作为最轻的工程结构金属材料，镁合金具有高比强度和比刚度、良好的加工性及绿色环保可回收等特点，在汽车等领域展现出良好的应用前景。然而，镁板带材的制备工序繁琐且成本较高，极大限制了镁合金进一步应用。近年来，双辊铸轧（twin-roll casting, TRC）技术由于具有高效率、低成本、高冷却速度细化组织等特性，备受镁合金研究工作者青睐。然而，TRC镁合金通常存在严重的宏、微观偏析问题，导致TRC镁合金板坯在后续精轧过程中极易出现裂纹，甚至发生开裂，严重影响最终板带材产品的服役性能。因此，解决组织偏析问题已经成为推动 TRC 技术在镁合金中应用的重中之重。同时，由于该偏析现象会随着合金含量的增加而更加严重，目前尚缺乏能够有效解决高合金含量TRC 镁合金中组织偏析的有效方法。

最近，吉林大学先进轻合金研究团队王慧远教授和王珵副教授等以高合金含量Mg-8Al-2Sn-1Zn (ATZ821) 为研究材料，提出控制轧制解决TRC偏析问题新思路，通过对多道次轧制工艺中压下量及轧制温度进行精准设计，实现了高合金含量TRC镁合金组织均匀细化，并获得优异力学性能（屈服强度、抗拉强度和延伸率分别可达~245MPa、~347MPa和17%）。在此基础上，对控制轧制过程微观组织演化进行了深入的研究，阐明了TRC偏析现象缓解机制，为高性能TRC镁合金组织可控制备提供了借鉴，有望推动镁合金板带材在汽车盖板上的应用。

本研究系统表征了TRC-ATZ821合金的初始组织形貌，如图1所示，观察到存在长链状粗大灰色Mg17Al12相以及附着在其上的细小明亮Mg2Sn颗粒。粗大的Mg17Al12偏析相尺寸可达毫米级，在后续变形中容易引发应力集中，产生裂纹源，难以加工成型。同时，极图测试显示，在TRC加工过程中，晶粒的c轴旋转至几乎平行于ND方向，呈现出较强的基面织构，最大峰值强度约为15 mrd。亟需改善高合金含量TRC镁合金初始组织，为高性能镁板带开发和产业应用奠定基础。

图1 TRC-ATZ821合金的初始组织形貌：(a)扫描及相应的(b-c)背散射扫描图片显示了严重偏析的微观组织；(d)(0002)面宏观极图

针对上述TRC-ATZ821合金组织偏析严重瓶颈难题，在传统多道次热轧工艺的基础上引入了控制轧制新思路，提出了一种有效减轻铸轧镁合金中粗大偏析相的工艺方法，控制轧制思路涉及三个部分：(1) 大压下量轧制阶段：在350 ℃进行2-4道次大压下量（~15%每道次）轧制，用以破碎粗大的共晶偏析相，并促使其发生明显的动态析出与溶解；(2) 小压下量轧制阶段：在350℃进行2-5道次小压下量（~10%）轧制，在避免产生应变裂纹的前提下，促使已被压碎的共晶相在反复动态析出与回溶过程中实现重新分布，逐渐均匀化；(3) 降温轧制阶段：降温至300℃进行2-3道次小压下量（~10%）轧制，促进析出相大量析出，显著细化晶粒，获得优异的综合力学性能。该设计方案如图2所示。

图2 控制轧制工艺设计思路（压下量和温度）示意图

对轧制并退火试样的显微组织进行了表征与分析（图3）。控轧轧制加工后，初始组织中粗大的链状偏析相被消除，呈现出细小且均匀弥散分布的近球形形貌。通过对不同轧制工艺样品的对比，发现随着轧制道次增加，相的均匀性和细化效果都明显提高，优化出12道次控制轧制（12P）工艺，获得了良好的显微组织。在后续的拉伸试验中，也印证了这一结果，如图4和表1所示，12P试样展现出优异的综合力学性能，屈服强度 (YS)、抗拉强度 (UTS) 和延伸率分别可达~245MPa、~347MPa和17%。基于轧制组织调控，实现了高合金镁板组织均匀化，最终获得了稳定的高力学性能，同时，所设计工艺适合于产业化生产，为实现高性能铸轧镁板在汽车领域的应用奠定了基础。

图3 轧制并退火后合金材料的(a-b)、(d-e)、(g-h)、(j-k)扫描图片以及(c)、(f)、(i)、(l)第二相尺寸统计。其中，(a-c)、(d-f)和(g-i)分别对应6、8和12道次轧制的TRC-ATZ821合金；(j-l)为12道次轧制的常规铸锭凝固合金（IC-ATZ821）

图4 不同工艺轧制并退火的TRC和常规铸锭凝固（ingot casting, IC）ATZ821合金样品的工程应力-应变曲线，右下角为样品拉伸前后宏观图像对比

表1 本研究中轧制并退火的TRC和IC ATZ821合金样品的拉伸性能

此外，为了掌握轧制工艺对TRC组织的影响规律，文中还对控制轧制过程组织演化规律进行了探索与研究。选择上述的12P工艺进行截断试验，研究了道次间轧制后板材的微观组织演化规律，如图5所示。在轧制前的固溶处理中，大部分粗大网状偏析相固溶，有利于后续轧制的顺利进行。轧制组织演化过程可总结为三个阶段：净溶解阶段、平衡阶段和净析出阶段，分别对应于控制轧制设计思路中的三个阶段。

第一阶段：净溶解阶段。此阶段发生在轧制样品总变形量在~50%以下，对应控制轧制设计思路中的大压下量轧制过程。此时，析出相的体积分数随着轧制的进行逐渐减少，呈现出溶解趋势。这可能是因为此阶段的单道次压下量较大，引入了大量的变形缺陷，如位错以及变形孪晶等，为溶质原子提供了额外的扩散通道，增强了其扩散能力并促进第二相回溶。此外，相对较大的轧制压下量可将粗大共晶相有效“碎化”，也有助于其在镁基体中溶解，并且辅助350℃的道次间短时退火，进一步促进了第二相回溶。同时，由于热-力耦合作用与奥斯瓦尔德原理，析出相逐渐球化并发生粗化。

第二阶段：平衡阶段。此阶段发生在试样总变形量在~50%与~70%之间，对应于控制轧制设计思路中的小压下量轧制过程。在这一阶段析出相的数量、尺寸与形状都没有明显变化。由于单道次压下量相对较小，所引入的缺陷变少，溶质原子扩散能力减弱。此外，与控制轧制第一阶段相比，第二阶段中溶质原子在镁基体中基本达到饱和状态，导致动态析出与溶解实现平衡。

第三阶段：净析出阶段。该阶段发生在总变形量~70%与~80%之间，对应控制轧制设计思路中的降温轧制阶段。此时析出相大量析出，这是因为轧制温度降低，能量驱使第二相有强烈的析出倾向。同时，低温轧制引入了大量变形缺陷，如位错与变形孪晶等，为第二相析出提供了大量的形核位点，促使第二相高效率动态析出。此外，在此阶段轧制促进动态析出的第二相数量要远超过300ºC道次间短时退火所溶解的数量，致使均匀分布的第二相随着轧制道次增加而持续增加。

图5 铸轧ATZ821合金在控制轧制工艺过程中的显微组织演化示意图

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