s^-1)时动态再结晶晶粒更加均匀、细小，晶间无条带状共晶组织；对AZ80镁合金在大变形之前进行完全均匀化处理有利于动态再结晶组织的控制，其最佳变形温度范围为380~400 ℃，变形速率范围为0.002~0.1 s^-1。

关键词：AZ80镁合金；均匀化处理；热压缩；热加工图；显微组织

中图分类号：TG 146.2　　     文献标志码：A

Effects of homogenization on hot deformation behaviors of AZ80 magnesium alloys with processing map

WANG Hai-zhen, ZHANG Kui, LI Xing-gang, LI Yong-jun, MA Ming-long, MA Zhi-xin

(State Key Laboratory for Fabrication and Processing of Nonferrous Metals,

Beijing General Research Institute for Nonferrous Metals, Beijing 100088, China)

Abstract: The hot deformation behaviors of AZ80 magnesium alloys at different states (as-cast, (410 ℃, 4 h) (410 ℃, 16 h)) in the temperature range of 250-400 ℃ and strain rate range of 0.002-1 s^-1 were investigated by hot compression test on a Gleeble-1500D simulator. Based on these data, three processing maps were developed to assist in the analysis of the influence of homogenization on the deformation properties of AZ80 alloys. The results show that, with increasing the degree of uniformity, the peak stresses are enhanced at the same temperature and strain rate, the strain rate and temperature of the dynamic recrystallization are gradually raised, and the recrystallization ability of the alloy after homogenization at 410 ℃ for 16 h is the best among three alloys; the grains of alloys are more even and more finer after deformation under the condition of 400 ℃ and 0.01 s^-1, without visible branded eutectic structure in the intergranular. Therefore, complete homogenization before large deformation for AZ80 Mg-alloys is in favor of the microstructure control of dynamic recrystallization, and the optimum ranges of deformation temperatures and rates are 380-400 ℃ and 0.002-0.1 s^-1, respectively.

Key words: AZ80 magnesium alloy; homogenization; hot compression; processing map; microstructures

镁的密度仅为铝的2/3、钢的1/4，具有较高的比强度、比刚度，良好的热传导性、震动吸收性以及易铸造、切削加工和回收等优点^[1-2]，可以成为高速机车等交通运输车体非主承力结构件的重要材料，如行李架、座椅、车窗等，以减轻车体的自身质量。研究^[3]结果表明， Mg-Al-Zn-Mn系变形镁合金具有优异的室温力学性能和焊接性能。但车用大截面挤压型材的挤压比和变形程度通常较大，往往会因挤压条件的差异而造成开裂，其关键技术在于动态再结晶组织的控制。变形过程中动态再结晶控制着变形后的组织，均匀、细小的再结晶组织是挤压型材强度和韧性的重要保证。

合金在变形前，因加热条件和坯料尺寸的限制，往往存在均匀化不充分的现象，均匀化程度的高低对合金的塑性变形和再结晶能力的影响已成为目前研究的热点。 PRASAD和RAO^[4]用热加工图研究了均匀化对铸态AZ31镁合金热变形行为的影响，结果表明均匀化处理扩大了材料的可加工区域，减少了晶间断裂。减小了流变失稳区域，提高了合金的热加工性能。YANG等^[5]研究了均匀化处理对Mg-9Gd-3Y-0.5Zr合金热变形能力和动态再结晶的影响。与铸态合金相比，T4态合金具有较高的流动应力和应变硬化速率，更复杂的变形组织和较低的动态再结晶Avrami指数，但铸态合金中共晶质点提供了除晶界之外的更多形核位置。邓子玉等^[6]结合热加工图研究了变形镁合金AZ80的高温流动行为，确定了高温变形时的最佳工艺参数，建立了AZ80的流动应力模型，提出了影响变形参数的因素。本文作者则对3种均匀化程度不同的AZ80镁合金进行热压缩试验，根据试验结果建立了基于动态材料模型的热加工图，对材料的可加工区域进行分析，并观察相应区域的显微组织随均匀化程度的变化趋势。

