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挤压和退火工艺对AZ31镁合金组织及性能影响的研究【无图】【研究类】

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挤压 以及 退火 工艺 对于 az31 镁合金 组织 性能 机能 影响 研究 钻研
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挤压和退火工艺对AZ31镁合金组织及性能影响的研究

30页-14000字数+说明书+开题报告+中期报告+答辩稿

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挤压和退火工艺对AZ31镁合金组织及性能影响的研究开题报告.doc

挤压和退火工艺对AZ31镁合金组织及性能影响的研究答辩稿.ppt

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摘要

   由于AZ31镁合金是密排六方晶体结构,滑移系少,室温下塑性较差,目前人们主要通过细化晶粒来提高其强度和塑性。开发新的高性能镁合金系列是目前研究的主要趋势,但对现有镁合金系统进行适当的工艺处理也可能成为改善材料性能的廉价而有效的方式。

   由于低温挤压过程中容易导致裂纹的产生,加之镁合金塑性较差,因此有关镁合金在低温情况下的研究很少,为此,本文分别在不同的挤压速度下对AZ31镁合金棒材进行实验研究,分析挤压速度对AZ31镁合金的晶粒细化方面的影响和原因。初步探索获得细晶镁合金的工艺途径。

   热处理是结构金属材料获得产品性能的主要方法。本文对不同速度下挤压变形得到的棒材进行退火处理。分别通过低、中温退火工艺,采用光学显微镜(OM)研究了不同挤压速度下的棒材退火前后的显微组织,对不同挤压速度下的棒材进行室温拉伸性能分析。逐步优化工艺,最终得到了择优的退火工艺路线,实现了镁合金的晶粒细化,改善了棒材的综合性能。最高延伸率可达33%,最高的强度为430MPa.


