１试验材料与方法
以纯度为９９．８６％（质量分数，下同）的纯Ｍｇ、９９．９６％的纯Ａｌ和９９．９％的纯Ｓｎ为原料，配制成Ｍｇ－３Ａｌ－３Ｓｎ合金，在７２０℃熔化温度下直接铸轧成４ｍｍ厚的ＡＴ３３板材。板材经过４００℃保温２ｈ中间退火后，再经过２５％、３６％、３６％、２８％和２４％的５道次轧制变形，得到了厚０．６ｍｍ的合金薄板［３］，每道次轧制后均进行３２０℃×１．５ｈ的退火处理，然后再进行下一道次轧制。高温拉伸在Ｉｎｓｔｒｏｎ５９６９型拉伸试验机上进行，最大载荷为５０ｋＮ，变形温度控制在１００～２５０℃之间，变形速率控制在１０－１～１０－４ｓ－１之间；室温拉伸力学性能在ＭＴＳ－８０９型电子万能拉伸机上进行，以５根试样平均值作为测试最终结果；显微组织观察在Ｓ－３４００、ＪＳＭ－７６１０Ｆ型扫描电镜下进行。
２试验结果分析与讨论
图１为４种变形温度和４种应变速率下ＡＴ３３合金沿着轧制方向的应力应变曲线，对应的力学性能见表１。可以看出，在不同变形温度和应变速率下，合金变形开始阶段的应力随着应变量的增加而快速增大，当到达峰值应力后，继续增加应变量会使得应力值下降。对比可知，应变速率越大则峰值应力值越大，随着变形温度的增加，峰值应力降低。从抗拉强度和伸长率的测试结果可知，在同一变形温度下，应变速率越小则抗拉强度越低，而断后伸长率会越高；在同一应变速率下，变形温度越高则抗拉强度越小，而伸长率会越大。综合而言，ＡＴ３３合金的抗拉强度和伸长率极大地受到应变速率和变形温度的影响很大，且应变速率对力学性能的影响会随着变形温度的升高而更加敏感。图２为应变速率分别为０．１ｓ－１和０．００１ｓ－１时沿着轧制方向的ＡＴ３３合金的应力－应变曲线。可以看出，在两种不同的应变速率下，５种变形温度下的应力－应变曲线的变化趋势较为一致。随着变形温度升高，ＡＴ３３合金的应力峰值逐渐降低，而到达峰值应力的应变量逐渐增大。结合表１的测试结果可知，当合金的变形温度在２００℃以上时，合金的抗拉强度的降低幅度明显增加，而伸长率的增加幅度也更加明显，尤其是当应变速率为０．００１和０．０００１时更加突出。当α取０．０１时，同时将ＡＴ３３合金对应的应变速率和峰值应力代入式（１），就可以得到应力指数ｎ；将变形温度和峰值应力代入ｌｎ［ｓｉｎｈ（ασｐ）］和１／Ｔ关系式中，就可以得到直线斜率ｆ。图３为ｌｎ［ｓｉｎｈ（ασｐ）］－ｌｎε•曲线和ｌｎ［ｓｉｎｈ（ασｐ）］－１／Ｔ曲线，可以看出，当变形温度分别为１００、１５０、２００和２５０℃时，应力指数ｎ的平均值ｎα为６．５，结合文献可知，当应力指数介于５～７之间时，材料主要以位错攀移作为其变形机制［５］，因此，可以推断ＡＴ３３合金的变形机制为位错攀移；图３ｂ中直线斜率ｆ的平均值为２．６，将其代入式（２）可以得到ＡＴ３３合金的变形激活能为１４５ｋＪ／ｍｏｌ，而镁合金的晶格扩散能为１３５ｋＪ／ｍｏｌ，因此，可以推测ＡＴ３３合金的变形机制为晶格扩散控制的位错攀移。当变形量为０．３、应变速率为０．００１ｓ－１时，在变形温度为１００℃和１５０℃的ＡＴ３３合金中出现了晶粒沿着拉伸方向变形的趋势，晶粒尺寸的不均匀性有所加剧，但是仍然没有挛晶晶粒和动态再结晶晶粒；当变形温度上升至２００℃，ＡＴ３３合金中的动态再结晶晶粒开始出现；进一步升高变形温度至２５０℃，ＡＴ３３合金中动态再结晶晶粒数量明显增多。结合图４的显微组织可知，当变形温度高于２００℃时，ＡＴ３３合金便会发生动态再结晶，这种动态再结晶行为对合金的塑性变形影响很大，这也可以解释前述的合金塑性在变形温度为２００℃以上时具有较大增幅。图６为变形量为０．３、应变速率为０．００１ｓ－１时，在变形温度为１００℃和２５０℃时的ＡＴ３３合金的低倍和高倍场发射扫描电镜组织。可以看出，当变形温度为１００℃时，ＡＴ３３合金中没有动态再结晶晶粒的存在；而当变形温度上升至２５０℃时，ＡＴ３３合金中出现了明显的动态再结晶晶粒，高倍组织中可见，这些再结晶晶粒尺寸较小，在２μｍ以下，动态再结晶晶粒的晶界呈现锯齿状。这主要是因为原始大尺寸晶粒的粗化及长大过程中会造成锯齿状晶界的扩展［７］，这些区域容易成为再结晶晶粒形核的核心。
３结论
（１）在同一变形温度下，应变速率越小则抗拉强度越低，而伸长率会越高；在同一应变速率下，变形温度越高则抗拉强度越小，而伸长率会越大。（３）当变形温度高于２００℃时，ＡＴ３３合金发生动态再结晶；动态再结晶晶粒的晶界呈现明显锯医学论文例文齿状，尺寸小于２μｍ。
作者：赵军华 张娜 单位：河南职业技术学院
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