Mg-Y及AZ31镁合金高温变形过程中微观织构的演化

杨续跃，张 雷，姜育培，朱亚坤

(1. 中南大学 材料科学与工程学院，长沙 410083；2. 中南大学 有色金属材料科学与工程教育部重点实验室，长沙 410083)

Mg-Y及AZ31镁合金高温变形过程中微观织构的演化

杨续跃1,2，张 雷1，姜育培1，朱亚坤1

(1. 中南大学 材料科学与工程学院，长沙 410083；2. 中南大学 有色金属材料科学与工程教育部重点实验室，长沙 410083)

在温度为723 K、应变速度为3×10−3s−1的条件下，对Mg-Y及AZ31镁合金挤压棒材进行单向压缩变形，利用OM、SEM和EBSD观察、分析Y对挤压棒材动态再结晶和微观织构的影响。结果表明：AZ31镁合金在真应变ε=0.2时发生明显的动态再结晶，在ε=0.5时，动态再结晶晶粒的体积分数高达80%以上；而Mg-Y合金在真应变ε=0.4时，动态再结晶体积分数尚不足10%，Y对镁合金动态再结晶有显著的阻碍作用；AZ31镁合金变形时，几乎所有晶粒的基面趋向于由变形前平行于压缩方向转至垂直于压缩方向，导致基面织构在ε=1.2时发生近90°的转动；Mg-Y合金则只有小部分晶粒发生转动，转动所形成的择优取向在动态再结晶后显著弱化，并导致取向分布更加随机；Y的添加可导致镁合金基面织构在动态再结晶后显著弱化。

镁合金；钇；高温变形；动态再结晶；微观织构

hcp结构的镁合金晶体结构对称性较低，导致晶体在不同方向的力学特性不同，在塑性变形过程中极易发生晶体取向变化，形成很强的{0001}基面织构。镁合金的各向异性容易导致各种变形缺陷，从而制约了其应用。对于大多数立方结构金属的变形织构，通过控制变形温度、速度和经热处理后，大多变形织构可以减轻或避免。但镁合金的变形织构目前还很难通过这些方法来减轻和消除[1]。

等径角挤压(ECAP)等特殊加工方法已被证实可以改善镁合金织构并提高其延展性[2−3]。在镁合金中添加陶瓷颗粒Y2O3或SiCp也可以弱化挤压后的丝织构并降低沿挤压轴向变形时的拉压不对称性[4−5]。稀土元素具有细化镁合金晶粒、改善组织、提高力学性能和耐腐蚀性的效果[6−8]。近年来有报道表明：稀土元素也具有弱化织构作用。AGNEW 等[9]的研究表明，Y可以增加Mg的晶格对称性并大大激活非基面滑移，提高镁合金的强度和延展性；MAYUMI等[10]研究Mg-Y二元合金在550-650 K的蠕变行为，发现Y具有显著提高蠕变强度的作用；COTTAM等[11]对Mg-Y合金进行挤压后发现，提高加工温度和增加Y的含量可以使晶粒的取向分布更加随机化；李敏等[12]研究 Ce对热轧AZ31镁合金的动态再结晶及织构的影响，指出Ce能加速动态再结晶和弱化基面织构。

动态再结晶是材料高温变形下的重要过程，立方金属的动态再结晶机制根据层错能的高低可分为连续和不连续两类，受变形条件的影响较小[13]。而镁合金的动态再结晶机制则随变形条件的不同而变化，中低温度下变形时发生连续再结晶，包括孪生和旋转动态再结晶；高温下的再结晶通常有明显的形核和长大过程，即所谓的不连续再结晶[14−15]。我国稀土资源丰富，若能通过添加稀土元素制备弱织构镁合金板、带和棒材无疑具有更为实用的价值。因此，研究稀土镁合金的动态再结晶，进而弱化和控制变形织构将具有重要的理论和实际意义。但目前国内还鲜见有关Y弱化镁合金织构方面的报道，动态再结晶对Mg及稀土镁合金织构演化的影响也不太清楚。

本文作者采用光学显微镜(OM)和扫描电子显微镜(SEM)的电子背散射衍射(EBSD)技术对普通镁合金(AZ31镁合金)和稀土镁合金(Mg-Y合金)挤压棒材单向压缩变形后的微观织构进行观测和分析，比较二者变形织构及其演化规律的异同。