关键词: 镁合金,挤压,再结晶退火,显微组织,力学性能



目录

摘要2

Abstract3

第1章绪论4

1.1引言4

1.2  国内外研究现状及分析4

1.2.1 变形镁合金的晶粒细化4

1.2.2细晶镁合金的塑性变形机制研究5

1.3 镁合金的室温冷塑性变形研究进展6

1.3.1镁合金的塑性成形7

1.3.2 镁合金的室温挤压工艺7

1.4 镁合金的再结晶退火研究7

1.4.1 退火时间对变形镁合金组织的影响7

1.4.2 退火时间对变形镁合金力学性能的影响7

1.5 课题研究的目的及意义8

第2章  实验材料及实验方法9

2.1 实验材料9

2.2 实验及检测设备9

2.2.1 挤压实验设备9

2.2.2 金相组织分析方法10

2.2.3 拉伸试验分析方法10

第3章 挤压和退火工艺对AZ31镁合金组织的影响11

3.1 引言11

3.2 挤压工艺对AZ31镁合金显微组织的影响11

3.3 退火工艺对挤压AZ31镁合金显微组织的影响13

3.3.1 退火温度对AZ31镁合金棒材组织的影响13

3.3.2 退火时间对AZ31镁合金棒材组织的影响15

3.3.3 退火工艺对四种温挤压速度棒材组织影响18

3.4 退火工艺对AZ31挤压镁合金力学性能的影响20

第4章 结论25

参考文献26

致谢29


内容简介:
哈尔滨工业大学华德应用技术院毕业设计(论文)中期报告题 目:挤压和退火工艺对AZ31镁合金组织,及性能影响的研究系 (部) 机电工程系 专 业 材料成型及控制工程 学 生 刘树成 学 号 1069360118 班 号 0693601 指导教师 晁红颍 中期报告日期 2009年11月27日 哈工大华德学院说 明一、中期报告应包括下列主要内容:1论文工作是否按开题报告预定的内容及进度安排进行;2目前已完成的研究工作及成果;3后期拟完成的研究工作及进度安排;4存在的困难与问题;5如期完成全部论文工作的可能性。二、中期报告由指导教师填写意见、签字后,统一交所在系(部)保存,以备检查。指导教师评语: 指导教师签字: 检查日期: 第2章 实验材料及实验方法2.1 实验材料 本实验研究原材料选择AZ31镁合金一次挤压棒材,规格尺寸为1640mm圆柱棒。坯料的成分如表2-1,力学性能指标如表2-2,组织见图2-1。表2-1 AZ31镁合金的热挤压棒坯化学成分(%)AlZnMnFeSiCuNiBeMg3.280.460.270.0180.0260.050.0050.01其余表2-2 实验用材料力学性能棒材直径/mm抗拉强度/Mpa屈服强度/Mpa延伸率/%挤压比162401551410图2-1 AZ31镁合金原始坯料组织2.2 实验及检测设备2.2.1 挤压实验设备镁合金属于低塑性材料,所以最好是液压机上挤压。液压机的行程速度比较慢,可以保证镁合金挤压时有良好的变形速度条件;只要变形温度合适,不管应力状态如何,镁合金都具有较高的塑性,可以挤出所需形状、尺寸的挤压件。本实验共得到了4种挤压速度下的AZ31镁合金,之后对其进行不同温度和时间的退火实验,测定退火温度和时间对其显微组织和力学性能的影响。挤压冲头的速度为0.5mm/s20mm/s。2.2.2 金相组织分析方法金相组织观察在蔡司倒置式金相显微镜(Optical Microscopy, OM)上进行。对AZ31镁合金棒材通过室温镶嵌、磨光、抛光后,采用5ml醋酸+10ml水+5.5g苦味酸+90 ml乙醇的腐蚀液进行腐蚀。腐蚀时,试样应不断地轻微晃动,使腐蚀液能均匀腐蚀整个试样。腐蚀时间为数秒至数十秒不等,以在光学显微镜观察中能清晰地显示组织为宜。腐蚀完毕用2%的醋酸酒精冲洗掉试样上所附腐蚀剂,然后用电热风吹干。在光学显微镜下观察AZ31棒材在温挤压状态和退火处理状态下的金相组织。金属平均晶粒度测定采用截线法。2.2.3 拉伸试验分析方法通过室温拉伸实验的方法来评价不同挤压速度对AZ31镁合金拉伸力学性能的影响,包括抗拉强度、屈服强度和延伸率。拉伸试验在INSTRON-5569试验机上进行。试验时横梁移动速度为1mm/min。拉伸试样规格尺寸如图2-2所示。图2-2 室温拉伸试样尺寸第3章 挤压和退火工艺对AZ31镁合金组织的影响3.1 引言与铝等高层错能金属相比,镁合金在热变形过程中易发生动态再结晶(DRX),动态再结晶作为一种重要的软化和晶粒细化机制,对控制镁合金变形组织、改善塑性成形能力以及提高材料力学性能具有重要的意义。再结晶的驱动力主要来自于金属在塑性变形过程中的储存能,这部分能量主要集中在位错密度大缺陷严重的区域,因而这部分缺陷由于能量较高而处于不稳定的状态。在位错塞积和交割等的区域容易率先形核,发生动态再结晶。再结晶的形成与变形量、退火温度、退火时间、材料的成分等因素有关。本实验中,AZ31镁合金在较高的速度20mm/s下得到的棒材,由第三章可知虽然发生了较多的再结晶,但仍有较多的变形组织,因而对四种速度下得到的棒材分别进行退火研究退火温度和退火时间对其力学性能和组织的影响具有一定的意义。3.2 挤压工艺对AZ31镁合金显微组织的影响图3-1给出不同挤压速度下得到的AZ31镁合金的金相组织照片,从图中可以看出,挤压速度为0.5mm/s时,得到的棒材的组织大部分是变形组织,有较多的变形带,不同的变形带沿着挤压的方向形成纤维组织,这说明此种速度挤压过程中,由于产生的热量较少,不足以或很少发生了动态再结晶。挤压速度为3mm/s时,组织中仍然有较多的变形带和纤维组织,沿变形组织的周围分布着许多细小的晶粒,这些晶粒尚未长大,呈等轴状,主要是动态再结晶形成的细小晶粒。随着挤压速度的增大,得到的棒材的组织越来越均匀,变形组织越来越少,如图3-1(c)图所示。在此过程中,由于挤压速度较高,挤压的热效应产生的热量足以使坯料发生动态再结晶,变形带附近形成的细小再结晶晶粒长大,但仍然有变形带出现,在挤压速度为20mm/s时,如图3-1(d)所示,挤压速度较高,在挤压过程中虽然发生动态再结晶但由于挤压过程产生的热量较多使得再结晶组织异常长大,导致了非常大的晶粒出现,但此种速度下坯料储存了较多的能量,为后续的热处理工艺和静态再结晶奠定能量基础。图3-1 四种挤压速度下的金相组织表3-1四种温挤压速度与晶粒大小关系挤压速度0.5mm/s3mm/s12mm/s20mm/s晶粒大小10m0.9m1.4m1.1m表3-1是四种挤压速度与晶粒大小之间的关系,随着挤压速度的增大,晶粒先增大后减小在挤压速度为3mm/s时,晶粒尺寸可细化到0.9m。速度为12mm/s时晶粒相对较大。其主要原因为在不同挤压速度下,挤压速度主要影响挤压热效应和变形组织的产生。挤压速度较大时,挤压的热效应产生热量较多,温升较高,坯料发生动态再结晶,得到的棒材组织将主要是等轴状的再结晶晶粒。但在0.5mm/s低速挤压时,挤压热效应产生的热量在较长的时间内均匀的散失,坯料吸收较少的热量,得到的组织大部分是变形组织和少部分的动态再结晶组织。而在3mm/s挤压时,热效应产生热量相对较多,动态再结晶组织主要在变形组织的周围形核长大,这种刚形核的再结晶组织越多,则得到的晶粒尺寸越细小。12mm/s挤压时,挤压过程中形核和长大的再结晶组织更多,由于在此挤压过程中产生的热量更多,因而晶粒长大相对较大,且均匀。20mm/s挤压时,由于挤压过程进行较快,在挤压时也产生了大量的热量,某些晶粒异常长大,而有些地方才刚开始形核,造成晶粒大小不均匀。3.3 退火工艺对挤压AZ31镁合金显微组织的影响AZ31镁合金的熔化温度在566632之间,根据金属学原理,再结晶温度Tf为(0.350.40)Tm,也即AZ31镁合金的再结晶温度在(198253)之间。对于四种挤压速度下得到的棒材,由于在挤压过程中有动态再结晶的发生,动态再结晶组织含有形变组织和再结晶组织,变形温度越高再结晶组织所占比例越大,形变组织较少,因而可以预见在退火的过程中由于挤压过程中动态再结晶使得已经形核的地方在退火工艺下继续长大,而挤压过程中没有形核的地方在退火的时候开始形核和长大,这就有可能造成了晶粒在退火后的不均匀,这种现象是由挤压过程中的动态再结晶决定的,动态再结晶越多,先形核长大的晶粒越多,退火后得到的组织一般情况下是不均匀的。但对于不同的挤压速度来说,退火对其影响也是不同的,较低速时,由于得到的棒材组织大部分为变形组织,退火时重新形核和长大的晶粒较多,可能得到细化的晶粒组织。3.3.1 退火温度对AZ31镁合金棒材组织的影响一次再结晶动力学明显与温度有关。对于给定的变形程度,退火温度对晶粒长大速率G的影响以阿累尼乌斯(Arrhenus)方程形式的指数公式来描述。GG0 exp(-QRT) (3-1)其中,Q是晶粒长大激活能,T是退火温度。从式(3-1)来看,温度越高,晶粒长大速率越快。但对于不同的挤压速度下,再结晶的温度不一样,从而退火后得到的组织也有很大的不同。图3-1给出的是挤压速度为0.5mm/s在不同温度下保温30分钟的退火组织。 (a) 180 (b)200 (c) 220 (d) 250图3-2 0.5mm/s保温30分钟不同温度退火后组织ABCDDL,m4.535.355.359.19DH,m3.705.285.288.15D平均,m4.15.35.38.7由图可看出,在退火温度为180退火后得到的组织大部分是变形组织,如图3-2(a)所示,晶粒沿着挤压方向呈纤维状分布,但有少许的细小晶粒出现,这是由于在挤压过程发生的动态再结晶产生,晶界弯曲较大。200和220退火后的组织如图3-2(b)、(c)所示,得到的大部分是等轴状的晶粒,晶界趋于平直,但晶粒大小不均匀,在大晶粒的旁边有许多小的晶粒的出现,这说明对于0.5mm/s挤压速度下得到的棒材在温度为220退火时并没有完全再结晶。