（材料加工工程专业论文）az31镁合金板材大应变轧制成形工艺研究.pdf

r e s e a r c ho nl a r g es t r a i nr o l l i n gp r o c e s so fa z 3 1m a g n e s i u m a l l o ys h e e t s b y t i a nj i n b e ( h u n a nu n i v e r s i t y ) 2 0 0 8 at h e s i ss u b m i t t e di np a r t i a ls a t i s f a c t i o no ft h e r e q u i r e m e n t sf o rt h ed e g r e eo f m a s t e ro fe n g i n e e r i n g l n m a t e r i a l ss c i e n c e i nt h e g r a d u a t es c h o o l o f h u n a n u n i v e r s i t y s u p e r v i s o r p r o f e s s o ry a hh o n g g e a p r i l ，2 0 1 l 湖南大学 学位论文原创性声明 本人郑重声明：所呈交的论文是本人在导师的指导下独立进行研究所取 得的研究成果。除了文中特别加以标注引用的内容外，本论文不包含任何 其他个人或集体已经发表或撰写的成果作品。对本文的研究做出重要贡献 的个人和集体，均已在文中以明确方式标明。本人完全意识到本声明的法 律后果由本人承担。 作者虢同牟 e t 期：沙f 1 年6 月j e t 学位论文版权使用授权书 本学位论文作者完全了解学校有关保留、使用学位论文的规定，同意学 校保留并向国家有关部门或机构送交论文的复印件和电子版，允许论文被 查阅和借阅。本人授权湖南大学可以将本学位论文的全部或部分内容编入 有关数据库进行检索，可以采用影印、缩印或扫描等复制手段保存和汇编 本学位论文。 本学位论文属于 1 、保密口，在年解密后适用本授权书。 2 、不保密团。 ( 请在以上相应方框内打“”) 作者签名： 导师签名： 国盛 l 夕碍 i e t 期：沙1 1 年 日期：扫f 年 i 6 月 7 日 6 月乙日 a z 3 1 镁合金板材人应变轧制成形工艺研究 摘要 高性能变形镁合金板材，在航空、航天、汽车、电子、通讯等领域具有极其 重要的应用价值和广阔的应用前景。但由于镁合金具有密排六方结构，轧制成形 性能差，采用传统制备工艺生产镁合金板材时存在工艺流程长、成品率低、力学 性能和低温成形性不够理想等问题，从而限制了变形镁合金板材的发展。因此， 研究短流程、低成本、高性能的镁合金板材生产工艺具有重要意义。 本论文研究了镁合金板材的单道次大应变轧制成形工艺，以a z 3 l 镁合金为 研究对象，研究了轧制变形过程中的组织演变规律及相关机理问题。研究结果表 明：采用大应变轧制工艺可以在2 5 0 4 0 0 较宽的温度区间内成功制备出晶粒尺 寸细小的镁合金板材，随轧制温度的升高，晶粒尺寸会发生一定程度的长大，但 获得的板材都具有优异的综合力学性能。以8 0 的变形量单道次轧制变形时，在 2 5 0 下轧制获得的板材的强度最高，抗拉强度和屈服强度达到了3 3 9 和2 6 7 m p a ； 在4 0 0 轧制变形时的镁合金板材平均晶粒尺寸为4 4 9 m ，其抗拉强度、屈服强 度和断后延伸率分别为3 0 9 m p a ，2 3 2 m p a 和2 6 ，这种板材在2 0 0 的温度下长 时间保温时仍具有很好的热稳定性；在同样的轧制温度条件下，随着轧制变形应 变速率的增大，发生动态再结晶需要的临界变形量减小，在4 0 0 下以为5 0 s 叫的 应变速率轧制时，10 的轧制变形量就可以诱发动态再结晶，而当应变速率为3 s 。 时，5 0 的变形量时才能诱发较明显的动态再结晶；当道次变形量为8 0 ，应变 速率高于1o s 1 时，在3 0 0 0 下轧制变形就能实现完全动态再结晶，且随着应变速 率的增大，材料的组织会更加细化。 与传统轧制成形工艺相比，大应变轧制成形可以拓宽轧制成形温度区间，获 得组织均匀细小，综合力学性能优异的镁合金板材。 关键词：a z 3l 镁合金；大应变轧制；显微组织；孪生；动态再结晶 硕士学位论文 a bs t r a c t w r o u g h tm a g n e s i u ma l l o ys h e e t sh a v eb r o a da p p l i c a t i o np r o s p e c t sd u et o t h e i r e x c e l l e n tp r o p e r t i e s h o w e v e r ，t h ei n d u s t r i a la p p l i c a t i o n so fm a g n e s i u ma l l o ys h e e t s a r eg r e a t l yl i m i t e db e c a u s eo ft h e i rp o o rf o r m a b i l i t yo w i n gt oh e x a g o n a lc l o s e p a c k e d c r y s t a ls t r u c t u r e m a g n e s i u ma l l o ys h e e t sa r ec o n v e n t i o n a l l yp r o d u c e db ym u l t i p a s s r o l l i n gw i t hs m a l ls t r a i np e rp a s sa c c o m p a n i e db yi n t e r m e d i a t ea n n e a l i n g ，w h i c hi s t o oi n e f f i c i e n ta n dc o s t l yf o rc o m m e r c i a la p p l i c a t i o n t h e r e f o r e ，i ti si m p o r t a n tt o i n v e s t i g a t en e w t e c h n i c sw h i c hc a np