1 实验

实验选用的AZ31镁合金的化学成分(质量分数，%)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为7%。样品为d 8 mm×12 mm的挤压棒材，其轴向与挤压方向平行。样品在733 K退火处理2 h后炉冷。

压缩实验在附有快速水淬功能的真应变速度恒定的压缩试验机上进行。样品在温度为723 K，应变速率为3×10−3s−1的条件下进行轴向压缩。当炉温升至预设温度时，将样品放入炉内静置10 min，然后进行压缩，到达一定应变后，5 s内将样品取出水淬。

将淬火样品沿压缩轴方向切成两部分，对剖面依次进行研磨、机械抛光和电解抛光，试样在6%(质量分数)苦味酸+94%甲醇溶液中浸蚀后，通过OLYMPUS光学显微镜观察样品的显微组织。利用金相定量分析系统配备的Analysis Imaging Processing软件，处理光学显微镜下的金相组织图像，得到相应的数字图像，定量分析动态再结晶晶粒的尺寸和体积分数。EBSD试样电解抛光后直接采用日立 S4500型场发射 SEM和配置的OIM Data Collection 4.5以及OIM Analysis 5.0软件对其微观织构进行观测和分析。

2 结果与讨论

2.1 高温压缩变形过程中的光学组织变化

图1所示为AZ31镁合金和Mg-Y合金在T=723 K压缩过程中的组织变化。由图 1(a)可以看到：AZ31镁合金变形至真应变 ε=0.2时就已经开始发生动态再结晶，再结晶的平均晶粒尺寸约为18 μm，体积分数达10%左右；当变形到ε=0.5时，再结晶体积分数就已达80%以上(见图1(c))；而Mg-Y合金在真应变ε=0.2时，原始晶界刚开始出现凹凸，尚没有发生动态再结晶(见图1(b))；当变形至ε=0.4时，也只有少量的动态再结晶晶粒出现在初始晶界和晶界三接点处，再结晶的体积分数不足10%(见图1(d))；在真应变ε=1.2时，动态再结晶的体积分数才达80%(见图1(f))，动态再结晶被明显延迟了，此时再结晶的平均晶粒尺寸约为 6 μm，比AZ31镁合金的再结晶晶粒尺寸小很多。

显然，Y影响镁合金的变形和动态再结晶过程。普通AZ31镁合金高温变形时易形成变形带[16]，相互交叉的变形带能够将原始晶粒有效地分割细化，加速动态再结晶过程。在Mg中加入Y后，更多的非基面滑移被激活[9,11]，晶体变形较均匀，动态再结晶的临界变形量增大，于是，Mg-Y合金的动态再结晶被延迟，再结晶晶粒在晶界上形核后向晶内缓慢扩展。同时，Mg和 Y形成的 Mg24Y5等第二相易于富集在晶界[17−18]，导致晶界迁移困难，从而使再结晶晶粒得到细化。由此可见，稀土Y的添加阻碍镁合金的动态再结晶，并细化了再结晶晶粒。

图1 AZ31镁合金和Mg-Y合金在T=723 K不同真应变量下的光学组织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 高温压缩变形过程中的微观织构演化

反极图是表示各晶粒的平行某特征外观方向的晶向在晶体学空间中分布的三维极射赤道平面投影图，可以表示RD、ND和TD这3个方向的晶粒取向。镁合金挤压棒材多数晶粒的基面平行于挤压轴向，形成很强的丝织构[1,16]。沿挤压轴向压缩时，基面滑移导致的晶粒转动通常是使基面从平行于压缩方向转至与压缩方向垂直，因此，压缩方向的反极图能更方便地表示晶粒的转动角度，利于研究微观织构的演化规律。用OIM Analysis 5.0计算并获得的AZ31镁合金在723 K压缩过程中压缩方向的反极图如图2所示。从图 2(a)可以看出：变形到真应变 ε=0.2时，试样在〈2 1 10〉和 〈10 1 0〉有两个择优取向，即{0001}面平行于压缩方向，初始挤压时形成的基面织构还没有被明显改变；变形初期，由于基面滑移系的取向因子几乎为 0，而孪生在高温时不易发生，但非基面滑移系可以启动，导致{0001}面转至与压缩方向成 45°角的最大取向因子方向。从图2(b)可以看到，变形至真应变ε=0.5时，几乎所有晶粒的{0001}面都已经转至与压缩方向成约 45°，形成一个强度峰值。随着应变量的进一步增大，晶粒因发生基面滑移而继续转动(见图2(c))，最终在真应变 ε=1.2时{0001}面转至近似垂直于压缩方向(见图2(d))。由此可见，AZ31镁合金压缩至ε=1.2时几乎所有晶粒发生了近90°的转动，{0001}面从开始平行于压缩方向转至几乎与压缩方向垂直。