温度为250退火后晶粒较大,完全再结晶,晶粒大小不均匀。AZ31镁合金的再结晶温度在198253之间,但在0.5mm/s挤压速度下得到的棒材在220保温30分钟尚未完全再结晶,这主要是由于挤压速度较慢,挤压过程中的热效应产生的热量大部分散失掉,温升较小,低速变形组织中并没有储存足够的可用来为再结晶形核和长大的能量,因此可知,保温30分钟对于0.5mm/s挤压后的棒料来说尚显得时间较短,虽然达到了AZ31镁合金的再结晶温度区间,但由于保温时间较短仍然不能得到完全的的再结晶组织。 (a) 180 (b) 200 (c) 220 (d) 250图3-3 12mm/s保温30分钟不同温度退火后组织ABCDDL,m2.644.594.227.79DH,m2.583.874.578.50D平均,m2.614.24.48.1图3-3显示的是挤压速度为12mm/s保温30分钟不同退火温度后的组织。由图可知挤压速度为12mm/s时退火温度为180时得到的棒材组织与挤压速度为0.5mm/s时的基本相同,只是12mm/s时得到的组织中有较多的孪晶,因为在较大的挤压速度下,交滑移和晶界滑移等主要由速度控制的塑性变形机制可能来不及进行,结果在晶界或第二相等处引发局部应力集中,从而促进孪生。特别是在较低温度附近高速变形时孪晶将成为镁合金塑性变形的主要机制。在变形带的附近出现非常多的细小的晶粒,挤压速度较高,挤压热效应产生的热量大部分被晶内和晶界基体吸收,为动态再结晶储存较多的能量。图3-3(b)和(c)所示,退火温度为200和220保温30分钟后,仍然没有完成再结晶过程,大的晶粒周围有很多小的晶粒,晶界弯曲,挤压过成中储存的能量还没有完全释放出来,这一过程还是不断形核和长大的过程。但孪晶消失,挤压过程中所造成的晶界处的应力集中和位错塞积已经消除。在33(d)图中,晶粒长大的比较均匀,大部分呈现等轴状的形状,这说明在250退后后的组织为再结晶组织,晶粒较粗大,此时已完成了再结晶过程。哈尔滨工业大学华德应用技术学院毕业设计(论文)开题报告题 目:挤压和退火工艺对AZ31镁合金组织,及性能影响的研究系 (部) 机电工程系 专 业 材料成型及控制工程 学 生 刘树成 学 号 1069360118 班 号 0693601 指导教师 刘树成 开题报告日期 2009年10月28 哈工大华德学院开题报告引言镁是最轻的结构金属材料,密度为1.738g/cm3,为钢的1/4,铝的2/3,与钢和铝合金相比,镁合金具有更高的比刚度和比强度,良好的散热性能、减震性能和电磁屏蔽性能,因而在航空航天,汽车以及3C产品领域有着广阔的应用前景,被认为是21世纪有色金色材料中最具开发和应用前途的金属材料。AZ31镁合金却是目前应用最广泛的变形镁合金,因此本文针对AZ31变形镁合金进行了室温挤压变形研究。冷挤压变形是目前在镁合金领域研究得较少的变形方式。此项研究对扩大镁合金的实际应用领域,具有深远的现实意义。一、 国内外研究现状及分析本课题主要围绕AZ31B变形镁合金的室温冷挤压变形的研究,揭示冷塑性变形和中高温退火中的显微组织变化、塑性变形机理及其力学性能的变化等,因此下面主要从镁合金在高温热变形中存在的优缺点和冷塑性变形存在的困难等,以及低温塑性变形机理比如滑移、孪生等和组织细化的研究现状及其进展等方面进行分析总结,阐明本课题研究的必要性和迫切性。二、变形镁合金的晶粒细化目前变形镁合金的晶粒细化多是采用大塑性变形方法,ECAE/ECAR是研究得较早也比较成熟的工艺之一。根据ECAE模角、和外侧圆弧半径R的不同,每道次的应变量也从0.45到1.15不等,由于变形量稍大,因此用该方法成形的镁合金都需要在200以上,但是随着变形温度的提高晶粒细化的效果逐渐减弱。图1-1所示为10-ACB得到显微组织及其对应的力学性能曲线。 图1-1 10-ACB(ECAE)挤压得到的显微组织(d=0.37m)及其力学性能变形镁合金晶粒细化工艺的一个共同特征是,通过多道次变形(挤压,扭转,叠轧等)获得大塑性变形,从而使其发生动态再结晶。但是该过程由于生热较多,同时镁合金的成形又多在一定温度下进行,因而会很容易在晶粒形核的同时发生晶粒的长大,所以控制变形温度以及及时导出变形热是变形镁合金晶粒细化的关键。但是上述方法的一个最大不足就是,不能生产较大型的制件,其材料利用率很低尤其是ECAE方法材料利用率更低,或者要生产大制件必须用更大更复杂的加热设备,这都对工业生产成本的降低不利,因而目前这些方法都还停留在实验室阶段。三、细晶镁合金的塑性变形机制研究上述几种工艺方法都获得了晶粒细小的镁合金组织,同时材料性能得到了大幅度提高。晶粒细化在提高强度的同时,也可以改善镁合金的塑性,主要体现在三个方面,一是可以使位错滑移程缩短,变形更分散均匀;二是使晶粒转动和晶界移动变得容易,晶粒转动可使晶粒取向发生变化,使其更有利于变形;三是能激活镁合金中棱柱面和锥面等潜在的滑移系,细晶镁合金中非基面滑移系的激活是其塑性大幅度改善的最根本原因。镁合金的塑性变形机制主要有:基面滑移、非基面滑移、变形孪晶和晶界滑移。有研究表明,当晶粒尺寸细小时(d2m),随着变形量的增加,晶界滑移变得容易,甚至成为主要的塑性变形机理。一般都是通过拉伸测试来研究细晶镁合金的变形机制。图1-2c表明,细晶镁合金的屈服强度、显微硬度以及R值与晶粒度的关系均符合Hall-Petch关系,虽然并非成线性关系,但也表明了晶粒细化对板材的强化效果。图1-2 细晶AZ31的性能,其中(a)真实应力-应变曲线,(b)真实加工硬化率-真实应变关系曲线,(c)强度等-晶粒度关系曲线在UFG细晶镁合金中,孪晶变形对塑性变形仍其重要作用。同时在变形初始阶段加工硬化率很低,此时孪晶数量尚少,这也表明孪晶的形成需要一定的应力,孪晶对加工硬化贡献很大。但是由于在显微组织中没有观察到孪晶,而是出现了大量的位错,这表明,位错滑移甚至交滑移在UFG镁合金的室温塑性变形中起到的作用才是至关重要的。图1-3为几种不同晶粒度的AZ31镁合金的拉伸和压缩力学性能对比。(b)图1-3 不同晶粒度AZ31的性能比较:(a)室温压缩真实应力-应变曲线,虚线为拉伸曲线,应变速率为0.01s-1 ; (b)室温强度与晶粒度关系。总之,细晶强化镁合金力学性能的优势很明显。但是影响镁合金力学性能的因素很多,除平均晶粒度之外,晶粒分布均匀度、组织形态、织构类型以及测试条件(比如拉伸时的应变速率、温度)等均能影响其力学性能。因此要比较不同镁合金的性能,一定要在条件相同的前提下。但是对应常规变形工艺方法制得的镁合金,晶粒越细小,其强度、延伸率、各向异性等越好。细晶镁合金为其后续加工也带来了便利。目前看来,细晶镁合金强度还是要高于粗晶镁合金的,而基面织构强度(或密度)越低,其室温拉伸呢延伸率相当越高。四、镁合金的室温冷塑性变形研究进展镁合金的低温尤其是室温成型性能差,但仍有很多学者对其进行了深入的、锲而不舍的研究。这些研究按照成形工艺划分,主要有铸态镁合金的锻造,铸态和变形态镁合金的轧制(常规轧制、连续铸轧、累积叠轧、等径角轧制ECAR等)、挤压(常规挤压、ECAE等)、冲压,以及变形镁合金的挤压、拉拔等。按板材类型划分主要有板材、棒材、管材以及线材的室温成形等。目前关于镁合金型材的室温成形尚未见到相关报道。本节主要按其成形工艺来概述镁合金目前用到的室温冷塑性变形方法及其研究进展。五、镁合金的塑性成形根据加工方式的不同,镁合金材料主要分为铸造镁合金与变形镁合金两大类。前者主要通过铸造、获得镁合金产品。传统的铸造工艺比较成熟,近年来,铸造领域中一些新的生产工艺和技术,如压力铸造技术,都被用来开发新型镁合金材料,并取得了很大的进展,通过变形可以生产尺寸多样的板、棒、管、型材及锻件产品,并且可以通过材料组织的控制和热处理工艺的应用,获得比铸造镁合金材料更高的强度,更好的延展性,更多样化的力学性能,从而满足更多结构件的需要。六、镁合金的室温挤压工艺镁合金的常规挤压变形是指对放在挤压筒内坯料的一端施加压力,使之通过模孔以实现塑性变形的一种压力加工方法。金属在挤压变形中受到三向压应力作用,可以充分发挥其塑性,提高变形能力,获得较大的变形量。因此,对于镁合金这种难变形金属,尤其是室温塑性极差的金属,挤压变形是最容易实现的塑性变形,镁合金管材、棒材、型材、带材等产品主要采用挤压的方法加工。影响镁合金挤压变形的因素有很多,如挤压温度包括模具温度和坯料温度、挤压速度已经挤压比等。七、镁合金的再结晶退火研究镁合金在热变形过程中容易发生动态再结晶,受各种因素的影响,动态再结晶有时候进行的不充分会降低其力学性能,因此需要进行后续的静态再结晶退火处理。而冷变形后的镁合金更容易形成高密度位错、剪切变形带、变形孪晶、强织构等,因此为改善其组织,对其进行静态再结晶处理也是很有必要的。1、退火时间对变形镁合金组织的影响冷变形金属在随后的再结晶退火过程中,织构组分发生变化而形成再结晶织构。研究表明,再结晶过程中的定向形核及核心的选择生长是导致形成结晶织构的根本原因。选择生长理论认为,形变基体内存在的所有晶核,在退火中几乎同时开始生长,但是晶核之间的长大速率并不相同,其中某些取向的晶核容易发生晶界迁移而长得最快,其余晶粒由于长大较慢而被吞并,最终形成再结晶织构。2、退火时间对变形镁合金力学性能的影响在整个退火保温过程中,AZ31镁合金硬度值渐渐降低,并且硬度值均较低。变形量大的试样硬度值下降的多并且快,这说明350保温的过程中,随着保温时间的增加,变形量大的试样内晶粒发生再结晶,由于位错密度显著降低,故硬度明显下降;小变形量的试样硬度值变化不大,仅仅发生了回复,没有再结晶的发生。