·810· 北京科技大学学报 第34卷 160 (a) 240r 3.08- 200 20×1 0 -250℃ 300℃ 160 80 350℃ 400℃ 80 40 40 0.2 0.40.60.81.0 0.2 0.40.6 0.81.0 应变 应变 图2AZB1镁合金热压缩真应力应变曲线.(a)应变速率为3.0s1:(b)应变速率为20s1 Fig.2 Hot compressive true stress-strain curves of AZ31 magnesium alloy:(a)strain rate of 3.0s-1:(b)strain rate of 20s-1 400 Aa) 400 (b) 动态再 380 380 结晶区 高温 失稳区 360 340 340 320 320 可加工区 26 300 300 i821 74 280 16 低温 260 一功率耗散效率/% 260 失稳区 3 0 3 In(E/s-) In(e/s-) 图3应变量为0.4时AZ31镁合金的加工图(a)及不同区域特点示意图(b) Fig.3 Processing map of AZ31 magnesium alloy (a)and character diagram of different regions (b)when the strain is 0.4 AZ31镁合金的动态再结晶区域.在该区域进行轧 因此在图5(a)中可以看到明显的一次、二次孪晶互 制变形，可获得良好的组织和力学性能 相交割在一起，原始组织中的大晶粒被孪晶分割成 很多部分，由于变形量的不断增加，一次孪晶界处发 生了部分动态再结晶，因为李生可以提供的塑性变 形能力很小，导致低温大变形速率下变形抗力很大， 容易开裂，导致失稳：400℃变形时，大应变速率引 起的热效应显著，从图5(b)中可以看到动态再结晶 晶粒明显长大，大小极不均匀，出现混晶现象.轧制 变形时，应避开这两个区域. 2.3异步轧制实验结果 020m 在动态再结晶峰区轧制，即在400℃以20%~ 图4AZ31镁合金动态再结品峰区的微观组织(400℃，3s1) Fig.4 Microstructure of AZ31 magnesium alloy compressed at a 25%的道次压下率进行异步轧制，轧4道次，应变速 strain rate of 3s and a temperature of 400C in the dynamic recrys- 率为9.8~12.1s1,退火后的微观组织如图6(a)所 tallization peak zone 示.用截线法测出的晶粒尺寸为2.3μm,抗拉强度 σ为322.7MPa,延伸率为19.6%，抗拉强度和延伸 应变速率大于15s-1时，在250~300℃低温区 率比轧前挤压板分别提高了35%和58%. 和350~400℃高温区均出现流变失稳，其微观组织 在高温失稳区轧制，即在400℃以40%~45% 如图5所示.可以看出：250℃变形时，组织中有大 的道次压下率进行异步轧制，轧2道次，应变速率为 量的孪晶出现，因为在低温大变形速率下变形时，滑 15.3~19.7s,退火后的微观组织如图6(b)所示. 移系不能及时启动，只能依靠孪生在进行塑性变形， 再结晶晶粒显著粗化北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 图 2 AZ31 镁合金热压缩真应力应变曲线． ( a) 应变速率为 3. 0 s － 1 ; ( b) 应变速率为 20 s － 1 Fig． 2 Hot compressive true stress-strain curves of AZ31 magnesium alloy: ( a) strain rate of 3. 0 s － 1 ; ( b) strain rate of 20 s － 1 图 3 应变量为 0. 4 时 AZ31 镁合金的加工图( a) 及不同区域特点示意图( b) Fig． 3 Processing map of AZ31 magnesium alloy ( a) and character diagram of different regions ( b) when the strain is 0. 4 AZ31 镁合金的动态再结晶区域． 在该区域进行轧 制变形，可获得良好的组织和力学性能． 图 4 AZ31 镁合金动态再结晶峰区的微观组织( 400 ℃，3 s － 1 ) Fig． 4 Microstructure of AZ31 magnesium alloy compressed at a strain rate of 3 s － 1 and a temperature of 400 ℃ in the dynamic recrys￾tallization peak zone 应变速率大于 15 s － 1 时，在 250 ～ 300 ℃ 低温区 和 350 ～ 400 ℃高温区均出现流变失稳，其微观组织 如图 5 所示． 可以看出: 250 ℃ 变形时，组织中有大 量的孪晶出现，因为在低温大变形速率下变形时，滑 移系不能及时启动，只能依靠孪生在进行塑性变形， 因此在图 5( a) 中可以看到明显的一次、二次孪晶互 相交割在一起，原始组织中的大晶粒被孪晶分割成 很多部分，由于变形量的不断增加，一次孪晶界处发 生了部分动态再结晶，因为孪生可以提供的塑性变 形能力很小，导致低温大变形速率下变形抗力很大， 容易开裂，导致失稳; 400 ℃ 变形时，大应变速率引 起的热效应显著，从图 5( b) 中可以看到动态再结晶 晶粒明显长大，大小极不均匀，出现混晶现象． 轧制 变形时，应避开这两个区域． 2. 3 异步轧制实验结果 在动态再结晶峰区轧制，即在 400 ℃ 以 20% ～ 25% 的道次压下率进行异步轧制，轧 4 道次，应变速 率为 9. 8 ～ 12. 1 s － 1 ，退火后的微观组织如图 6( a) 所 示． 用截线法测出的晶粒尺寸为 2. 3 μm，抗拉强度 σb为 322. 7 MPa，延伸率为 19. 6% ，抗拉强度和延伸 率比轧前挤压板分别提高了 35% 和 58% ． 在高温失稳区轧制，即在 400 ℃ 以 40% ～ 45% 的道次压下率进行异步轧制，轧 2 道次，应变速率为 15. 3 ～ 19. 7 s － 1 ，退火后的微观组织如图 6( b) 所示． 再结晶晶粒显著粗化． ·810·