图3所示为AZ31镁合金在723 K压缩变形过程中{0001}面取向强度及{0001}面与压缩方向的夹角随真应变的变化规律。由图3可以看出：各应变下都只有一个显著的{0001}面取向峰，始终表现出较强的{0001}面的择优取向；在真应变 ε=0.2时，{0001}面与压缩方向的夹角几乎为0，取向分散在小于30°的范围内；在ε=0.5时，基面与压缩方向的夹角增加至50°左右，取向强度有所降低，但分散度加大，这可能是受动态再结晶的影响；随着变形量的进一步增加，基面夹角及其取向强度都缓慢增大，在 ε=1.2时，基面夹角达到70°左右，取向强度达到3以上。立方结构金属动态再结晶后，晶体取向分布一般会被随机化[13]。由图 3还可见，AZ31镁合金的动态再结晶在真应变 ε=0.5全面发生后，随着应变的进一步增大，基面织构不仅没有消失，其强度还有所提高，表明动态再结晶对AZ31镁合金变形织构的影响较小。

图2 723 K不同真应变量下AZ31镁合金沿压缩方向的反极图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

图3 AZ31镁合金{0001}面取向强度及{0001}面与压缩方向的夹角随应变的变化Fig.3 Changes in relative intensity of {0001} plane and angle between {0001} plane and compression direction of AZ31 Mg alloy with strain

图4 所示为Mg-Y合金在723 K压缩变形过程中沿压缩方向的反极图。由图4可以看出：变形至真应变 ε=0.2 时(见图 4(a))，除在 〈2 1 10〉 和 〈10 1 0〉 之间的取向峰，还有一个靠近〈0001〉的取向峰，表明有部分晶粒的基面已发生了近 90°的转动。除此之外还有两个较弱的取向峰(见图4(a)的虚线圆圈)，这可能是非基面滑移引起的，与AZ31镁合金相比，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]；随应变量的增大(见图 4(b)~(d))，〉取向峰的强度变化不大，说明有部分晶粒的{0001}面始终平行于压缩方向，只有{}以外的晶粒在转动，导致虚线圆圈标识的取向峰在高应变下消失或减弱，并形成更接近〈0001〉的取向峰。变形至 ε=1.2时，最大取向峰在〈2〉(见图4(d))，表明动态再结晶后，Mg-Y合金多数晶粒的基面仍平行于压缩方向，没有像 AZ31镁合金那样几乎所有晶粒的基面转至与压缩方向垂直。

图4 Mg-Y合金在T=723 K不同真应变量下沿压缩方向的反极图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

图5 Mg-Y合金{0001}面取向强度及{0001}面与压缩方向的夹角随应变的变化Fig.5 Changes in relative intensity of {0001} plane and angle between {0001} plane and compression direction of Mg-Y alloy with strain