随着退火温度的升高,硬度值下降速度变快,回复再结晶的发生速度加快。随着保温时间的继续增加,硬度值下降不大,此时AZ31镁合金试样内的冷加工组织己完全消除,晶粒已发生大量再结晶。八、课题研究的目的、意义,及主要研究内容镁合金是目前最轻的合金,而且不仅具有高比刚度、高冲击韧性,还具有优良的磁屏蔽、防震等性能,是21世纪最有前途的绿色金属。变形镁合金能够获得比铸造镁合金更高的强度和延展性,从而满足多种结构件的需要。但是镁具有密排六方(HCP)晶格结构,室温下可启动的滑移系有限,通常在室温下表现出低的成形性能。镁合金的冷成形仅限于普通弯曲半径的小的变形。本文通过对AZ31镁合金的挤压工艺,在室温获得了很高的冷变形量,在此基础上研究了中高温退火对镁合金变形后显微组织的影响。其目的在于,通过合适的退火工艺控制显微组织的变化,从而改善其力学性能。本课题的主要研究内容如下:1. 挤压工艺对AZ31镁合金显微组织的影响;2. 退火工艺对挤压AZ31镁合金显微组织的影响;3. 退火工艺对四种挤压速度棒材组织的影响;4. 退火工艺对AZ31挤压镁合金力学性能的影响。说 明一、开题报告应包括下列主要内容:1通过学生对文献论述和方案论证,判断是否已充分理解毕业设计(论文)的内容和要求2进度计划是否切实可行;3是否具备毕业设计所要求的基础条件。4预计研究过程中可能遇到的困难和问题,以及解决的措施;5主要参考文献。二、如学生首次开题报告未通过,需在一周内再进行一次。三、开题报告由指导教师填写意见、签字后,统一交所在系(部)保存,以备检查。指导教师评语: 指导教师签字: 检查日期: qDxzLy= Loading 挤压和退火工艺对AZ31镁合金组织 及性能影响的研究 系别 机电工程系专业 材料成型及控制工程指导教师 学号 答辩人 答辩时间 2009年12月28日 第1章绪论1 1镁合金的主要应用1 2本课题的主要研究内容第2章实验材料及方法2 1实验材料2 2实验及检测设备 答辩的主要内容 第3章挤压和退火工艺对AZ31镁合金组织和性能的影响3 1挤压工艺对AZ31镁合金显微组织的影响3 2退火温度对AZ31镁合金棒材组织的影响3 3退火时间对AZ31镁合金棒材组织的影响3 4退火工艺对四种挤压速度棒材组织的影响3 5退火工艺对AZ31挤压镁合金力学性能的影响第4章结论 1 1镁合金的主要应用 1 2本课题的主要研究内容 1 挤压工艺对AZ31镁合金显微组织的影响 2 退火工艺对挤压AZ31镁合金显微组织的影响 3 退火工艺对四种挤压速度棒材组织的影响 4 退火工艺对AZ31挤压镁合金力学性能的影响 2 1实验材料 本实验研究原材料选择AZ31镁合金一次挤压棒材 规格尺寸为 16 40mm圆柱棒 坯料的成分如表2 1 力学性能指标如表2 2 组织见图2 1 表2 1AZ31镁合金的热挤压棒坯化学成分 表2 2实验用材料力学性能 图2 1AZ31镁合金原始坯料组织 2 2 1挤压实验设备 镁合金属于低塑性材料 所以最好是液压机上挤压 因为液压机的行程速度比较慢 可以保证镁合金挤压时有良好的变形速度条件 只要变形温度合适 不管应力状态如何 镁合金都具有较高的塑性 可以挤出所需形状 尺寸的挤压件 本实验共得到了4种挤压速度下的AZ31镁合金 之后对其进行不同温度和时间的退火实验 测定退火温度和时间对其显微组织和力学性能的影响 挤压冲头的速度为0 5mm s 20mm s 2 2 2金相组织分析方法 金相组织观察在蔡司倒置式金相显微镜上进行 对AZ31镁合金棒材通过室温镶嵌 磨光 抛光后 采用醋酸 水 苦味酸和乙醇的腐蚀液进行腐蚀 腐蚀完毕用醋酸酒精冲洗掉试样上所附腐蚀剂 然后用电热风吹干 在光学显微镜下观察AZ31棒材在温挤压状态和退火处理状态下的金相组织 金属平均晶粒度测定采用截线法 3 1挤压工艺对AZ31镁合金显微组织的影响 0 5mm s3mm s12mm s20mm s图3 1四种挤压速度下的金相组织 3 2退火温度对AZ31镁合金棒材组织的影响 180 200 220 250 图3 20 5mm s保温30分钟不同温度退火后组织 180 200 220 250 图3 312mm s保温30分钟不同温度退火后组织 3 3退火时间对AZ31镁合金棒材组织的影响 10min30min60min120min图3 3 10 5mm s退火温度220 不同保温时间后的组织 10min30min60min120min图3 3 212mm s退火温度220 不同保温时间后的组织 3 4退火工艺对四种挤压速度棒材组织的影响 0 5mm s0 5mm s保温30min保温60min3mm s3mm s保温30min保温60min图3 4 1四种挤压速度220 保温不同时间后组织 12mm s12mm s保温30min保温60min20mm s20mm s保温30min保温60min图3 4 2四种挤压速度220 保温不同时间后组织 3 5退火工艺对AZ31挤压镁合金力学性能的影响 0 5mm s3mm s12mm s20mm s图3 5 1四种挤压速度保温60分钟不同退火温度真实应力应变曲线 0 5mm s3mm s12mm s20mm s图3 5 2四种挤压速度保温30分钟不同退火温度真实应力应变曲线 第4章结论 1 研究了不同退火温度对AZ31镁合金组织的影响 随着退火温度的升高 晶粒逐渐变大粗化 不同的挤压速度下得到的粗化程度不同 同样温度和保温时间 挤压速度越高得到的棒材的组织越粗大 组织越不均匀 挤压速度较低时需要更高的退火温度和更长的保温时间 2 探讨了退火时间对不同挤压速度得到的棒材的组织的影响 一般情况下 晶粒随着保温时间的延长晶粒长大 这种情况在较低速时出现较多 随着保温时间延长 0 5mm s和3mm s速度下得到的棒材经过退火后可获得较细小的晶粒 组织较均匀 3 分析不同退火时间和退火温度对AZ31镁合金棒材的力学性能的影响 在0 5mm s时 退火温度为220 保温60分钟时延伸率可到达33 随着挤压速度升高 保温时间变短 对于AZ31镁合金这种脆性材料出现屈服平台和劲缩 退火温度升高 0 5mm s和20mm s时的屈服强度大幅度降低 而3mm s和12mm s时降低不大 4 研究四种挤压速度对AZ31镁合金棒材力学性能的曲线和相应的最优退火工艺 在不同的挤压速度时 获得最优退火工艺也不一样 随着挤压速度的增大 延伸率均降低 强度先增大后降低再增大 挤压速度不是获得细小的等轴状晶粒的直接手段 而是为了获得细小的再结晶晶粒创造条件 AZ31镁合金是对挤压速度敏感的金属 0 5mm s 3mm s 12mm s 20mm s获得的棒材的屈服强度分别为156MPa 242MPa 200MPa 250MPa 最高延伸率分别为33 31 26 25 陈述完毕 敬请各位老师批评指正 致谢 最后 本人向长期以来 在学业 生活等诸多方面上给予过我热情鼓励 大力支持 悉心帮助的各位领导 老师 同学和朋友们致以深深的敬意 哈尔滨工业大学华德应用技术学院毕业设计(论文)哈尔滨工业大学华德应用技术学院毕业设计(论文) 题 目 挤压和退火工艺对AZ31镁合金组织,及性能影响的研究专 业 材料成型及控制工程 学 号 1069360118 学 生 刘树成 指 导 教 师 晁红颍 答 辩 日 期 2009年12月28日 哈工大华德学院目录摘要2Abstract3第1章绪论41.1引言41.2 国内外研究现状及分析41.2.1 变形镁合金的晶粒细化41.2.2细晶镁合金的塑性变形机制研究51.3 镁合金的室温冷塑性变形研究进展61.3.1镁合金的塑性成形71.3.2 镁合金的室温挤压工艺71.4 镁合金的再结晶退火研究71.4.1 退火时间对变形镁合金组织的影响71.4.2 退火时间对变形镁合金力学性能的影响71.5 课题研究的目的及意义8第2章 实验材料及实验方法92.1 实验材料92.2 实验及检测设备92.2.1 挤压实验设备92.2.2 金相组织分析方法102.2.3 拉伸试验分析方法10第3章 挤压和退火工艺对AZ31镁合金组织的影响113.1 引言113.2 挤压工艺对AZ31镁合金显微组织的影响113.3 退火工艺对挤压AZ31镁合金显微组织的影响133.3.1 退火温度对AZ31镁合金棒材组织的影响133.3.2 退火时间对AZ31镁合金棒材组织的影响153.3.3 退火工艺对四种温挤压速度棒材组织影响183.4 退火工艺对AZ31挤压镁合金力学性能的影响20第4章 结论25参考文献26致谢29摘要由于AZ31镁合金是密排六方晶体结构,滑移系少,室温下塑性较差,目前人们主要通过细化晶粒来提高其强度和塑性。开发新的高性能镁合金系列是目前研究的主要趋势,但对现有镁合金系统进行适当的工艺处理也可能成为改善材料性能的廉价而有效的方式。由于低温挤压过程中容易导致裂纹的产生,加之镁合金塑性较差,因此有关镁合金在低温情况下的研究很少,为此,本文分别在不同的挤压速度下对AZ31镁合金棒材进行实验研究,分析挤压速度对AZ31镁合金的晶粒细化方面的影响和原因。初步探索获得细晶镁合金的工艺途径。热处理是结构金属材料获得产品性能的主要方法。本文对不同速度下挤压变形得到的棒材进行退火处理。分别通过低、中温退火工艺,采用光学显微镜(OM)研究了不同挤压速度下的棒材退火前后的显微组织,对不同挤压速度下的棒材进行室温拉伸性能分析。逐步优化工艺,最终得到了择优的退火工艺路线,实现了镁合金的晶粒细化,改善了棒材的综合性能。最高延伸率可达33%,最高的强度为430MPa.