镁及镁合金具有储量丰富、密度小、比强度及比刚度高等优点，近年来作为结构件在汽车、航空航天、3C及国防军工等国民经济领域得到了极其广泛的应用，并且具有良好的应用前景^[1-4]。但其绝对强度低、塑韧性差等缺陷严重限制了镁合金的进一步应用^[5]。研究表明，与传统粗晶镁合金相比超细晶镁合金具有很多突出的性能优势，例如超高的强度、硬度和良好的高温力学性能等^[6-8]。高能球磨粉末冶金技术被认为是制备超细晶材料，甚至是纳米晶高强材料的有效手段^[9-13]。Lai等^[14]采用高能球磨粉末冶金工艺制备超细晶Mg-Al-Ti合金时发现，平均晶粒尺寸为120 nm合金的屈服强度为284 MPa，伸长率为8.4%。Kawamura等^[15]采用快速凝固加热挤压工艺制备的超细晶Mg₉₇Y₂Zn_l合金，屈服强度最高达到610 MPa，伸长率为5%。对超细晶镁合金进行深入系统的研究，有助于解决现阶段镁合金应用的瓶颈问题，并为开发应用新型高性能的镁合金产品提供理论指导。本工作采用高能球磨+冷压制坯+温挤压工艺制备超细晶Mg-3Al-Zn合金，重点研究了球磨时间对粉末组织结构和形貌的变化的影响，并探讨了球磨时间对块体超细晶材料组织与力学性能的影响规律，同时揭示了合金的微观组织结构与宏观力学性能的关系。

1 实验材料与方法

实验包括纳米晶Mg-3Al-Zn镁合金粉末的制备、粉末的冷压制坯及预制坯料的包套挤压等过程。球磨材料为质量比96:3:1的Mg, Al, Zn(纯度≥99.6%)3种雾化粉末，由东北轻合金采购，每次称取总质量为20 g，球磨参数如表 1所示。为了防止镁合金粉末在球磨过程中的氧化，球磨在氩气保护下进行，并且粉末的取放和保存都在氩气保护的手套箱中进行。

冷压制坯和包套挤压过程：首先称取质量为40 g的球磨不同时间的镁合金粉末装入已设计加工好的铝制包套中，将包套置于LHT1-0002(96074900)型真空热压烧结炉中进行冷压预制坯。选择的实验温度为室温，真空度≤10^-2Pa，预设致密度为70%~80%。将不同球磨时间的冷压预制坯在315吨压力机上进行温挤压实验，挤压实验参数选择如下：挤压温度200 ℃，挤压比6.25，挤压速率20 mm/s，采用油基石墨润滑。

XRD分析采用铜转靶RigakuD/max-rBX型X射线衍射仪，扫描速率为8 (°)/min，加速电压为50 kV。采用MDI.jade5.0软件计算不同球磨时间合金的平均晶粒尺寸和微观内应变。球磨前后镁合金粉末的形貌观察在S-570型扫描电子显微镜上进行，加速电压设定为20 kV，微观组织的观察采用TECNAIG²型透射电子显微镜，加速电压为200 kV，试样截取方向垂直挤压方向。采用Instron-5500型万能材料试验机进行室温拉伸与压缩实验，拉伸与压缩试样沿挤压方向截取，每组截取3个试样进行实验，应变速率为1×10^-3s^-1。

2 结果与分析 2.1 Mg-3Al-Zn合金粉末的组织结构与微观形貌

图 1为不同球磨时间的Mg-3Al-Zn合金粉末的X射线衍射图。可以看出，球磨后只观察到主元素Mg的衍射峰，并未发现Al和Zn的衍射峰，这说明在高能球磨合金化的过程中，Al和Zn可以完全固溶到镁基体当中，形成了单相固溶体。随着球磨时间的延长，Mg的衍射峰强度逐渐降低，宽度逐渐增加，这说明在高能球磨过程中Mg-3Al-Zn合金粉末的晶粒组织逐渐细化，而合金内部的晶格畸变、晶体缺陷等逐渐增加。Zhou等^[16]在研究高能球磨制备纳米晶镁合金时，获得了相似的结果。分析认为，在球磨过程中，原始粗晶材料的反复大塑性变形导致晶粒的细化和晶体的缺陷^{[13, 17]}。