1  实验

本试验材料为半连铸d200 mm的AZ80商业镁合金，名义成分如表1所列。在R/2处切取等尺寸的棒材数根，一部分棒材在410 ℃下分别保温4 h(H₁态)、16 h(H₂态)，然后与其余的铸态(F态)合金一起机加工成d10 mm×15 mm的热压缩圆柱试样，在Gleeble-1500D热模拟试验机上进行等温等应变速率单向热压缩试验，试验温度为250、300、350、400 ℃，变形速率为0.002、0.01、0.1、1 s^-1，变形量为60%。试样两端添加石墨片作为润滑剂，以减少试样与压头之间的摩擦，以5 ℃/s的速度加热至变形温度，保温2 min。变形结束后立即对样品进行水淬，以保留高温变形组织。选取热加工图峰区热压缩试样沿轴向剖开，机械抛光后用10 mL乙酸+4 g苦味酸+70 mL乙醇+  10 mL水进行腐蚀，在Carl Zeiss Axiovet 2000MAT光学显微镜下观察其显微组织形貌。

表1  AZ80镁合金的成分

Table 1  Chemical composition of AZ80 Mg alloy (mass fraction, %)

2  结果与讨论

2.1  不同状态下合金的显微组织分析

图1所示为F、H₁、H₂态合金的光学显微组织，可见合金晶粒粗大。从图1(a)可以看出，F态合金组织存在大量的枝晶偏析，主要由白色α-Mg基体相和第二相组成，其中呈网状连续分布在基体和晶界上的黑色相是β-Mg₁₇Al₁₂相。经过410 ℃、4 h的均匀化处理后，β相数量大大减少，只在晶界上还有少量呈断续分布，该状态与实际生产中变形前的热处理状态接近(见图1(b))；经过410 ℃、16 h均匀化处理之后，共晶组织几乎消失，只有少部分残留在三角晶界处，大部分已经溶入到基体中(见图1(c))。

2.2  AZ80镁合金的真应力—真应变曲线

F、H₁、H₂态的合金真应力—真应变曲线如图2所示。由图2可知曲线均呈现明显的再结晶特征和一致的变化趋势：流变应力先随真应变的增加而急剧上升，随后上升速率逐渐减慢，达到峰值后逐渐下降，当变形至一定真应变后，应力值大小基本保持不变。热变形过程实质上是形变硬化和动态软化交替进行的过程，层错能较低的镁合金其动态软化的主要方式是动态再结 晶^[7]。在变形初始阶段，因塑性变形位错产生塞积并繁殖，加工硬化明显，此时并没有发生动态再结晶；随着真应变的增大，位错密度升高，原子贮能提高，再结晶的驱动力增大，有利于动态再结晶的进行，软化机制开始起作用，致使硬化速率减慢，曲线上表现出流变应力上升速率减慢；加工硬化和动态软化协调进行，当二者速率趋于平衡时曲线出现峰值；曲线越过峰值之后，动态再结晶速度加快，以软化作用为主，曲线开始下降；随着变形量的增大，变形引起的硬化和再结晶引起的软化逐渐趋于平衡，应力曲线出现稳态流变特征。当变形温度一定时，流变应力随着应变速率的增大而增大，这是因为应变速率越大，位错繁殖越快，位错密度增大，加工硬化增强，再加上时间较短动态再结晶得不到充分进行，导致流变应力增大。当应变速率一定时，流变应力随着变形温度的升高而明显降低，峰值应变也随之逐渐减小，这主要是因为温度升高，热激活作用增强，原子活性增大，促进了动态再结晶的形核能力，提高了合金的塑性变形能力^[8]；提高温度有利于合金内部位错的交滑移和攀移的发生，室温下难以开动的柱面和锥面滑移系得以开动，从而降低了合金的流变应力。

图1  AZ80镁合金铸态及均匀化组织

Fig.1  Optical microstructures of AZ80 Mg alloys: (a) F state; (b) H₁ state; (c) H₂ state

图2  AZ80镁合金不同状态下的真应力—真应变曲线

Fig.2  Curves of true stress—true strain for AZ80 Mg alloys under different conditions: (a) =0.002 s^-1; (b) =0.01 s^-1;       (c) =0.1 s^-1; (d) =1 s^-1

