摘要挤压变形AZ31镁合金组织以绝热剪切条纹和细小的α再结晶等轴晶为基本特征。
挤压变形可显著地细化镁合金晶粒并提高镁合金的力学性能。
随挤压比的增大,晶粒细化程度增加,晶粒尺寸由铸态的d400μm减小到挤压态的d12μm(min);强度、硬度随挤压比的增大而增大,延伸率在挤压比大于16时呈单调减的趋势。
轧制变形使板材晶粒明显细化,硬度提高。
AZ31合金中添加Ce,其铸态组织中能够形成棒状Al4Ce相,并能改善合金退火态组织和力学性能;添加Ce可以改善AZ31的综合力学性能。
关键词:AZ31变形镁合金;强化机制；组织；性能绪论20世纪90年代以来,作为最轻金属结构材料的镁合金的用量急剧增长,在交通、计算机、通讯、消费类电子产品、国防军工等诸多领域的应用前景极为广阔,被誉为“21世纪绿色工程材料”,许多发达国家已将镁合金列为研究开发的重点。
大多数镁合金产品主要是通过铸造生产方式获得,变形镁合金产品则较少。
但与铸造镁合金产品相比,变形镁合金产品消除了铸造缺陷,组织细密,综合力学性能大大提高,同时生产成本更低,是未来空中运输、陆上交通和军工领域的重要结构材料。
目前，AZ31镁合金的应用十分广泛,尤其用于制作3C产品外壳、汽车车身外覆盖件等冲压产品的前景被看好,正成为结构镁合金材料领域的研究热点而受到广泛重视。
第1章挤压变形对AZ31镁合金组织和性能的影响1.1 挤压变形组织特征及挤压比的影响作用图1-1为动态挤压变形过程中的组织变化。
动态变形过程大致分为3个区域:初始区、变形区和稳态区，分别对应着不同的组织。
图1-1a为初始区挤压变形前的铸态棒料组织。
由粗大的α-Mg树枝晶和分布其间的α-Mg+Mg17Al12共晶体组成,枝晶形态十分发达，具有典型的铸造组织特征。
晶粒尺寸为112~400μm。
图1-1b为变形区近稳态区组织。
图中存在大量无序流线,流线弯曲度大、方向不定且长短不一，显然这种组织特征是在挤压力作用下破碎的树枝晶晶臂(α固溶体)发生滑移、转动的结果。
多道次等径角轧制对AZ31镁板组织性能的影响夏伟军;蒋俊锋;朱素琴;严红革;陈振华【摘要】对AZ31镁合金进行多道次等径角轧制,并分析其微观组织、宏观织构和室温力学性能.结果表明,随着轧制道次的增加,板材的晶粒组织出现交替细化与粗化的现象,并直接影响板材后续退火组织的大小和均匀性.由于累积剪切变形的作用,等径角轧制后板材的基面织构明显弱化.七道次等径角轧制后基面极轴出现沿轧向分离,板材屈服强度降低约54%,而伸长率提高约43%.基面织构弱化和晶粒细化是等径角轧制板材塑性提高的主要原因.【期刊名称】《湖南大学学报（自然科学版）》【年(卷),期】2010(037)002【总页数】5页(P45-49)【关键词】动态再结晶;多道次等径角轧制;累积应变;织构【作者】夏伟军;蒋俊锋;朱素琴;严红革;陈振华【作者单位】湖南大学,材料科学与工程学院,湖南,长沙,410082;湖南大学,材料科学与工程学院,湖南,长沙,410082;湖南大学,材料科学与工程学院,湖南,长沙,410082;湖南大学,材料科学与工程学院,湖南,长沙,410082;湖南大学,材料科学与工程学院,湖南,长沙,410082【正文语种】中文【中图分类】TG146作为目前最轻的金属结构材料,镁合金具有密度低、比强度和比刚度高、电磁屏蔽性好等一系列优点,被誉为“21世纪最具发展前途的绿色金属材料”[1-2].特别是变形镁合金板材,其优异的综合性能表现出极其广阔的应用前景.然而由于密排六方结构的镁合金中滑移系少,采用常规挤压和轧制技术制备的板材内存在强烈的(0002)基面织构,严重制约了其室温塑性和成形性能的提高,致使镁合金板材通常需在高温下成形.因此,提高镁合金的塑性、改善其室温成形性能业已成为拓展变形镁合金应用的关键.采用热机械处理和大塑性变形等工艺来细化晶粒是提高镁合金塑性的有效途径.近年来,一些特殊成形技术如等径角挤压(ECAE)、叠轧、连续剪切变形等被广泛应用于变形镁合金的成形,并获得了较满意的晶粒细化效果[3-5].此外,由于室温下镁合金非基面滑移的临界剪切应力远大于基面滑移的临界剪切应力,因此织构特别是(0002)基面的取向分布特征对镁合金的室温塑性和二次成形性能具有显著的影响[6].Mukai等人的研究表明[7],通过控制合金的晶粒取向分布,粗晶镁合金也能获得良好的塑性.Iwanaga等人的研究也发现[8],削弱(0002)基面织构的强度可使镁合金板材的室温杯突值由1.2增大至1.4.大量研究表明[3-5],采用ECAE工艺制备的镁合金不仅晶粒细小,而且由于剪切应力的作用可以获得非基面织构,因而ECAE镁合金具有良好的室温塑性.