图5 所示为Mg-Y合金在723 K压缩变形过程中{0001}面取向强度及{0001}面与压缩方向的夹角随应变的变化规律。由图5可看出：与AZ31镁合金明显不同的是，在各应变下都有多个取向峰，且在基面与压缩方向的夹角为0°的附近都有一个明显的峰值，其强度随应变的变化不大，但分散度在动态再结晶后明显变大；当真应变ε=0.2时，在基面夹角为40°和70°的地方还有两个取向峰，其中 70°位置为强度最大的峰，说明Mg-Y合金在真应变ε=0.2时，有明显的基面近似垂直于压缩方向的织构；Mg-Y合金在压缩变形初期有部分晶粒的基面滑移系处于有利的取向(见图6)，基面滑移可以得到启动，同时，非基面滑移也由于Y的添加而被大大激活[9,11]。因此，{0001}面平行于压缩方向的晶粒大多没有发生转动，晶体始终保持着较低强度的{0001}面平行于压缩方向的织构。而基面滑移得到启动的晶粒基面则转至与压缩方向垂直。随着应变量的进一步增大，这些晶粒将继续发生转动，40°和 70°的取向峰向 90°方向移动，晶粒基面愈发接近于与压缩方向垂直，但其强度在 ε=0.4以后随着动态再结晶的进行不断下降，到 ε=1.2时，这两个峰已经很不明显了，整条曲线上的最大强度差只有0.6左右，取向分布很均匀，Mg-Y合金在ε=0.2时，靠近90°的织构在动态再结晶后被显著弱化。

图6 723 K时Mg-Y合金压缩至真应变ε=0.2后各晶粒基面滑移系的取向因子图Fig.6 Schimid factors of {0001}〈1〉 slip system in Mg-Y alloy compressed to true strain of 0.2 at 723 K

对于稀土镁合金变形织构弱化的现象，SENN和AGNEW[19]在 Mg-Y-Nd合金的静态再结晶中也观察到，并指出是剪切带使再结晶形核随机化从而引起随后的随机织构分布，但镁合金的剪切带通常在低温变形时产生，高温变形下不易发生[20]，从图1中也未看到大量的剪切带，动态再结晶主要从晶界和晶界三接点处形核，故该观点不能解释本实验结果。COTTAM等[11]认为是非基面滑移得到很大激活以及孪生得到抑制导致Mg-Y合金织构的弱化。CHINO等[21−22]发现添加 Ce也可引起镁合金织构弱化，也同样认为是稀土元素改变晶格结构，使其对称性增加，非面滑移得到大大激活所致。但在723 K变形时，即便是AZ31镁合金，非基面滑移也开始发挥重要作用，可是其基面织构并没有弱化。由前述实验结果可知，在动态再结晶之前(ε=0.2)，虽然非基面滑移已经得到有效启动，Mg-Y合金依然表现出较强的择优取向，织构的显著弱化主要发生在动态再结晶之后(ε=0.4以上)，可见动态再结晶对 Mg-Y合金织构的弱化具有最直接的影响。Mg-Y合金{0001}基面平行于压缩方向的织构取向只有少量弱化，表明动态再结晶的发生与晶粒的取向有很大关系，这可能是由于基面近似垂直于压缩方向的晶粒的初始取向有利于基面滑移，发生了更多的晶内变形，导致位错密度高于基面与压缩方向平行的晶粒，动态再结晶更容易形核和长大。通过EBSD分析得到的Mg-Y合金变形至真应变ε=0.2时，各晶粒{0001}〈11 2 0〉基面滑移的取向因子如图6所示。由图6可以看到深色表示的晶粒基面的取向因子很小，对应于基面始终平行于压缩方向的晶粒，基面滑移不易启动，晶粒内的位错堆积速度慢，不利于动态再结晶的形核和长大，取向变化不会太大。白色表示的晶粒则有很大的取向因子(0.45~0.50)，进一步变形时，基面滑移能够在这些晶粒中发生，从而比深色晶粒更快地累积更多的应变，动态再结晶将会优先在这些晶粒中发生。因此，Mg-Y合金动态再结晶弱化的织构主要是晶粒转动90°左右后形成的织构。

相比之下，AZ31镁合金动态再结晶后依然表现出明显的{0001}基面择优取向，动态再结晶对Mg-Y合金和AZ31镁合金变形织构的影响存在很大差异。初始织构一般对其加工组织和再结晶过程产生很大影响，Mg-Y合金挤压后形成的丝织构很弱，近似于铸态组织[11]；而挤压态AZ31镁合金则具有很强的丝织构，因此，两种合金完全不同的织构演化规律可能是因为二者具有不同的初始织构。但是，具有其它不同初始织构的AZ31镁合金在压缩过程中，晶粒的取向也趋于转至基面织构取向附近，形成与本实验类似的强基面织构[23−25]。因此，两种合金不同的织构演化规律并非由于初始织构不同，而是由于其合金成分的不同所致。由图1可知，两种合金的动态再结晶的速度完全不同，稀土元素Y的添加可能改变镁合金的动态再结晶形核和长大机制，从而使得变形织构在动态再结晶后被弱化。因此，导致Mg-Y合金动态再结晶后织构弱化的根本原因是Y对晶体性能的改变。