对比发现：3种状态下的真应力—真应变曲线呈现明显的动态再结晶特征，达到峰值之后，出现明显的软化特征，当真应变为0.6~0.8时达到稳态；但与F态合金相比，H₁、H₂态合金峰值应力较高(约高3%~25%)，软化趋势更明显。这主要是因为经过均匀化处理合金元素溶入基体中起到了很好的固溶强化作用，变形过程中溶质原子形成气团起到钉扎位错的作用，导致位错密度增加，变形抗力增大，曲线表现为峰值应力较大；而动态再结晶的驱动力一般是由变形金属的储存能提供^[6]，在变形过程中，H₁、H₂态合金位错增殖速率要大于F态合金的，再结晶的驱动力增大明显，动态再结晶能力增强，从而表现出均匀化后软化趋势更明显。而F态合金中β-Mg₁₇Al₁₂相在变形温度超过120 ℃时开始软化，界面软化相可以有效消除应力集中，当晶界滑移不能被扩散和位错充分协调时，软化相可起到辅助协调作用，因此，F态合金的加工硬化较低，其峰值应力明显低于均匀化合金的。

2.3  AZ80合金不同状态下的热加工图

材料的可加工性是指材料在塑性变形过程中不发生破坏所能达到的变形能力^[9-11]。动态材料模型是PRASADY等^[12]于1938年根据大塑性变形连续介质力学、物理系统模拟和不可逆热力学理论而建立的。材料在热加工过程中单位体积内所吸收的功率由材料发生塑性变形所消耗的能量(G)和变形过程中组织变化所消耗的能量(J)两部分组成，描述材料功率耗散特征的参数(η)被称为功率耗散效率因子(Efficiency of power dissipations)，由耗散协量(J)和材料处于理想线性耗散状态的J_max比值来决定，即：

                             (1)

式中：m为应变速率敏感性指数，。

PRASAD等^{[8, 13]}根据不可逆热力学极值原理，认为若耗散函数同应变速率满足不等式：

                                   (2)

则系统不稳定，得到大塑性流变时的材料流变连续失稳判据：

                      (3)

该失稳判据应用广泛，在流变失稳图上值为负的区域即为流变失稳区域。

功率耗散图是在一定的应变下，在—T平面上绘制的功率耗散效率η的等值图。可借助金相观察，用功率耗散效率图来分析不同区域的变形机理^[14]。

采集F、H₁、H₂态合金在4种温度和4种应变速率下，变形量为60%时的应力值。用三次样条函数插值法对lg σ和进行函数拟合，计算m值，再将对应的m值带入公式(1)计算功率耗散效率(η)。同样，

采用三次样条插值法对lg[m/(m+1)]和进行函数拟合，根据公式(3)求得，然后将η和＜0的值在应变速率对数和温度组成的二维坐标平面内绘制功率耗散效率图和流变失稳图，将二图层叠印得到该合金的热加工图中(Processing map)，结果如图3所示，图中阴影部分代表流变失稳区域。

对于低层错能材料发生动态再结晶的功率耗散效率为30%~40%^[14],发生动态回复的耗散效率为20%~30%^[8]。因为动态再结晶是由形核率控制的，而低层错能材料形核率低，则耗散能也相对较低^[14]。图3表明，3种状态的热加工图各有一个动态回复区(Ⅰ)和一个动态再结晶区(Ⅲ)，Ⅰ区功率耗散效率分别为22%、29%、26%，与Ⅲ区(36%、35%、33%)相比较低，这主要是因为在低温(＜300 ℃)条件下，变形机制以基面滑移为主，柱面滑移和锥面滑移只有少部分在有利的取向上开动^[15]，变形时易因滑移系少而在晶界附近产生大的应力集中，这种大的应力集中可加大回复动力促进孪晶形核，形成更多的亚晶，亚晶在后续的变形中协调塑性变形，但是亚晶的长大不一致，可能导致出现“项链“状的再结晶组织^[4]。当变形温度升高时，交滑移和非基面滑移的临界应力减小，应力集中程度减小，不再利于孪晶形核，但原子热激活能力增强，此时各滑移系尤其是非基面滑移系成为了释放应力集中、协调塑性变形的主导机制，而且功率耗散效率越来越大，该材料在高温低应变速率范围内发生了连续动态再结晶现象。

