AZ31镁合金组织性能的影响探讨

摘要挤压变形 AZ31 镁合金组织以绝热剪切条纹和细小的 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 d400m 减小到挤压态的d12m(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 -Mg 树枝晶和分布其间的 -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112400m。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( 固溶体 )发生滑移、转动的结果。图 1-1c 为稳态区纵断面组织。图中沿挤压方向分布的剪切条纹平行流线清晰可见，在平行流线上，分布着大量细小、致密的等轴晶粒。显然,形变组织已发生了再结晶，平行流线可能是变形纤维在再结晶组织中的再现。晶粒间几乎看不到 -Mg+Mg17Al12 共晶组织。这表明，经过大的挤压变形后，铸态组织中的共晶体发生破碎，离散分布于 固溶体中。挤压流线密度较高,黑白相间，成簇状穿越每一个再结晶晶粒。挤压纤维横向尺度比再结晶晶粒要小的多。图 1-2 为 =28 时稳定段不同截面组织。图 1-2a 为 45斜截面组织,图中晶粒细小，流线呈菊花瓣状分布。图 1-2b 为横断面组织,图中晶粒细小，短小的网状流线依稀可辨。挤压平行流线和再结晶等轴晶粒是变形组织的基本特征。图 1-3 为不同挤压比所对应的变形组织。图 1-3a 为 =16 的组织,图 1-3b 为 =64 的组织。可知,在等温挤压条件下，随着挤压比的增大，合金变形程度增加,挤压组织进一步细化,挤压流线更加细密,晶粒变得更加细小。三种挤压比(=16、28、64)分别对应的晶粒平均尺寸为50m、 35m 和 20m。最小尺寸仅 12m,与快速凝固所形成的等轴晶尺寸(10m)十分接近。观察发现,在横断面和斜截面上,周边组织比中心区组织略显细小和致密些,在中心区域存在年轮状或花瓣状流线条纹。相应地,纵向挤压组织中也存在晶粒大小和剪切条纹分布不均匀现象,边缘区比轴线附近的条纹更加细密,晶粒显得更为细小。这主要与挤压棒材周边变形量较大,中心变形量较小,晶粒细化程度不同有关。(a) (b)(c)图 1-1 动态挤压变形过程中的组织变化(a) (b) 图 1-2 稳定区不同截面组织(a) (b)图 1-3 不同挤压比所对应的变形组织1.2 挤压比对 AZ31 镁合金力学性能挤压比:以坯料变形前后的面积比(挤压比)作为变形程度的参数。即:=A0/A1= (d0/d1)2 (1-1) 式中, 为挤压比;A 0 为变形前坯料面积 ;A1 为变形后坯料面积;d 0 为变形前棒料直径;d 1 为变形后棒料直径。据此,变形前铸棒的挤压比为 1,试验选定的挤压比为 16、28 和 64 三种水平的影响。图 1-4 为挤压比对 AZ31 镁合金力学性能的影响。可知,与铸态(=1)相比,变形镁合金的强度 b 和延伸率 均有很大的提高。当 16 时,强度和延伸率提高十分显著;当 16 时,随 的增大,强度值增大, b 曲线变化较为平缓,而延伸率有所降低, 曲线呈单调减小趋势。尤其在 =1664 范围内,延伸率减小幅度较大。很明显,在 = 16 附近,存在着延伸率的极大值。图 1-5 为挤压比对 AZ31 镁合金硬度的影响。图中,随着挤压比的增大,硬度值单调增加。另外,纵截面硬度的增加幅度(曲线陡度)比横截面硬度的增加幅度要大一些,这可能与纵、横向应力分布不均衡有关。 对镁合金力学性能的影响主要与变形程度、应力状态以及变形组织特征有关。随着挤压比的增加,金属变形程度增大,变形流线更加细密,晶粒更加细化,镁合金的极限抗拉强度和硬度增大。与此同时,金属变形不均匀及应力分布不均匀,导致残余应力存在,形成金属内部物理性质和力学状态不均匀,使金属塑性降低,表现为延伸率的下降。图 1-4 挤压比对 AZ31 镁合金力学性能的影响图 1-5 挤压比对 AZ31 镁合金硬度的影响1.3 变形组织演变分析镁为密排六方结构,在室温下只有(1000)滑移面,低温变形能力较差;在250以上增加了10 11二次滑移面的11 20滑移方向,发生棱锥滑移,因此热挤压具有高的塑性。另一方面,镁合金具有较高的“堆垛层错能”,与 Cu、Ni合金相比,其热挤压过程中的组织演变又存在一定的差异。在挤压变形初期,镁合金铸棒中粗大的树枝晶首先在挤压力作用下,在垂直于压力方向被压扁,进而发生弯曲和破碎成细碎的晶粒。并在应力作用下获得重新排布,同时发生晶粒间的相对转动,形成弯曲的或波浪状的条纹(如图 1-1b 所示),放出挤压热量, 使金属发生整体上的塑性变形。同时,带动业已破碎的晶间共晶体在随晶粒滑移和破碎的同时进而发生变形,并呈高度离散状分布。