3 结论

1) AZ31镁合金变形至真应变ε=0.5时已全面发生动态再结晶，再结晶体积分数达80%以上；而Mg-Y合金动态再结晶体积分数在真应变 ε=0.4时尚不足10%，Y对镁合金动态再结晶有显著的阻碍作用。

2) AZ31镁合金压缩变形至真应变ε=1.2时，几乎所有的晶粒都发生近 90°的转动，基面由变形前平行于压缩方向转至与压缩方向垂直，而Mg-Y合金只有部分晶粒发生转动。

3) AZ31镁合金动态再结晶后依然保留很强的基面织构，Mg-Y合金变形初期的基面织构在动态再结晶后被显著弱化；添加Y可导致镁合金基面织构在动态再结晶后显著弱化。

REFERENCES

[1] YANG X Y, MIURA H, SAKAI T. Isochronal annealing behavior of magnesium alloy AZ31 after hot deformation[J].Materials Transactions, 2005, 46(12): 2981−2987.

[2] KOIKE J, KOBAYASHI T, MUKAI T, WATANABE H,SUZUKI M, MARUYAMA K, HIGASHI K. The activity of non-basal slip systems and dynamic recovery at room temperature in fine-grained AZ31B magnesium alloys[J]. Acta Materialia, 2003, 51(7): 2055.

[3] AGNEW S R, HORTON J A, LILLO T M. BROWN D W.Enhanced ductility in strongly textured magnesium produced by equal channel angular processing[J]. Scripta Materialia, 2004,50(3): 377−381.

[4] GARCES G, PEREZ P, ADEVA P. Effect of the extrusion texture on the mechanical behaviour of Mg-SiCpcomposites[J]. Scripta Materialia, 2005, 52(7): 615−619

[5] GARCES G, RODRIGUEZ M, PEREZ P, ADEVA P. Effect of volume fraction and particle size on the microstructure and plastic deformation of Mg-Y2O3composites[J]. Materials Science and Engineering A, 2006, 419: 357−364.

[6] NAIR K S, MITTAL M C. Rare earths in magnesium alloys[J].Materials Science Forum, 1988, 30: 89−104.

[7] 刘楚明, 葛位维, 李慧中, 陈志永, 王 荣, 高艳蕊. Er对铸态 AZ91镁合金显微组织和耐腐蚀性能的影响[J]. 中国有色金属学报, 2009, 19(5): 847−853.LIU Chu-ming, GE Wei-wei, LI Hui-zhong, CHEN Zhi-yong,WANG Rong, GAO Yan-rui. Effect of Er on microstructure and corrosion resistance o f AZ91 magnesium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2009, 19(5): 847−853.

[8] KIRYUU M, OKUMURA H, KAMADO S, KOJIMA Y,NINOMIYA R, NAKATSUGAW A. Corrosion resistance of heat resistant magnesium alloys containing heavy rare earth elements[J]. Japan Institute of Light Metal, 1996, 46(1): 39−44.

[9] AGNEW S R, YOO M H, TOME C N. Application of texture simulation to understanding mechanical behavior of Mg and solid solution alloys containing Li or Y[J]. Acta Materialia, 2001,49(20): 4277−4289.

[10] MAYUMI S, HIROYUKI S, KOUICH M, HIROSHI O. Creep deformation behavior and dislocation substructures of Mg-Y binary alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2001,319/321: 751−755.

[11] COTTAM R, ROBSONB J, LORIMER G, DAVIS B. Dynamic recrystallization of Mg and Mg-Y alloys: crystallographic texture development[J]. Materials Science and Engineering A, 2008,485(1/2): 375−382.