根据XRD结果，采用MDI.jade5.0软件，计算出不同球磨时间粉末的平均晶粒尺寸与微观内应变，结果如图 2所示。可以看出，球磨20 h的Mg平均晶粒尺寸约为41 nm，随着球磨时间的延长，Mg晶粒进一步细化，当球磨时间达到80 h时，Mg平均晶粒尺寸约为38 nm，但延长球磨时间晶粒尺寸的变化并不明显。分析认为，镁合金的熔点低，在高能球磨的温升作用下，导致晶粒尺寸细化到一定程度后继续进一步细化困难加大^[14]。随着球磨时间的延长，微观内应变明显增大(见图 2)，球磨至80 h时微观应变值达到0.0748，这说明Mg-3Al-Zn合金粉末在球磨过程中发生了严重的晶格畸变。

图 3为不同球磨时间的Mg-3Al-Zn合金粉末的SEM照片。图 3(a)为原始粉末，可以明显看出，原始粉末为片层状颗粒且形状不规则，尺寸较大，分布不均匀，粒径从几十到几百个微米不等。图 3(b)为球磨20 h后粉末的形貌，可以明显观察到经20 h高能球磨后，大部分粉末颗粒由不规则形状转变为较规则形状，而且粉末颗粒的粒径明显减小，经计算平均粒径约为25 μm，虽有部分小颗粒的存在，但大部分粉末颗粒的粒径的分布较为均匀。图 3(c)~(e)分别为球磨40, 60, 80 h时粉末的形貌，观察可知，随着球磨时间从40 h延长至60 h，粉末的粒径逐渐减小，分布也趋向均匀，当球磨时间超过60 h后，粉末颗粒粒径变化不明显。图 4为不同球磨时间的Mg-3Al-Zn合金粉末的粒径。通过图 4给出的球磨时间对粉末平均粒径的影响，也分析验证了上述粉末平均粒径的变化。

图 5与图 6分别为球磨20 h和80 h的Mg-3Al-Zn合金粉末的明场像与暗场像以及800 nm光栅选区的电子衍射花样和晶粒尺寸分布图。可以看出，球磨20 h后，大部分晶粒晶界清晰，且晶界处没有观察到第二相和杂质粒子。晶粒分布较为均匀，晶粒内部可观察到明显的位错，暗场像中的晶粒的形貌更加清晰。图 5(c)中电子衍射花样呈衍射环状，说明粉末组织均匀细小达到纳米级，电子衍射花样中还观察到少数的亮点，这说明粉末中仍有少数较大尺寸的晶粒，与明场像、暗场像相符。图 5(d)为球磨20 h粉末晶粒尺寸分布图，此图采用截线法测量了明场像中约2000个晶粒的尺寸，可以看出，粉末大部分晶粒尺寸分布在30~60 nm范围之内，但80%的晶粒尺寸小于50 nm，经计算粉末的平均晶粒尺寸为45 nm。球磨80 h后，粉末平均晶粒尺寸基本没有变化，约为44 nm。镁合金粉末在室温下高能球磨可获得平均晶粒尺寸约为45 nm的晶粒组织，这与Hwang等^[18]的研究结果基本相符。

2.2 Mg-3Al-Zn合金块体的组织结构

图 7为不同球磨时间的挤压态块体Mg-3Al-Zn合金的微观组织。可以看出，挤压态合金为形状规则的等轴晶，晶粒内可观察到明显的位错，晶界和晶粒内没有发现第二相颗粒的存在，说明Al和Zn完全固溶到镁基体中，这与XRD结果相符合，且组织内没有观察到片层状的孪晶。球磨20 h后合金的平均晶粒尺寸为600 nm，该数据采用截线法统计约2000个晶粒获得。延长球磨时间对块体材料晶粒组织的细化并不明显，这与粉末晶粒组织和球磨时间的关系相一致。

