镁合金作为最轻的金属结构材料，具有低密度、高比强度和高比刚度、良好的生物相容性等优点，在航空航天、交通运输、生物医用等领域具有极大应用潜力。但镁合金的室温塑性较差，限制了其在工业上的广泛应用。因此，如何改善镁合金的室温塑性一直是国内外学者的研究热点之一。据文献调研，镁合金在热变形过程中的动态再结晶（DRX）能够细化晶粒以及避免微裂纹形成。在低层错能镁合金中，由于非连续动态再结晶晶粒的形核时间不同，且早期形核的动态再结晶晶粒长大，导致晶粒尺寸分布不均匀，难以获得理想的DRX组织。很多学者采用热反挤压、等通道转角挤压和多向锻造等大塑性变形加工方法来解决这一问题。其中，热反挤压过程中的金属流动均匀，能够获得细小均匀的DRX晶粒组织。但有关该过程的机理尚未进行系统研究，有必要进行深入探索。

近日，来自日本东北大学的Yunwei Gui博士等人采用电子背散射衍射（EBSD）技术研究了Mg-9.80Gd-3.78Y-1.12Sm-0.48Zr合金在热反挤压过程中不同应变对晶粒细化的影响，并讨论了热反挤压过程中的DRX机理。研究结果表明，挤压过程中，初始变形阶段形成的孪晶界增加了大角度晶界（HAGB）的数量，并为新晶粒提供了形核位置，改善了非连续动态再结晶（DDRX）过程；DDRX的发生促进了连续动态再结晶（CDRX），晶粒形成了小角度晶界（LAGB）网的特征组织；随后，在CDRX过程中亚晶粒发生旋转，从而导致LAGB转化为HAGB；由于CDRX和DDRX的共同作用，最终合金得到了具有弱织构的细晶组织。

系统研究了Mg-9.80Gd-3.78Y-1.12Sm-0.48Zr合金在挤压过程中的组织演变，结果如图1所示。在挤压的初始阶段（见图1a），合金的晶粒粗大且部分孪晶横穿过晶粒内部；随着挤压进一步进行（阶段Ⅱ），变形后的粗大晶粒轻微拉长，且沿原始晶粒及孪晶界可观察到少量细小晶粒的形成；当挤压进行到阶段Ⅲ时，细小的再结晶晶粒比例增加，原始大晶粒被细小的再结晶晶粒包围，形成了典型的项链型组织，说明发生了不完全的再结晶；随着进一步挤压到阶段Ⅳ、Ⅴ、Ⅵ，原始大晶粒逐渐被大量再结晶晶粒取代，再结晶程度在最大应变阶段（Ⅵ阶段）达到最大，几乎达到完全再结晶。

图1 Mg-9.80Gd-3.78Y-1.12Sm-0.48Zr合金在热反挤压过程中不同应变（Ⅰ-Ⅵ阶段）的IPF图

系统研究了Mg-9.80Gd-3.78Y-1.12Sm-0.48Zr合金在挤压过程中晶粒尺寸和取向差角的变化，结果如图2和图3所示。首先就晶粒尺寸而言，合金在阶段Ⅰ的晶粒尺寸（113.5±18.6 μm）明显大于原始态（70.5±5.2 μm），这是由于挤压前合金受到加热晶粒发生长大所致；随着挤压的进一步进行，变形量增大，合金的平均晶粒尺寸逐渐减小，其中阶段Ⅵ的平均晶粒尺寸可达到5.2±0.6 μm，合金晶粒得到有效细化。再者就取向差角分布而言，阶段Ⅰ的平均取向差角为20.8°，随着挤压变形量的增大，平均取向差角逐渐增加；到达阶段Ⅵ时，平均取向差角达到最大（54.4°），说明此时出现了更多具有大角度晶界的新晶粒，合金的再结晶程度较高。从阶段Ⅰ和Ⅱ的取向差角分布图可知，合金在挤压的初始阶段产生了压缩孪晶（56°）和拉伸孪晶（86°），但随着挤压进行到阶段Ⅱ，56°和86°处的两个峰消失，表明孪晶随着再结晶的发生而消失。

图2 Mg-9.80Gd-3.78Y-1.12Sm-0.48Zr合金在不同应变下的平均晶粒尺寸分布（阶段Ⅰ-Ⅵ）

图3 Mg-9.80Gd-3.78Y-1.12Sm-0.48Zr合金在不同应变下的取向差角分布（阶段Ⅰ-Ⅵ）

本文还进一步研究了Mg-9.80Gd-3.78Y-1.12Sm-0.48Zr合金在热反挤压过程中晶粒细化的机理，如图4所示。在初始应变阶段，发生孪晶变形；随着变形量增加，亚晶粒的内部产生大量LAGSs，同时亚晶粒发生旋转，从而导致LAGB的取向差角逐渐增大，最终形成HAGBs，即DRX晶粒。这些DRX晶粒逐渐取代了孪晶和母晶粒，最终合金获得了晶粒尺寸细小且均匀分布的完全动态再结晶组织。

图4 Mg-9.80Gd-3.78Y-1.12Sm-0.48Zr合金热反挤压过程的晶粒细化机理示意图

综上所述，文章研究了Mg-9.80Gd-3.78Y-1.12Sm-0.48Zr合金在热反挤压过程中不同应变对合金晶粒细化的影响和DRX机理。发现合金在热反挤压工艺过程中，会同时发生CDRX和DDRX，在两者共同作用下，最终可获得织构较弱、晶粒细小均匀的微观组织。这为提高变形镁合金的性能以及推动镁合金的工业运用奠定了基础。

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