随着变形量的不断增大,产生的挤压变形热在短的时间内很难散失,导致局部流变应力降低,局部滑移能力增强。在三维应力的作用下,通过自适应转动并调整滑移方向,沿着挤压方向发生塑性流变,最终被挤成纤维状。即形成所谓的与主应力轴线成 45夹角的绝热剪切(挤压)条纹。此时,变形进入稳定状态。其特点是变形纤维长而直,且相互平行。低熔点共晶组织以薄层状的形式存在于平行纤维晶簇的间隙,在光镜下呈细的流线状分布。金相纵截面上黑白相间的平行流线实质上是被拉长了的金属纤维的对应物。挤压变形纤维组织比表面积大,界面能高,加上挤压热的作用,很容易发生相的传输和动力学再结晶。按照“堆垛层错能”理论,金属再结晶过程分为形核和长大两个阶段。由于镁合金具有较高的堆垛层错能,易于形核,再结晶主要取决于迁移和扩散速率,驱动力决定再结晶特征。经过大变形形成的平行纤维组织,在挤压应力和挤压热的作用下,首先沿晶界形成亚晶结构,进而通过亚晶合并机制形成较大尺寸的大角度亚晶;随后,通过晶界迁移、亚晶进一步合并和转动,发生动态再结晶,最终形成细小的大角度晶粒(如图 1-3a 所示) 。显微硬度测试和探针分析结果表明,在同一晶粒内部的不同区域,存在着成分和硬度的差异(见表 1-1)。说明在再结晶过程中,尽管存在热激活,但相的分解和原子扩散速度仍然有限,从而使业已并入 再结晶晶粒中的原始组分(例如超细的变形共晶体等)在原位残存下来,形成晶粒内的类“带状偏析” 。这种晶内的成分差异往往与挤压流线的取向有着一定的对应关系。表 1-1 微区成分及硬度分析结果在等温挤压过程中,随着挤压比的增大,合金的变形量增多,再结晶速度加快,生成更加细小的再结晶等轴晶。可有效地消除铸态 AZ31 镁合金凝固组织中粗大的树枝晶及晶内偏析,改变了共晶体的存在状态,获得了致密、细小的再结晶等轴晶组织。为二次加热应变诱发熔化激活法半固态成形及近终产品的成型加工提供了物质、技术条件。第 2 章 温变形对 AZ31 镁合金组织性能的影响2.1 铸态及变形组织实验材料为 AZ31 合金铸棒,合金成分如表 2-1 所示。为了消除取样位置对合金组织的影响,实验的 6 组试样均取自棒料的同一位置, 1 组为铸态试样,其余 5 组用于平面变形试验。各试样的长度和宽度相同,均为 150 mm17 mm,厚度分别为 2 mm、4 mm、 6mm、8 mm、10 mm 样厚度压缩至 1 mm,变形温度为210( 保温套和上、下砧模均预热至变形温度),变形速度为 8 mm/s。表 2-1 实验合金的化学成分(质量分数/%)首先对试样进行均匀化处理(420保温 12 h);然后在 YA32-315 四柱液压机上进行压缩变形,将试样厚度压缩至 1mm,变形温度为 210(保温套和上、下砧模均预热至变形温度),变形速度为 8mm/s;把变形试样和铸态试样分别制成标准拉伸试样,在 WDW-E100D 微机控制万能试验机上进行拉伸试验;同时,将变形试样和原始铸态试样制成金相试样,用 Neophot21 型光学金相显微镜观察 AZ31的铸态与变形组织,并进行比较。图 2-1 所示为实验合金的铸态与变形组织。从图 2-1(a)可看出,经退火处理后的铸造组织由粗大的 基体和 相组成,原始晶粒尺寸约为 100m。从图 2-1(b)-(f)可以看出 ,在压缩变形初期 (图 2-1(b),粗大的晶粒被压扁,进而发生弯曲、破碎成细晶粒,并在应力作用下获得重新分布,同时发生晶粒间的相对转动,带动已破碎的第二相发生滑移和变形,呈离散状分布,在平行流线上分布着大量细小、致密的等轴晶粒,说明形变组织已发生再结晶;图 2-1(c)中开始出现再结晶组织,但变形孪晶组织仍占大部分;随应变增加(图 2-1(d),再结晶组织大量增加,原晶粒晶界处形成无畸变的新晶粒;图 2-1(e)中几乎全为再结晶组织,晶粒细小,但变形不均匀;图 2-1(f)为充分变形后得到的均匀等轴晶,晶粒大小约为 5m。可见,在等温挤压过程中,随变形程度的增加,再结晶速度加快,有效地消除了铸态合金中粗大的晶粒及偏析,获得致密、细小的再结晶等轴晶组织。（a）铸态 （b）30%(c)66.3% (d)77.5%(e)82.6% (f)86.5%图 2-1 实验合金的铸态与变形组织 2.2 温变形对 AZ31 镁合金组织的拉伸强度的影响根据拉伸试验数据得出图 2 所示的 b 曲线,其中 b 为变形后的合金强度相对于原始铸态组织强度的增加值。由于材料的屈服强度与晶粒大小存在着Hall-Petch 关系,晶粒细化不仅可以提高材料的强度,而且可以提高其塑性。对AZ31 镁合金,晶粒细化是提高镁合金强度的有效方法之一。与铸态合金相比,在 210变形后的 AZ31 镁合金的强度有很大提高,且增加幅度较大。拉伸强度随着变形程度的增加而增大,但达到一定程度后不再增大,