尽管如此,由于受模具结构的限制,ECAE技术难以制备镁合金板材.为获得塑性成形能力较好的大块镁合金板材,本课题组提出了新型的等径角轧制(equal channel angular rolling,ECAR)技术,并重点研究了ECAR工艺参数对板材微观组织和力学性能的影响.本文对AZ31镁合金板材进行多道次等径角轧制(Multi-pass ECAR),旨在探讨多道次轧制过程中材料微观组织、宏观织构和力学性能的演变规律.1 实验过程实验用原材料为截面尺寸120 mm×10 mm的挤压AZ31镁合金板坯,合金的名义化学成分为Mg-3%Al-0.8%Zn-0.4%Mn.首先采用多道次常规轧制(normal rolling)工艺制得2 mm厚的板材,每道次轧制前加热温度为673 K,保温时间为10～15 min,道次压下量为10%～15%.然后采用图1所示装置对常规轧制态板材进行1～8道次ECAR轧制,道次压下量为3%,利用板材与轧辊间的摩擦力使板材通过模具通道,并在模具转角处发生剪切变形.ECAR轧制时轧辊及模具均未加热,轧前及各道次间板材在673 K下保温10 min.为方便起见,NR和各道次ECAR轧制板材分别记为0P,1P,2P,…,8P.为研究退火处理对板材组织性能的影响,取各道次轧板分别在573 K下保温30 min(分别以0PA,1PA,2PA,…,8PA表示).在轧板和退火态板材上取样,用XJL-03型金相显微镜进行显微组织观察,浸蚀剂配方为5 g苦味酸+5 g冰醋酸+10 mL蒸馏水+80 mL无水乙醇.在D8 DISCOVER X射线衍射仪上进行晶粒取向分析.在WDW-100型微机控制电子万能试验机上对退火态试样进行室温拉伸,拉伸速度为0.5 mm/min,试样标距部分尺寸为15mm×4 mm,拉伸方向平行轧制方向.图1 等径角轧制装置示意图Fig.1 A schematic of ECAR process2 结果与讨论2.1 显微组织分析NR及不同道次ECAR轧制AZ31镁合金板材的显微组织如图2所示,表1列出了其平均晶粒尺寸.可见,0P板材的晶粒组织主要由大小不均的等轴晶粒组成,平均晶粒度为18 μ m,在大晶粒内存在数量较多的平直压缩孪晶.1P后板材晶粒度无明显变化,但孪晶体积分数增加,除大量平直孪晶外,还存在少量呈“透镜状”的拉伸孪晶.2P后板材晶粒组织明显细化,晶粒尺寸较为均匀,且孪晶数量大幅减少.5P板材的晶粒组织出现了粗化,平均晶粒度达15.5 μ m,少量细晶粒呈“项链状”环绕粗晶分布.7P后,板材中出现了非常明显的变形带组织,平均晶粒度仅为7.1 μ m,但晶粒尺寸很不均匀.而8P板材中,晶粒又发生了明显的长大,平均晶粒度高达23 μ m以上.可见,在多道次ECAR过程中,随着轧制道次的增加,板材晶粒呈现出交替细化和粗化的规律,每经2P～3P后板材晶粒明显细化.这是因为在多道次ECAR过程中,同时发生动态再结晶所引起的晶粒细化及道次间退火所导致的晶粒粗化.动态再结晶是镁合金热变形时晶粒细化的主要机理,而动态再结晶的发生不仅与变形温度有关,而且受应变量、应变速度及材料自身性能等诸多因素的影响.一般而言,提高温度、增大应变量或减小应变速率均能促进动态再结晶的发生.文献[9]认为,只有当每道次应变量和总应变量达到一定值时,才能通过动态再结晶细化晶粒.ECAR轧制时,一方面由于模具和轧辊均未预热,使板材实际变形温度降低;另一方面道次间的保温不仅使晶粒粗化,还可导致动态再结晶所需的变形储能减小.因此,动态再结晶所需临界应变量增大,需通过剪切应变积累,2P～3P(总应变量2.0左右)轧制后才能细化晶粒.图2 常规轧制和多道次等径角轧制板材的显微组织Fig.2 Micrographs of the normal rolled and multi-pass ECARed sheets表1 常规轧制和多道次等径角轧制板材的平均晶粒尺寸Tab.1 Average grain size of normal rolled and multi-pass ECARed sheets轧制道次平均晶粒尺寸/μ m 0P18 1P19 2P9.7 5P15.5 7P7.1 8P23.6图3为0P,1P,2P和8P板材在300℃下退火30 min后的金相组织.从图中可以看出,常规轧制板材退火后晶粒明显长大,且孪晶基本消失.对ECAR板材而言,退火后晶粒尺寸趋于均匀,1PA和2PA板材的晶粒组织较8PA板材的更加细小.图4为7PA板材的高倍金相组织,可见晶界和孪晶均可以成为再结晶形核核心(如图4中箭头所示).因此,当孪晶数量较多且晶界能量较高时,能促进再结晶形核而细化晶粒.