从图3还可以看出，功率耗散效率图的整体趋势相似，但是随着均匀化程度的增强峰区逐渐向高温高应变速率方向移动；且阴影部分的流变失稳区随着均匀化程度的增高，逐渐由矩形区域演化成S形区域，即高温可加工区域应变速率范围扩大，低温可加工区域应变速率范围缩小。这主要是因为经过均匀化处理之后，合金元素以溶质原子的形式溶入到基体中，使基体产生点阵畸变，溶质原子的浓度越大，变形时位错运动越容易受到阻碍。低温条件下变形速率较大时往往会因位错密度的增大而产生应力集中，产生微区裂纹而导致失效；高温条件下变形速率较大时因原子活性增强和贮能的提高，再结晶能力增强。

图 3  变形量为60%时AZ80镍合金的加工图(等值线值为功率耗散效率的百分数，阴影区代表流变失稳区域)

Fig.3  Processing maps of AZ80 Mg alloys with deformation of 60% (The efficiency of power dissipation in percent is marked against each contour; the flow instability regimes are delineated by hatching): (a) F state; (b) H₁ state; (c) H₂ state

3种状态的加工图失稳区域较大，可加工区域较窄，在该应变条件(=0.8)下可加工应变速率＜0.1 s^-1，说明对该合金进行大应变塑性变形难度较大，宜在较低应变速率下进行。

2.4  峰区显微组织分析

图3(a)、(b)、(c)分别是F、H₁、H₂态合金在应变量为60%时的热加工图，均有3个峰值区域(见表2)，对应的显微组织如图4、5和6所示。

峰区Ⅰ所对应3种状态下的显微组织如图4(a)、(b)和(c)所示，变形温度(＜300 ℃)较低，试样内原始晶粒均被进一步压缩、拉长，在畸变较严重的晶界周围均出现了非常细小的动态再结晶新晶粒，形成了“项链”状组织结构。但随着均匀化程度的提高，动态再结晶晶粒占据的面积逐渐增大，更加细小、均匀，并且逐渐向原始粗大晶粒内部扩展。在F态和H₁态合金条带状共晶组织附近均出现了明显的细小再结晶晶粒，进一步验证了文献[4]中共晶质点为再结晶形核提供了必要的核心。H₂态合金再结晶晶界处有少量点状析出，主要原因是温度较低利于相弥散析出。

热加工图中所对应的峰区Ⅱ的功率耗散效率均呈现逐渐降低的趋势，该峰区所对应的3种状态下的显微组织如图5(a)、(b)、(c)所示，组织之间存在明显的差异。对于F态合金，只在滑移带和原始晶界附近出现了明显细小的再结晶晶粒，而且出现了少量的晶间裂纹(见图5(a))。这可能是因为在该温度下变形时共晶组织出现了回溶，部分溶入到基体中，铝原子在晶界附近富集，位错运动受到阻碍，使得晶界处出现能量的起伏，能量较高区域出现了少量动态再结晶晶粒，而能量较低区域因变形量的增大而出现了晶间裂纹。H₁态合金在该区域再结晶明显，显微组织中主要以细小的等轴晶为主，少量被严重拉长的原始大晶粒夹在小晶粒之中，材料的不均匀性可能是造成该区域η值急剧降低的主要原因(见图5(b))。H₂态合金显微组织以细小等轴晶为主，但在再结晶晶界处析出严重，图5(c)中不连续分布的点状黑色相即为β-Mg₁₇Al₁₂相。以上分析说明无论在那种状态下，该区域不适宜对AZ80镁合金进行热加工。

图6所示为峰区Ⅲ峰值对应的显微组织，均呈现均匀的等轴晶组织，但在F态和H₁态合金的组织内存在明显的连续和半连续分布的共晶组织，且在F态合金中仍有部分原始晶粒没有发生再结晶(见图6(a))，而完全均匀化合金(H₂态)晶粒细小、均匀，第二相析出不明显，这是因为变形速率和温度提高，保温时间缩短，随着均匀化程度的提高，AZ80合金可发生动态再结晶的变形速率也逐渐提高。

通过对3种不同热处理状态热加工图峰区显微组织的对比发现，经过均匀化处理的合金再结晶能力强于未均匀化的，且均匀化程度越高组织越均匀，等轴晶晶粒越细小，第二相析出越少。所以，本研究所用

表2  AZ80合金F和H₁以及H₂态热加工图峰值区域分析

Table 2  Analyses of peak efficiency domains on processing map for AZ80 alloys at F, H₁ and H₂ states