关键词: 镁合金,挤压,再结晶退火,显微组织,力学性能Abstract Because of the hexagonal closed packed (HCP) crystal structure and lack of enough slip systems, AZ31 magnesium alloy possesses poor formability at room temperature. Grain refinement is known to be an effective method to improve the poor mechanical properties in recent years. Now, the important fields about magnesium alloy are to explore some new magnesium with high properties. But appropriate processing treatment with magnesium is probably to be an effective and low-cost method of improving their properties.Due to low temperature and low speed extrusion process easily leading to the emergence of crack and poor properties of magnesium, thus research on magnesium at low temperature and low extrusion velocity is very few. In this paper, researches on magnesium extrusion at different extrusion velocity were carried out. Effects of extrusion velocity on grain refinement of AZ31 magnesium alloy were analyzed in this paper.Furthermore, heat-treatment was carried out on AZ31 alloy specimens extruded at various speed. By means of optical microscopy (OM), microstructures evolution of as-extruded and annealed AZ31 alloys were studied. Tensile properties of as-annealed AZ31 magnesium alloys at different extrusion velocity were analyzed at room temperature. The tensile strength of as-annealed AZ31 alloys can reach 430MPa and elongation to failure reach 33%.Keywords:AZ31 magnesium alloys, extrusion, annealing, microstructure, mechanical properties.第1章 绪论1.1引言镁是最轻的结构金属材料,密度为1.738g/cm3,为钢的1/4,铝的2/3,与钢和铝合金相比,镁合金具有更高的比刚度和比强度,良好的散热性能、减震性能和电磁屏蔽性能,因而在航空航天,汽车以及3C产品领域有着广阔的应用前景,被认为是21世纪最具开发和应用前途的金属材料。AZ31镁合金是目前应用最广泛的变形镁合金,因此本文针对AZ31变形镁合金进行了室温挤压变形研究。冷挤压变形是目前在镁合金领域研究得较少的变形方式。此项研究对扩大镁合金的实际应用领域,具有深远的现实意义。1.2 国内外研究现状及分析本课题主要围绕AZ31变形镁合金的室温冷挤压变形展开研究,旨在揭示冷塑性变形和中高温退火中的显微组织变化、塑性变形机理及其力学性能的变化等,因此下面主要从镁合金在高温热变形中存在的优缺点和冷塑性变形存在的困难等,以及低温塑性变形机理,如滑移、孪生等和组织细化的研究现状及其进展等方面进行分析总结,并阐明本课题研究的必要性和迫切性。1.2.1 变形镁合金的晶粒细化目前变形镁合金的晶粒细化多是采用大塑性变形方法,ECAE/ECAR是研究得较早也比较成熟的工艺之一。根据ECAE模角、和外侧圆弧半径R的不同,每道次的应变量也从0.45到1.15不等,由于变形量稍大,因此用该方法成形的镁合金都需要在200以上,但是随着变形温度的提高晶粒细化的效果逐渐减弱。 图1-1 10-ACB(ECAE)挤压得到的显微组织(d=0.37m)及其力学性能变形镁合金晶粒细化工艺的一个共同特征是,通过多道次变形(挤压,扭转,叠轧等)获得大塑性变形,从而使其发生动态再结晶。但是该过程由于生热较多,同时镁合金的成形又多在一定温度下进行,因而会很容易在晶粒形核的同时发生晶粒的长大,所以控制变形温度以及及时导出变形热是变形镁合金晶粒细化的关键。但是上述方法的一个最大不足就是,不能生产较大型的制件,其材料利用率很低尤其是ECAE方法材料利用率更低,或者要生产大制件必须用更大更复杂的加热设备,这都对工业生产成本的降低不利,因而目前这些方法都还停留在实验室阶段。1.2.2 细晶镁合金的塑性变形机制研究上述几种工艺方法都获得了晶粒细小的镁合金组织,同时材料性能得到了大幅度提高。晶粒细化在提高强度的同时,也可以改善镁合金的塑性,主要体现在三个方面,一是可以使位错滑移程缩短,变形更分散均匀;二是使晶粒转动和晶界移动变得容易,晶粒转动可使晶粒取向发生变化,使其更有利于变形;三是能激活镁合金中棱柱面和锥面等潜在的滑移系,细晶镁合金中非基面滑移系的激活是其塑性大幅度改善的最根本原因。镁合金的塑性变形机制主要有:基面滑移、非基面滑移、变形孪晶和晶界滑移。有研究表明,当晶粒尺寸细小时(d2m),随着变形量的增加,晶界滑移变得容易,甚至成为主要的塑性变形机理。一般都是通过拉伸测试来研究细晶镁合金的变形机制。图1-2c表明,细晶镁合金的屈服强度、显微硬度以及R值与晶粒度的关系均符合Hall-Petch关系,虽然并非成线性关系,但也表明了晶粒细化对板材的强化效果。图1-2 细晶AZ31的性能,其中(a)真实应力-应变曲线,(b)真实加工硬化率-真实应变关系曲线,(c)强度等-晶粒度关系曲线在UFG细晶镁合金中,孪晶变形对塑性变形仍其重要作用。同时在变形初始阶段加工硬化率很低,此时孪晶数量尚少,这也表明孪晶的形成需要一定的应力,孪晶对加工硬化贡献很大。但是由于在显微组织中没有观察到孪晶,而是出现了大量的位错,这表明,位错滑移甚至交滑移在UFG镁合金的室温塑性变形中起到的作用才是至关重要的。图1-3为几种不同晶粒度的AZ31镁合金的拉伸和压缩力学性能对比。(b)图1-3 不同晶粒度AZ31的性能比较:(a)室温压缩真实应力-应变曲线,虚线为拉伸曲线,应变速率为0.01s-1 ; (b)室温强度与晶粒度关系。总之,细晶强化镁合金力学性能的优势很明显。但是影响镁合金力学性能的因素很多,除平均晶粒度之外,晶粒分布均匀度、组织形态、织构类型以及测试条件(比如拉伸时的应变速率、温度)等均能影响其力学性能。因此要比较不同镁合金的性能,一定要在条件相同的前提下。但是对应常规变形工艺方法制得的镁合金,晶粒越细小,其强度、延伸率、各向异性等越好。细晶镁合金为其后续加工也带来了便利。目前看来,细晶镁合金强度还是要高于粗晶镁合金的,而基面织构强度(或密度)越低,其室温拉伸呢延伸率相当越高。1.3 镁合金的室温冷塑性变形研究进展镁合金的低温尤其是室温成型性能差,但仍有很多学者对其进行了深入的、锲而不舍的研究。这些研究按照成形工艺划分,主要有铸态镁合金的锻造,铸态和变形态镁合金的轧制(常规轧制、连续铸轧、累积叠轧、等径角轧制ECAR等)、挤压(常规挤压、ECAE等)、冲压,以及变形镁合金的挤压、拉拔等。按板材类型划分主要有板材、棒材、管材以及线材的室温成形等。目前关于镁合金型材的室温成形尚未见到相关报道。本节主要按其成形工艺来概述镁合金目前用到的室温冷塑性变形方法及其研究进展。1.3.1 镁合金的塑性成形根据加工方式的不同,镁合金材料主要分为铸造镁合金与变形镁合金两大类。前者主要通过铸造、获得镁合金产品。传统的铸造工艺比较成熟,近年来,铸造领域中一些新的生产工艺和技术,如压力铸造技术,都被用来开发新型镁合金材料,并取得了很大的进展,通过变形可以生产尺寸多样的板、棒、管、型材及锻件产品,并且可以通过材料组织的控制和热处理工艺的应用,获得比铸造镁合金材料更高的强度,更好的延展性,更多样化的力学性能,从而满足更多结构件的需要。1.3.2 镁合金的室温挤压工艺镁合金的常规挤压变形是指对放在挤压筒内坯料的一端施加压力,使之通过模孔以实现塑性变形的一种压力加工方法。金属在挤压变形中受到三向压应力作用,可以充分发挥其塑性,提高变形能力,获得较大的变形量。因此,对于镁合金这种难变形金属,尤其是室温塑性极差的金属,挤压变形是最容易实现的塑性变形,镁合金管材、棒材、型材、带材等产品主要采用挤压的方法加工。影响镁合金挤压变形的因素有很多,如挤压温度包括模具温度和坯料温度、挤压速度已经挤压比等。1.4 镁合金的再结晶退火研究镁合金在热变形过程中容易发生动态再结晶,受各种因素的影响,动态再结晶有时候进行的不充分会降低其力学性能,因此需要进行后续的静态再结晶退火处理。而冷变形后的镁合金更容易形成高密度位错、剪切变形带、变形孪晶、强织构等,因此为改善其组织,对其进行静态再结晶处理也是很有必要的。