与常规轧制板材相比,ECAR板材中的晶粒取向更加复杂,晶界取向差增大,并且由于剪切应变积累所导致的变形储能增加,因此退火后其晶粒更加细小.如前所述,当ECAR 轧制道次不同时板材的晶粒组织也存在明显差异,2P板材中的晶粒细小均匀,而1P板材中存在大量孪晶,故退火时能在较大范围内均匀形核,最终形成细小均匀的晶粒组织.另外,0P板材在退火过程中,已发生动态再结晶的晶粒不需形核而直接长大形成粗晶[10],未发生动态再结晶的晶粒需发生静态再结晶形核再长大形成较小的晶粒,结果造成了很不均匀的晶粒度.因此,ECAR板材的晶粒大小和分布、动态再结晶程度及孪晶数量的多少均对板材后续的退火显微组织造成很大的影响.2.2 宏观织构分析图5给出了常规轧制和不同道次等径角轧制AZ31镁合金板材的(0002)极图.常规轧制后板材内产生强烈的(0002)基面织构,即大部分(0002)基面平行于轧制平面.一道次等径角轧制后板材(0002)基面沿轧制方向(RD)发生一定的倾斜,最大极密度从14.71减少到13.18.七道次等径角轧制后晶粒取向发生了明显的变化,基面极轴沿轧制方向发生了分离,且密度大大降低.有关等径角挤压变形的研究表明,基面的旋转是平行于基面的剪切造成的[11].由图5可以看出,当累积剪切应变很大时,基面织构大大减弱.图3 常规轧制和多道等径角轧制板材退火处理后的显微组织Fig.3 Micrographs of the normal rolled and multi-pass ECARed sheets after annealing图4 7PA板材局部区域放大的微观组织Fig.4 Enlarged micrograph of 7PA sheet2.3 力学性能分析图6为多道次等径角轧制单轴室温拉伸力学性能曲线图,从图中可以发现随着道次的增加,AZ31板材的延伸率(Elongation)总体上得到提高,由0P的23.5%上升到7P的33.67%,提高了43%.极限抗拉强度(UTS)、屈服强度(YS)呈现出明显的下降趋势.极限抗拉强度从0P的303 MPa降为8P的230 MPa,降低约24%.屈服强度下降的幅度比抗拉强度大,从0P的202 MPa降为8P的93 MPa,降低约54%.由图5可知,由于等径角轧制的剪切应变的作用,板材织构减弱.室温下,镁合金板材的塑性变形主要靠基面滑移实现,同时{10}拉伸孪生在变形中起到重要的协调c轴变形的作用.当在RDTD(TD为板材横向)面内对板材进行拉伸时,对于常规轧制板材,由于其大部分基面接近平行于拉伸应力,具有极低的Schmid因子,基面滑移不易启动.另外,沿RD方向拉伸时相当于基面受到压应力的作用,{10}孪生不易启动.而当基面在RD-TD平面内偏转一定的角度时,基面滑移和{10}孪生均更易启动,使板材的屈服强度大为降低,塑性得到提高.同时,多道次等径角轧制后退火板材晶粒较常规轧制退火态板材的细小均匀(见图3),在后续变形过程中晶界能够起到更好的协调变形作用,塑性提高.另外,尽管多道次等径角轧制板材退火后其晶粒尺寸要小于常规轧制板材退火的晶粒尺寸,但前者强度远低于后者,特别是屈服强度的降低幅度较大(如图3和图6).这说明,在等径角轧制工艺过程中,板材织构减弱对强度的弱化作用,比晶粒细化对强度的增强作用更加明显.Agnew等人[12]在等径角挤压过程中也发现了这一现象. 图5 常规轧制和多道次等径角轧制板材的(0002)极图Fig.5 The(0002)pole figures of the normal rolled and multi-pass ECA Red sheets图6 常规轧制和多道次等径角轧制板材拉伸力学性能Fig.6 Tensile properties of the normal rolled and multi-pass ECARed sheets3 结论通过对AZ31镁合金进行多道次等径角轧制,并分析其微观组织、晶粒取向和拉伸力学性能,可以得到如下结论:1)由于多道次等径角轧制过程中的累积应变和道次间退火的相互作用,板材的晶粒组织每经2～3道次出现细化.2)由于累积剪切变形的作用,多道次等径角轧制板材的基面织构出现明显的弱化效果,其中七道次等径角轧制后,板材基面极轴出现分离.3)多道次等径角轧制后,板材强度明显降低,室温塑性显著提高.八道次轧制后,屈服强度降低54%,伸长率提高43%,基面织构弱化是强度降低和塑性提高的根本原因.参考文献[1] LEE S,YUNG H C,WANG J.Isothermal sheet formability of magnesium alloy AZ31 and AZ61[J].Journal of Materials ProcessingTechnology,2002,124(1/2):19-24.