2.3 超细晶Mg-3Al-Zn合金力学性能

图 8和图 9分别为在室温条件下，应变速率10^-3s^-1时，不同球磨时间的超细晶Mg-3Al-Zn合金的拉伸与压缩真应力-真应变曲线。可以看出，所有的超细晶材料均具有较高的强度，与采用其他大塑性变形技术制备的具有类似超细晶结构AZ31镁合金相比，其强度提高了大约20%^[19-20]。球磨时间为20 h，平均晶粒尺寸为600 nm的合金，拉伸屈服强度为369 MPa，而其抗拉强度为401 MPa，且断裂时的应变为3.5%左右。与此同时压缩屈服强度为349 MPa，抗压强度为451 MPa，断裂时的压缩应变为17.9%。超细晶镁合金的拉伸真应力-真应变曲线呈现出一种理想刚塑性的特征，表明此时合金的硬化和软化处于平衡状态。而压缩真应力-真应变曲线明显分为3个阶段：加工硬化阶段、加工软化阶段、加工硬化阶段。

2.4 讨论与分析

本研究中超细晶Mg-3Al-Zn合金拉伸与压缩真应力-真应变曲线，与粗晶、细晶AZ31镁合金以及其他方法制备的超细晶镁合金存在明显差别。由超细晶Mg-3Al-Zn合金拉伸真应力-真应变曲线可知，合金强度较高，断裂时的应变较低且几乎无加工硬化能力，分析认为，可能在于两个原因：(1)当晶粒细化到一定程度，因为其晶界面积过大，晶粒过小，内部的位错数量急剧减少，导致加工硬化能力较弱，因而很容易断裂。(2)高能球磨+冷压制坯+温挤压成形过程中，可能给材料本身引入了许多微缺陷。压缩塑性变形后，在材料的组织观察中，可观察到锯齿形晶界(见图 10)，分析认为是大量位错的滑移导致锯齿形晶界的出现，而锯齿形晶界可阻止晶界裂纹的产生与扩展，可以增强材料的强度和塑性，因此超细晶Mg-3Al-Zn合金表现出较好的压缩断裂应变。晶界处的应力集中，形成锯齿状晶界，为了减少应力集中，晶界附近堆积的位错重组，促使锯齿状晶界附近亚晶界的形成，发生再结晶。在发生再结晶时，大量位错被再结晶核心的大角度界面迁移而消除，当这样的软化过程占主导地位时，流变应力下降。而由于在再结晶形核和长大的同时材料继续形变，再结晶形成的新晶粒也经受变形，即硬化因素又重新增加。当新晶粒内形变达到一定程度后，又可能开始第二轮再结晶，在这样复杂的硬化和软化叠加的情况下，出现了压缩真应力-真应变曲线的3个阶段。

3 结论

(1) 高能球磨过程中Al和Zn完全固溶到镁基体中，形成了单相固溶体，并导致晶格畸变，有利于细化粉末的组织。球磨20 h后，粉末颗粒平均粒径约为25 μm，平均晶粒尺寸约为45 nm。延长球磨时间至80 h，粉末的平均粒径和平均晶粒尺寸变化都不明显。

(2) 粉末经冷压制坯+温挤压致密化后，制备了超细晶Mg-3Al-Zn合金，球磨20 h后合金的平均晶粒尺寸为600 nm，晶粒形状规则且为等轴晶。延长球磨时间对块体材料晶粒组织的细化并不明显。

(3) 力学性能的研究结果表明，所有超细晶Mg-3Al-Zn合金都显示出了较高的拉伸和压缩强度，球磨20 h后合金屈服强度为369 MPa，抗拉强度为401 MPa，断裂应变为3.5%。超细晶镁合金的拉伸真应力-真应变曲线呈现出一种理想刚塑性的特征，表明此时材料的硬化和软化处于平衡状态，而压缩真应力-真应变曲线明显分为加工硬化、加工软化、加工硬化3个阶段。