1.4.1 退火时间对变形镁合金组织的影响冷变形金属在随后的再结晶退火过程中,织构组分发生变化而形成再结晶织构。研究表明,再结晶过程中的定向形核及核心的选择生长是导致形成结晶织构的根本原因。选择生长理论认为,形变基体内存在的所有晶核,在退火中几乎同时开始生长,但是晶核之间的长大速率并不相同,其中某些取向的晶核容易发生晶界迁移而长得最快,其余晶粒由于长大较慢而被吞并,最终形成再结晶织构。1.4.2 退火时间对变形镁合金力学性能的影响在整个退火保温过程中,AZ31镁合金硬度值渐渐降低,并且硬度值均较低。变形量大的试样硬度值下降的多并且快,这说明350保温的过程中,随着保温时间的增加,变形量大的试样内晶粒发生再结晶,由于位错密度显著降低,故硬度明显下降;小变形量的试样硬度值变化不大,仅仅发生了回复,没有再结晶的发生。随着退火温度的升高,硬度值下降速度变快,回复再结晶的发生速度加快。随着保温时间的继续增加,硬度值下降不大,此时AZ31镁合金试样内的冷加工组织己完全消除,晶粒已发生大量再结晶。1.5 课题研究的目的、意义,及主要研究内容镁合金是目前最轻的合金,而且不仅具有高比刚度、高冲击韧性,还具有优良的磁屏蔽、防震等性能,是21世纪最有前途的绿色金属。变形镁合金能够获得比铸造镁合金更高的强度和延展性,从而满足多种结构件的需要。但是镁具有密排六方(HCP)晶格结构,室温下可启动的滑移系有限,通常在室温下表现出低的成形性能。镁合金的冷成形仅限于普通弯曲半径的小的变形。本文通过对AZ31镁合金的挤压工艺的研究,在室温中获得了很高的冷变形量,在此基础上研究了中高温退火对镁合金变形后显微组织的影响。其目的在于,通过合适的退火工艺控制其显微组织的变化,从而改善AZ31镁合金的力学性能。本课题的主要研究内容如下:1. 挤压工艺对AZ31镁合金显微组织的影响;2. 退火工艺对挤压AZ31镁合金显微组织的影响;3. 退火工艺对四种挤压速度棒材组织的影响;4. 退火工艺对AZ31挤压镁合金力学性能的影响。第2章 实验材料及实验方法2.1 实验材料 本实验研究原材料选择AZ31镁合金一次挤压棒材,规格尺寸为1640mm圆柱棒。坯料的成分如表2-1,力学性能指标如表2-2,组织见图2-1。表2-1 AZ31镁合金的热挤压棒坯化学成分(%)AlZnMnFeSiCuNiBeMg3.280.460.270.0180.0260.050.0050.01其余表2-2 实验用材料力学性能棒材直径/mm抗拉强度/Mpa屈服强度/Mpa延伸率/%挤压比162401551410图2-1 AZ31镁合金原始坯料组织2.2 实验及检测设备2.2.1 挤压实验设备镁合金属于低塑性材料,所以最好是液压机上挤压。原理如图2-2所示,因为液压机的行程速度比较慢,可以保证镁合金挤压时有良好的变形速度条件;只要变形温度合适,不管应力状态如何,镁合金都具有较高的塑性,可以挤出所需形状、尺寸的挤压件。本实验共得到了4种挤压速度下的AZ31镁合金,之后对其进行不同温度和时间的退火实验,测定退火温度和时间对其显微组织和力学性能的影响。挤压冲头的速度为0.5mm/s20mm/s。工件位置图2.2 压制设备:样品放在两个压缩板之间,两个金属导线分别连着两个压缩板,并和外接感应器相连,以便记录其变形量2.2.2 金相组织分析方法金相组织观察在蔡司倒置式金相显微镜(Optical Microscopy, OM)上进行。对AZ31镁合金棒材通过室温镶嵌、磨光、抛光后,采用5ml醋酸+10ml水+5.5g苦味酸+90 ml乙醇的腐蚀液进行腐蚀。腐蚀时,试样应不断地轻微晃动,使腐蚀液能均匀腐蚀整个试样。腐蚀时间为数秒至数十秒不等,以在光学显微镜观察中能清晰地显示组织为宜。腐蚀完毕用2%的醋酸酒精冲洗掉试样上所附腐蚀剂,然后用电热风吹干。在光学显微镜下观察AZ31棒材在温挤压状态和退火处理状态下的金相组织。金属平均晶粒度测定采用截线法。2.2.3 拉伸试验分析方法通过室温拉伸实验的方法来评价不同挤压速度对AZ31镁合金拉伸力学性能的影响,包括抗拉强度、屈服强度和延伸率。拉伸试验在INSTRON-5569试验机上进行。试验时横梁移动速度为1mm/min。拉伸试样规格尺寸如图2-3所示。图2-3 室温拉伸试样尺寸第3章 挤压和退火工艺对AZ31镁合金组织的影响3.1 引言与铝等高层错能金属相比,镁合金在热变形过程中易发生动态再结晶(DRX),动态再结晶作为一种重要的软化和晶粒细化机制,对控制镁合金变形组织、改善塑性成形能力,以及提高材料力学性能具有重要的意义。再结晶的驱动力主要来自于金属在塑性变形过程中的储存能,这部分能量主要集中在位错密度大、缺陷严重的区域,因而这部分缺陷由于能量较高而处于不稳定的状态。在位错塞积和交割等区域容易率先形核,发生动态再结晶。再结晶的形成与变形量、退火温度、退火时间、材料的成分等因素有关。本实验中,AZ31镁合金在较高的速度20mm/s下得到的棒材,由第三章可知虽然发生了较多的再结晶,但仍有较多的变形组织,因而对四种速度下得到的棒材分别进行了退火研究。退火温度和退火时间对其力学性能和组织的影响具有一定的意义。3.2 挤压工艺对AZ31镁合金显微组织的影响图3-1给出不同挤压速度下得到的AZ31镁合金的金相组织照片,从图中可以看出,挤压速度为0.5mm/s时,得到的棒材的组织大部分是变形组织,有较多的变形带,不同的变形带沿着挤压的方向形成纤维组织,这说明此种速度挤压过程中,由于产生的热量较少,不足以或很少发生动态再结晶。挤压速度为3mm/s时,组织中仍然有较多的变形带和纤维组织,沿变形组织的周围分布着许多细小的晶粒,这些晶粒尚未长大,呈等轴状,主要是动态再结晶形成的细小晶粒。随着挤压速度的增大,得到的棒材的组织越来越均匀,变形组织越来越少,如图3-1(c)图所示。在此过程中,由于挤压速度较高,挤压的热效应产生的热量足以使坯料发生动态再结晶,变形带附近形成的细小再结晶晶粒长大,但仍然有变形带存在,在挤压速度为20mm/s时,如图3-1(d)所示,挤压速度较高,在挤压过程中虽然发生动态再结晶,但由于挤压过程中所产生的热量较多,使得再结晶组织异常长大,这就导致了非常大的晶粒的出现,但此种速度下坯料储存了较多的能量,为后续的热处理工艺和静态再结晶奠定了能量的基础。(a)0.5 mm/s (b)3 mm/s (c)12 mm/s (d)20 mm/s图3-1 四种挤压速度下的金相组织表3-1四种温挤压速度与晶粒大小关系挤压速度0.5mm/s3mm/s12mm/s20mm/s晶粒大小10m0.9m1.4m1.1m表3-1是四种挤压速度与晶粒大小之间的关系,随着挤压速度的增大,晶粒先增大后减小,在挤压速度为3mm/s时,晶粒尺寸可细化到0.9m。速度为12mm/s时晶粒相对较大,其主要原因为:在不同挤压速度下,挤压速度主要影响挤压热效应和变形组织的产生。挤压速度较高时,挤压的热效应产生热量较多,温升较高,坯料发生动态再结晶越容易。得到的棒材组织将主要是等轴状的再结晶晶粒。但在0.5mm/s低速挤压时,由于挤压热效应而产生的热量在较长的时间内均匀的散失了,坯料只吸收到了较少的热量,因此几乎没有晶粒发生动态再结晶,这使得在这一挤压过程中所得到的组织大部分是变形组织和极少部分的动态再结晶组织。而以3mm/s的速度进行挤压时,热效应所产生的热量相对较多,动态再结晶组织主要在变形组织的周围形核长大,这种刚形核的再结晶组织越多,则得到的晶粒尺寸越细小。12mm/s挤压时,挤压过程中形核和长大的再结晶组织更多,由于在此挤压过程中产生的热量更多,因而晶粒长大相对较大,且均匀。20mm/s挤压时,由于挤压过程进行较快,在挤压时也产生了大量的热量,某些晶粒异常长大,而有些地方才刚开始形核,造成晶粒大小不均匀。3.3 退火工艺对挤压AZ31镁合金显微组织的影响AZ31镁合金的熔化温度在566632之间,根据金属学原理,再结晶温度Tf为0.350.40Tm,也即AZ31镁合金的再结晶温度在198253之间。对于四种挤压速度下得到的棒材,由于在挤压过程中有动态再结晶的发生,动态再结晶组织含有形变组织和再结晶组织,变形温度越高再结晶组织所占比例越大,形变组织越少,因而可以预见在退火过程中,由于挤压过程中动态再结晶,使得已经形核的地方在退火工艺下继续长大,而挤压过程中没有形核的地方在退火的时候开始形核和长大,这就有可能造成了晶粒在退火后的不均匀,这种现象是由挤压过程中的动态再结晶决定的,动态再结晶越多,先形核长大的晶粒越多,退火后得到的组织一般情况下是不均匀的。但对于不同的挤压速度来说,退火对其影响也是不同的,较低速时,由于得到的棒材组织大部分为变形组织,退火时重新形核和长大的晶粒较多,可能得到细化的晶粒组织。3.3.1 退火温度对AZ31镁合金棒材组织的影响一次再结晶动力学明显与温度有关。对于给定的变形程度,退火温度对晶粒长大速率G的影响以阿累尼乌斯(Arrhenus)方程形式的指数公式来描述。GG0 exp(-QRT) (3-1)其中,Q是晶粒长大激活能,T是退火温度。从式(3-1)来看,温度越高,晶粒长大速率越快。但对于不同的挤压速度下,再结晶的温度不一样,从而退火后得到的组织也有很大的不同。图3-1给出的是挤压速度为0.5mm/s在不同温度下保温30分钟的退火组织。 (a) 180 (b)200 (c) 220 (d) 250图3-2 0.5mm/s保温30分钟不同温度退火后组织由图可看出,在退火温度为180退火后得到的组织大部分是变形组织,如图3-2(a)所示,晶粒沿着挤压方向呈纤维状分布,但有少许的细小晶粒出现,这是由于在挤压过程中发生动态再结晶而产生的,晶界弯曲较大。