[12] 李再久, 金青林, 蒋业华, 周 荣. Ce对热轧AZ31镁合金动态再结晶及织构的影响[J]. 金属学报, 2009, 45(8): 924−929.LI Zai-jiu, JIN Qing-lin, JIANG Ye-hua, ZHOU Rong. Effect of Ce on the dynamic recrystallization and texture of AZ31 magnesium alloy during hot deformation[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2009, 45(8): 924−929.

[13] HUMPHREYS F J, HATHERLY M. Recrystallization and related annealing phenomena[M]. 2nd ed. Oxford: Pergamon Press, 2004: 427−441.

[14] ION S E, HUMPHREYS F J, WHITE S H. Dynamic recrystallization and the development of microstructure during the high temperature deformation of magnesium[J]. Acta Metallurgica, 1982, 30: 1909−1919.

[15] GALIYEV A, KAIBYSHEV R, GOTTSTEIN G. Correlation of plastic deformation and dynamic recrystallization in magnesium alloy ZK60[J]. Acta Materialia, 2001, 49(7): 1199−1207.

[16] YANG X Y, MIURA H, SAKAI T. Dynamic evolution of new grains in magnesium alloy AZ31 during hot deformation[J].Materials Transactions, 2003, 44(1): 197−203.

[17] ZHANG M X, KELLY P M. Morphology and crystallography of Mg24Y5precipitate in Mg-Y alloy[J]. Scripta Materialia, 2003,48(4): 379−384.

[18] 袁亲松, 赵 平, 赵 亮. Y对铸态Mg-Li合金显微组织和力学性能的影响[J]. 铸造, 2009, 58(5): 494−497.YUAN Qin-song, ZHAO Ping, ZHAO Liang. Effect of Y on as-cast microstructure and mechanical properties of Mg-Li alloy[J]. Foundry, 2009, 58(5): 494−497.

[19] SENN J W, AGNEW S R. Texture randomization during thermomechanical processing of a magnesium-yttriumneodymium alloy[C]// PEKGULERYUZ M O, MACKENZIE L W F. Proceedings of Magnesium Technology in the Global Age.Montreal, QC: Canadian Institute of Mining, Metallurgy and Petroleum, 2006: 115−130.

[20] 杨续跃, 姜育培. 镁合金热变形下形变带的形貌和晶体学特征[J]. 金属学报, 2010, 46(4): 451−457.YANG Xu-yue, JIANG Yu-pei. Morphology and crystallographic characteristics of deformation bands in Mg alloy under hot deformation[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2010, 46(4):451−457.

[21] CHINO Y, KADO M, MABUCHI M. Compressive deformation behavior at room temperature −773 K in Mg-0.2mass% (0.035at.%)Ce alloy[J]. Acta Materialia, 2008, 56(3): 387−394.

[22] CHINO Y, KADO M, MABUCHI M. Enhancement of tensile ductility and stretch formability of magnesium by addition of 0.2 wt%(0.035 at%)Ce[J]. Materials Science and Engineering A,2008, 494(1/2): 343−349.

[23] 孟 利, 杨 平, 崔凤娥, 赵祖德. 镁合金 AZ31动态再结晶行为的取向成像分析[J]. 北京科技大学学报, 2005, 27(2):187−192.MENG Li, YANG Ping, CUI Feng-e, ZHAO Zu-de. Analysis on behavior of dynamic recrystallization in magnesium alloy AZ31 by orientation mapping[J]. Journal of University of Science and Technology Beijing, 2005, 27(2): 187−192.

[24] 杨 平, 胡轶嵩, 崔凤娥. 镁合金AZ31高温形变机制的织构分析[J]. 材料研究学报, 2004,18(1): 52−59.YANG Ping, HU Yi-song, CUI Feng-e. Texture investigation on the deformation mechanisms in magnesium alloy AZ31 deformed at high temperatures[J]. Chinese Journal of Materials Research, 2004, 18(1): 52−59.

[25] YANG Xu-yue, JI Ze-sheng, MIURA H, SAKAI T. Dynamic recrystallization and texture development during hot deformation of magnesium alloy AZ31[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2009, 19: 55−60.

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

国家自然科学基金资助项目(51071182)

2010-01-28；

2010-06-08

杨续跃，教授，博士；电话：0731-88830136；E-mail: yangxuyue@mail.csu.edu.cn

(编辑 李艳红)