[2] SEAN R A,OZGU R D.Plastic anisotropy and the role of non-basal slip in magnesium alloy AZ31B[J].International Journal ofPlasticity,2005,21(6):1161-1193.[3] KIM W J,HONG S I,KIM Y S.Texture development and its effect on mechanical properties of an AZ61 Mg alloy fabricated by equal channel angular pressing[J].Acta M ater,2003,51(11):3293-3307.[4] AGNEW S R,HO RTON J A,LILLO T M.Enhanced ductility in strongly textured magnesium produced by equal channel angularprocessing[J].Scripta Materialia,2004,50(3):377-381.[5] MUBACHI M,IWASAKI H,YANASE K.Low temperature superplasticity in an AZ91 mag nesium alloy processed by ECAE[J].ScriptaMaterialia,1997,36(6):681-686.[6] GEHRMANN R,FROMMERTB M M,GOT TSTEIN G.T exture effects on deformation of magnesium[J].Materials Science and Engineering,2005,A 395(1/2):338-349.[7] MUKAI T,YAM ANOI M,WATANABE H.Ductility enhancement in AZ31 magnesium alloy by controlling its grain structure[J].Scripta Materialia,2001,45(1):89-94.[8] IWANAGA K,TASHIRO H,OKAMOTO H.Improvement of formability from room temperature to warm temperature in AZ-31 magnesiumalloy[J].Journal of Materials Processing T echnology,2004,155/156:1313-1316.[9] LEE J C,SEOK H K,SU J Y.Microstructural evolutions of Al strip prepared by cold rolling and continuous equal channel angular pressing[J].Acta Materialia,2002,50(16):4005-4019.[10]ABDULOV R Z,VA LIEV R Z,KRASILNIKOV N A.Formation of submicrometre-grained structure in mag nesium alloy due to high plastic strains[J].Journal of Materials Science Letters,2004,9(12):1445-1447. [11]KIM W J,AN C W,KIM Y S,et al.Mechanical properties and microstructures of an AZ61 Mg Alloy produced by equal channel angular pressing[J].Scripta Materialia,2002,47(1):39-44.[12]AGNEW S R,HORTON J A,LILLO T M,et al.Enhanced ductility in strongly textured magnesium produced by equal channel angularprocessing[J].Scripta Materialia,2004,50(3):377-381.。