200和220退火后的组织如图3-2(b)、(c)所示,得到的大部分是等轴状的晶粒,晶界趋于平直,但晶粒大小不均匀,在大晶粒的旁边有许多小的晶粒的出现,这说明对于0.5mm/s挤压速度下得到的棒材在温度为220退火时并没有完全再结晶。温度为250退火后晶粒较大,完全再结晶,晶粒大小不均匀。AZ31镁合金的再结晶温度在198253之间,但在0.5mm/s挤压速度下得到的棒材在220保温30分钟尚未完全再结晶,这主要是由于挤压速度较慢,挤压过程中的热效应产生的热量大部分散失掉,温升较小,低速变形组织中并没有储存足够的可用来为再结晶形核和长大的能量,因此可知,保温30分钟对于0.5mm/s挤压后的棒料来说尚显得时间较短,虽然达到了AZ31镁合金的再结晶温度区间,但由于保温时间较短仍然不能得到完全的再结晶组织。 (a) 180 (b) 200 (c) 220 (d) 250图3-3 12mm/s保温30分钟不同温度退火后组织表3-1 0.5mm/s、12mm/s保温30分钟不同温度退火后组织不同挤压速度下的D平均ABCD0.5mm/s4.15.35.38.712mm/s2.614.24.48.1图3-3显示的是挤压速度为12mm/s保温30分钟不同退火温度后的组织。由图可知挤压速度为12mm/s时退火温度为180时得到的棒材组织与挤压速度为0.5mm/s时的基本相同,只是12mm/s时得到的组织中有较多的孪晶,因为在较大的挤压速度下,交滑移和晶界滑移等主要由速度控制的塑性变形机制可能来不及进行,结果在晶界或第二相等处引发局部应力集中,从而促进孪生。特别是在较低温度附近,高速变形时孪晶将成为镁合金塑性变形的主要机制。在变形带的附近出现非常多的细小的晶粒,挤压速度较高,挤压热效应产生的热量大部分被晶内和晶界基体吸收,这为动态再结晶储存较多的能量。图3-3(b)和(c)所示,退火温度为200和220保温30分钟后,仍然没有完成再结晶过程,大的晶粒周围有很多小的晶粒,晶界弯曲,挤压过成中储存的能量还没有完全释放出来,这一过程还是不断形核和长大的过程。但孪晶已经消失,这说明挤压过程中所造成的晶界处的应力集中和位错塞积已经消除。在33(d)图中,晶粒长大的比较均匀,大部分呈现等轴状的形状,这说明在250退后后的组织为再结晶组织,晶粒较粗大,此时已完成了再结晶过程。3.3.2 退火时间对AZ31镁合金棒材组织的影响图3-4为挤压速度0.5mm/s退火温度220不同保温时间的组织照片。从图可知,经过220温度的退火,晶粒的总体变化趋势是先细化再长大。从图3-4(a)看出,晶粒在保温10分钟后,组织变得不均匀,在大角度晶粒的周围有很多小的晶粒出现。说明在退火温度为220保温10分钟时的再结晶不充分,得到的是再结晶组织和变形组织的混合组织。晶界弯曲严重。随着保温时间的延长,晶粒反而变得更加细小更加均匀。得到的是完全的再结晶组织,如图3-4(b)、(c)所示。在不同的退火温度段,晶粒长大的激活能不同,低温再结晶主要是消耗基体内部的应变能,高温长大则主要依靠界面能。在晶粒长大过程中,为了最大限度地降低局部自由能,晶界总是趋于平直,但这种趋势又使晶界不断向其曲率中心移动以降低界面能,于是晶界的端部必须随之向外移动以恢复这种平直化,从而表现为晶界弯曲。同时由于激活能增多,晶界迁移量增大,再结晶的形核率大于长大速率,从而造成长大的晶粒不多,而细小的晶粒增多,晶粒大小均匀。保温时间为120分钟时,晶粒明显长大。(a) 10min (b) 30min (c)60min (d) 120min图3-4 0.5mm/s退火温度220不同保温时间后的组织由此看见,AZ31镁合金棒材在退火温度为220保温60分钟时获得了较均匀的组织,实现了晶粒的细化,得到AZ31镁合金细晶组织。图3-5是挤压速度为12mm/s退火温度为220不同时间的晶像组织照片。可以看出,保温10分钟后的组织大部分是再结晶组织,有较多的等轴状的晶粒,大角度晶粒之间仍然有较多的小角度晶粒出现,晶界弯曲严重。主要是由于在挤压过程中,储存了较多的能量,在退火时在某些位错等集中的区域就开始形核。在图3-5(b)中,晶粒细小且比较均匀,晶界趋向于平直化,在保温30分钟时,得到了完全的再结晶组织,形成很多细小的晶粒。再继续延长保温时间,晶粒明显长大,如图3-5(c)、(d)所示。挤压速度为0.5mm/s时,由于在前期挤压过程中热效应产生的热量在较长挤压过程中散失,得到的组织大部分是变形组织,因而在退火过程中,在变形组织附近的位错等缺陷需要重新吸收能量为了形核做准备,所以0.5mm/s速度下的再结晶速度较速度为12mm/s情况下的慢,完成静态再结晶后,得到的组织晶粒细小且均匀。 (a) 10min (b) 30min (c) 60min (d) 120min图3-5 12mm/s退火温度220不同保温时间后的组织表3-2 0.5mm/s、12mm/s退火温度220不同保温时间后的组织不同挤压速度下的D平均ABCD0.5mm/s5.74.46.6312.3112mm/s5.34.675.096.15由于挤压过程中就已经有较多的地方形核,因而在退火过程中晶粒的继续长大必然造成晶粒的大小不均匀,完成再结晶后,出现了大小晶粒共存,小角度的晶粒包围在大角度晶粒周围的现象。在拉伸过程中,由于不同大小的晶粒受力不均匀,因此这种组织会很快萌生裂纹和扩展,所以棒材的综合力学性能下降。3.3.3退火工艺对四种挤压速度棒材组织的影响众所周知,动态再结晶是一个速度控制的过程,变形速度不仅影响新晶粒的形核,而且对新晶粒的尺寸有很大影响 。某科研小组在研究AZ31B镁合金挤压速度对材料的性能和再结晶晶粒尺寸的影响时发现,强度在中温、中速条件下最高,伸长率在中温低速条件下最好,平均晶粒度则在低温低速条件下最小。通常情况下,随着挤压速度的提高,挤压时的应变速率的增加,Z值的增大,晶粒逐渐变小。挤压过程中,摩擦和变形能等因素,常使变形区内金属温度剧烈升高。因此,在不同的挤压速度下,不同的热效应使得温升不同,这样挤压过程中发生的动态再结晶程度也便不同,从而可以在不同程度上,在后续的热处理工艺中获得不同晶粒度和均匀性的再结晶组织。图3-6是四种挤压速度在220退火后,分别保温30分钟和60分钟后的晶像组织照片。由图可知,在同种挤压速度下,随着保温时间的延长,晶粒均发生了不同程度的长大。这种趋势随着挤压速度的增大更加明显,在0.5mm/s和3mm/s的速度下,如图中(a)、(b)、(c)、(d)所示,保温30分钟和60分钟时均有较多的小晶粒出现在大角度晶粒周围。晶粒变得更加细小而且均匀。速度越低这种情况越明显,这说明在挤压速度较低时,由于挤压过程中热效应产生的热量在较长的挤压时间内散失,坯料吸收了很少的一部分能量,因而得到的棒材组织大部分是变形组织,退火保温后,得到较多的等轴状细小的晶粒。所以较低速度挤压得到的棒材经过恰当的热处理工艺后能够获得较好的综合力学性能。 (a) 0.5mm/s-30min (b) 0.5mm/s-60min (c)3mm/s-30min (d) 3mm/s-60min (e) 12mm/s-30min (f) 12mm/s-60min (g) 20mm/s-30min (h)20mm/s-60min图3-6 四种挤压速度220保温不同时间后组织挤压速度为12mm/s和20mm/s时,如图中(e)、(f)、(g)、(h)所示,在保温30分钟的时候尚可得到比较均匀的组织,随着保温时间延长,晶粒迅速长大,晶粒变得粗大而不均匀。主要是由于在较高的速度下挤压时,挤压过程中产生较多的热量,使得坯料在挤压过程中发生动态再结晶,随着保温时间延长,已经形核的晶粒继续长大,与静态再结晶形核并长大的晶粒交错分布,形成图中所示的小晶粒围绕在大角度晶粒的周围,组织不均匀性明显。另外,在12mm/s和20mm/s的速度下挤压,由于AZ31镁合金的滑移系较少,不能够满足挤压过程中的大的塑性变形的需要,因此容易产生孪生变形,孪生变形是像镁合金这种滑移系较少的这类金属,前期变形的主要辅助方式,孪生形核与滑移或交滑移不同,其不是热激活过程,而是一个应力激活过程。镁合金低温变形时易因滑移系少而在晶界附近产生大的应力集中,并且变形温度越低,全位错塞积倾向就越大,由此而引起的应力集中也越严重,这样大的应力集中可促进孪生形核,并促进材料的塑性变形。因此在较高的挤压速度下,孪生形核的出现也是造成后续退火之后,棒材组织不均匀的重要原因之一。从图3-6还可看出,相同的保温时间时,晶粒尺寸是随着挤压速度的增大逐渐变大,在3mm/s时,尚是较均匀和细小的组织;在20mm/s时,变得粗大而且不均匀,这再次说明,挤压速度只是对前期被挤压棒材的组织产生影响,晶粒细化的真正原因的并不是挤压速度的直接影响,而是通过不同的速度挤压后得到的温升使得棒材发生的动态再结晶,或者通过后续的退火等使组织发生静态再结晶,也就是说,正是因为在此过程中所形成的晶粒的静态再结晶,以及动态再结晶才最终获得了晶粒较细小、均匀性好的组织结构。3.4 退火工艺对AZ31挤压镁合金力学性能的影响图3-7是四种挤压速度下不同的退火温度保温60分钟的真实应力应变曲线,从图中可以看出,挤压速度对AZ31镁合金的综合力学性能影响较大。在拉伸过程中棒材均出现了劲缩现象,在挤压速度为0.5mm/s、3mm/s和20mm/s时还出现了表征塑性应变速率的屈服平台。退火温度为180时,速度为0.5mm/s和20mm/s的棒材的强度均较高,如图3-7(a)、(d)所示。前者是由于挤压速度低产生了较多的变形组织,大部分的变形组织在相对较低的180退火温度下只有很少的一部分发生了再结晶。