图4  不同状态下峰区Ⅰ峰值对应的显微组织

Fig.4  Microstructures of domain Ⅰat different states: (a) F state; (b) H₁ state; (c) H₂ state

图5  不同状态下峰区Ⅱ峰值对应的显微组织

Fig.5  Microstructures of domain Ⅱ at different states: (a) F state; (b) H₁ state; (c) H₂ state

图6  不同状态下峰区Ⅲ峰值对应的显微组织

Fig.6  Microstructures of domain Ⅲ at different states: (a) F state; (b) H₁ state; (c) H₂ state

AZ80变形镁合金在进行塑性变形之前进行完全均匀化处理(410 ℃，16 h)有利于动态再结晶组织的控制，最佳变形温度范围是380~400 ℃，最佳变形速率范围是0.002~0.1 s^-1。

2.5  失稳区分析

一般认为，材料失稳是由于合金发生了绝热剪切带或局部流变失稳^[16]。绝热剪切是指材料在高应变速率下，局部产生的大量热瞬间难以被释放，使温度升高而导致材料软化失效。往往基体合金沿剪切方向(即

图7  AZ80合金在不同条件下的金相显微组织

Fig.7  Microstructures of AZ80 alloys under different conditions: (a) F state, 250 ℃, 1 s^-1; (b) H₂ state,  400 ℃, 1 s^-1

与主应力方向约成45?)发生局部大变形形成绝热剪切带(见图7)，F态合金沿绝热剪切带剪切方向紧密排列着团聚颗粒。

在低温高应变速率下，材料的失稳通常是显微裂纹、楔形裂纹和晶间裂纹引起的断裂。因为材料在较高应变速率变形时，在溶质原子周围易形成高密度位错区，近界面处的晶格发生畸变，产生应力集中，而且在界面和溶质原子周围塞积的位错没有足够的时间通过螺型位错的交滑移、刃型位错的攀移等方式进行相互抵消，致使界面处晶格发生畸变，当应力值超过合金强度时，产生晶间裂纹，造成断裂；而且在短时间内，动态回复和动态再结晶发生的时间不够充分，软化效应远远小于加工硬化的作用。 H₂态合金在250 ℃，1 s^-1变形条件下的宏观和微观形貌如图8所示。由图8可知：金相显微组织中存在大量的滑移带和少量孪晶，这是由于该温度下镁合金以基面滑移{0001}为主，非基面滑移要在300 ℃以上才能被充分激活，处于有利于取向的部分晶粒开始滑移变形，位错则通过滑移向晶界移动；而大晶粒所需要的临界切分应力要比晶界滑移所需的应力大很多，不容

图8  H₂态合金在250 ℃, 1 s^-1条件下的宏观裂纹和金相显微组织

Fig.8  Macro and micro-structures of H₂ state alloy at 250 ℃, 1 s^-1: (a) Exterior crack; (b) Optical microstructure

易产生变形，而在小晶粒滑动时产生刚性转动，随着变形量的增大，在变形难以协调时产生裂纹。

3  结论

1) AZ80镁合金不同状态下的真应力—真应变曲线表明，经过均匀化处理的合金热变形后，峰值应力较高(高3%~25%)，其软化趋势更明显；但随着均匀化程度的提高，曲线的整体趋势变化不是很明显。

2) 结合铸态、(410 ℃, 4 h)、(410 ℃, 16 h)合金在真应变为0.8时的热加工图，将相应峰区显微组织进行对比发现，(410 ℃, 16 h)合金动态再结晶能力明显强于其他状态合金的，应变速率范围扩大，峰值应变速率提高，动态再结晶晶粒更加均匀、细小。

3) 对AZ80镁合金在塑性变形之前进行完全均匀化处理(410 ℃, 16 h)有利于动态再结晶组织的控制，最佳变形温度范围为380~400 ℃，最佳变形速率范围为0.002~0.1 s^-1。 3种状态下的合金均不适宜在＞0.1 s^-1的变形条件下进行塑性变形。

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(编辑 杨 华)

基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目(2006AA03Z503)

收稿日期：2009-11-15；修订日期：2010-01-30

通信作者：李兴刚，副教授，博士；电话：010-82241163；E-mail: lxg1218@grinm.com