而后者是由于在挤压过程中,基体储存了较多的能量发生了动态再结晶,在退火后,晶粒长大的不均匀,在拉伸变形过程中变形在各个晶粒之间和晶粒内部变形不均匀使得棒材的强度较高。但在挤压速度为0.5mm/s时退火温度220得到的棒材的延伸率较高,根据前面的组织分析可知,保温60分钟后的退火组织均匀而且细小,变形比较均匀分布在不同的晶粒上。但由于保温时间较长,此时棒材的屈服强度较低。挤压速度为3mm/s和12mm/s时的力学性能如图3-7(b)、(c)所示。随着退火温度的增大,棒材的强度降低。但在12mm/s时250退火温度得到的棒材的延伸率反而增大,这可能主要是由于在此种挤压速度下,虽然在挤压过成程中在变形组织附近有少许的新的动态再结晶晶粒出现,但是在后续的退火过程中这些再结晶晶粒并没有过分长大,而是处于休眠状态,积累吸收能量。随着保温时间的延长,形成的晶粒大部分是有静态再结晶形核而长大成的等轴晶。晶粒取向差别不大,组织反而相对细化和均匀。因而延伸率反而增大。至于在3mm/s时180退火保温60分钟后的延伸率和抗拉强度均较高的原因,尚有待于进一步研究。(本实验中所得的拉伸力学性能由于实验条件有限只作为相对参考。) (a)0.5 mm/s (b)3 mm/s (c)12 mm/s (d)20 mm/s 图3-7 四种挤压速度保温60分钟不同退火温度真实应力应变曲线 (a)0.5 mm/s (b)3 mm/s(c)12 mm/s (d)20 mm/s 图3-8 四种挤压速度下不同的退火温度保温60分钟真实应力应变曲线对以0.5 mm/s的速度挤压棒材所得出的图像的观察发现,退火温度在180-250区间范围内逐渐升高的过程中棒材的屈服强度和抗拉强度在明显降低,而延伸率在180-200过程中短暂回落后,在200-250阶段呈现快速升高的走势。而以3mm/s的速度挤压棒材的退火温度在180-250区间范围内逐渐升高的过程中棒材的屈服强度和抗拉强度缓慢降低,而延伸率虽然在200-220区间内出现反弹,但是整体仍然呈现下降走势。对以12 mm/s的速度挤压棒材所得出的图像的观察发现,退火温度在180-250区间范围内逐渐升高的过程中棒材的屈服强度和抗拉强度缓慢降低,而延伸率在180-200、200-220、220-250三个区间内,先后呈上升、下降、上升的走势。而对以20 mm/s的速度挤压棒材所得出的图像的观察发现,退火温度在180-250区间范围内逐渐升高的过程中棒材的屈服强度和抗拉强度缓慢降低,而延伸率在180-220区间内缓慢降低后快速升高。图3-9为在四种挤压速度下的不同退火温度保温30分钟的真实应力应变曲线的显示,由晶像组织分析可知,AZ31镁合金的再结晶温度在220左右,从图中可看出,保温30分钟对与AZ31镁合金来说显得时间较短。在180退后后,棒材的抗拉强度都仍然在300MPa以上。随着退火温度的升高,强度降低延伸率增大。如图3-9(a)、(b)所示,在220退火后静态再结晶尚没有完成,得到的是再结晶组织和变形组织的混合组织,在250退火后,对于挤压速度为0.5mm/s和3mm/s挤压得到的棒材来说,延伸率较大,最高的延伸率可达到33%。挤压速度为12mm/s时随着退火温度的升高,只带来了强度的降低延伸率变化不大。挤压速度为20mm/s时随着退火温度的升高,强度和延伸率同方向变化,均出现了下降的趋势。说明在较低速和较高速的挤压后得到棒材组织对后期的退火后的性能的影响巨大,较低速时由于基体在挤压过程温升较小,动态再结晶所占比例较小,退火后,大部分的晶粒都是静态再结晶形成的,随着退火温度的升高,形成大量的细小的再结晶晶粒。20mm/s时,挤压时已经有部分的动态再结晶晶粒已经形成和长大,随着退火温度的升高,晶粒长大变得越来越不均匀,延伸率和强度均下降。12mm/s时的情况正是由低速向较高速过渡的中间过程,退火温度的升高并没有对其性能产生较大的影响。 (a)0.5 mm/s (b)3 mm/s (c)12 mm/s (d)20 mm/s图3-9 四种挤压速度保温30分钟不同退火温度真实应力应变曲线 (a)0.5 mm/s (b)3 mm/s (c)12 mm/s (d)20 mm/s图3-10 四种挤压速度保温30分钟不同退火温度真实应力应变曲线如图3-10所示,以0.5 mm/s的速度挤压棒材时,退火温度在180-250区间范围内逐渐升高的过程中,棒材的屈服强度和抗拉强度在明显降低,而延伸率在180-200过程中短暂回落后,在200-250阶段呈现快速升高的走势。而以3 mm/s的速度挤压棒材时,退火温度从180到200过程中三种系数都出现降低,从200到220过程中三者出现分化,但从220到250棒材的屈服强度和抗拉强度开始缓慢降低,而延伸率呈现快速升高的走势。另外,以12 mm/s的速度挤压棒材所得出的图像的观察发现,退火温度在180-250区间范围内逐渐升高的过程中棒材的屈服强度和抗拉强度在大致匀速降低,而延伸率一直维持在较低的范围内波动。对以20mm/s的速度挤压棒材所得出的图像的观察发现,退火温度在180-250区间范围内逐渐升高的过程中棒材的抗拉强度缓慢降低,屈服强度虽在200-220过程中出现反弹,但是整体仍然呈下降走势,而延伸率在180-220区间内缓慢降低后快速升高。第4章 结论1. 研究了不同退火温度对AZ31镁合金组织的影响,随着退火温度的升高,晶粒逐渐变大粗化,不同的挤压速度下得到的粗化程度不同。同样温度和保温时间,挤压速度越高得到的棒材的组织越粗大,组织越不均匀。挤压速度较低时需要更高的退火温度和更长的保温时间。2. 探讨了退火时间对不同挤压速度得到的棒材的组织的影响,一般情况下,晶粒随着保温时间的延长晶粒长大,这种情况在较低速时出现较多,随着保温时间延长,0.5mm/s和3mm/s速度下得到的棒材经过退火后可获得较细小的晶粒,组织较均匀。3. 分析不同退火时间和退火温度对AZ31镁合金棒材的力学性能的影响。在0.5mm/s时,退火温度为220保温60分钟时延伸率可到达33%。随着挤压速度升高,保温时间变短。对于AZ31镁合金这种脆性材料出现屈服平台和劲缩。退火温度升高,0.5mm/s和20mm/s时的屈服强度大幅度降低,而3mm/s和12mm/s时降低不大。4. 研究四种挤压速度对AZ31镁合金棒材力学性能的曲线和相应的最优退火工艺,在不同的挤压速度时,获得最优退火工艺也不一样,随着挤压速度的增大,延伸率均降低,强度先增大后降低再增大。挤压速度不是获得细小的等轴状晶粒的直接手段,而是为了获得细小的再结晶晶粒创造条件。AZ31镁合金是对挤压速度敏感的金属,0.5mm/s、3mm/s、12mm/s、20mm/s获得的棒材的屈服强度分别为156MPa、242MPa、200MPa、250MPa,最高延伸率分别为33%、31%、26%、25%。参考文献1 陈力禾,赵慧杰,刘正,申志勇,聂义勇. 镁合金压铸及其在汽车工业中的应用J. 铸造,1999(10):45-502 刘向阳. 镁合金压铸技术及应用J. 轻金属. 2005(2):35-393 刘正,张奎,曾小勤. 镁基轻质合金理论基础及其应用M. 北京:机械工业出版社.2002.122-1264 李忠盛,潘复生,张静.AZ31镁合金的研究现状和发展前景J. 金属成形工艺,2004,22(1):54-575 林伯村. 镁合金手机外壳连续冲压模具开发J. 机械工业杂志(台湾). 2002, 2496 J. Enss, T. Evertz, T. Reier, et al. New Magnesium Rolled Productions for Automobile Applications A. Proceedings of the Second Israeli International Conference on Magnesium Science & Technology C. Dead Sea, Israel, 2000:19-347 余琨,黎文献,王日初. 变形镁合金的研究、开发及应用J. 中国有色金属学报,2003(2):277-2888 陈彬,林栋樑,曾小勤,卢晨. AZ31镁合金大压下率轧制的研究J. 锻压技术.2006,(3):1-39 F. H. Rosta, et al. Magnesium in the Volkswagen. Light Metal Age, 1980(8)10 张津,章宗和,等. 镁合金及应用. 化学工业出版社,2004,284-28711 F. H. Froes, D. Eliezer, E. Aghion. Proceedings of the Second Israeli International Conference on Magnesium Science & Technology. Dead Sea, Israel, 2000:4312 薛治中. 铝镁等温精锻试验研究J. 锻压技术, 1992(3):5013 Kecker T F. The Renaissance in Magnesium.Adv. Mater. Proc, 1998, (9):3114 曾宝贞译. 镁合金新锻造法登场J. 工业材料(台湾). 2000, 158(2):15015 刘文海. 锻造技术发展动向J. 机械工业杂志(台湾). 2005, 262:28416 E. Aghion, B. Bronfin, D. Eliezer. The
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本文标题:挤压和退火工艺对AZ31镁合金组织及性能影响的研究【无图】【研究类】
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