r o d u c eh i g hp e r f o r m a n c em a g n e s i u ma l l o ys h e e t s e f f i c i e n t l ya n di n e x p e n s i v e l y m i c r o s t r u c t u r ee v o l u t i o na n dd e f o r m a t i o nm e c h a n i s mo fa z 3 1m a g n e s i u ma l l o y s h e e t sp r o d u c eb yl a r g es t r a i nr o l l i n g ( l s r ) w e r es t u d i e di nt h i sp a p e r t h er e s u l t r e v e a l e dt h a t ：m a g n e s i u ma l l o y s h e e t sw i t h f i n e g r a i n m i c r o s t r u c t u r e sc a nb e p r o c e s s e dv i al a r g es t r a i nr o l l i n g a tt e m p e r a t u r er a n g eo f2 5 0 4 0 0 。c ，w h i c hh a d e x c e l l e n tm e c h a n i c a lp r o p e r t i e sa l t h o u g ht h eg r a i ns i z e i n c r e a s e da st h e r o l l i n g t e m p e r a t u r ei n c r e a s i n g t h eh i g h e s ty i e l ds t r e n g t h ( y s ) a n d u l t i m a t et e n s i l es t r e n g t h r u t s ) c a nb eo b t a i n e da tt e m p e r a t u r eo f2 5 0 a n dr e d u c t i o no f8 0 ，w h i c hw e r e 2 6 7 m p aa n d3 3 9 m p a ，r e s p e c t i v e l y a z 3 1 m a g n e s i u ma l l o y s h e e t sw i t he x c e l l e n t m e c h a n i c a lp r o p e r t i e s ( y s = 3 0 9 m p a ，u t s = 2 3 2 m p a ，e l o n g a t i o n 2 2 6 ) a n da v e r a g e g r a i ns i z eo f4 4 肛mw e r ep r o d u c e da tt e m p e r a t u r eo f4 0 0 * ( 2 a n dr e d u c t i o no f8 0 ， w h i c ha l s os h o w e de x c e l l e n tt h e r m a ls t a b i l i t ya t 2 0 0 ( 2 a tt h ed e f o r m a t i o n t e m p e r a t u r eo f4 0 0 * ( 2 t h ec r i t i c a l s t r a i nf o rd r xw a s1o a tt h es t r a i nr a t eo f5 0 s 一， b u t5 0 a tt h es t r a i nr a t eo f3 s ，t h e r e f o r e ，t h e c r i t i c a ls t r a i nf o rd y n a m i c r e c r y s t a l l i z a t i o n ( d r x ) c a nb er e d u c e dw i t ht h es t r a i nr a t ei n c r e a s i n ga t t h es a m e r o l l i n gt e m p e r a t u r e c o m p l e t ed r x m i c r o s t r u c t u r ec a nb eo b t a i n e da t3 0 0 * ( 2w h e n r e d u c t i o nr e a c h e d8 0 a n ds t r a i nr a t eh i g h e rt h a nl0 s ，o t h e r w i s e ，d r xg r a i n sc a nb e f i n e rw i t ht h es t r a i nr a t ei n c r e a s i n g c o m p a r e dt oc o n v e n t i o n a lr o l l i n gt e c h n i c s ，l s rc a n b r o a d e nr o l l i n gt e m p e r a t u r e r a n g ef o rm a g n e s i u ma l l o y , w h i c ha l s oc a np r o d u c em a g n e s i u ma l l o ys h e e t s w i t h h o m o g e n o u sf i n eg r a i ns t r u c t u r e sa n dp e r f e c tm e c h a n i c a lp r o p e r t i e s k e yw o r d s ：a z 3 1 m a g n e s i u ma l l o y ；l a r g es t r a i nr o l l i n g ；m i c r o s t r u c t u r e ；t w i n n i n g ； d y n a m i cr e c r y s t a l l i z a t i o n ! i i a z 3i 镁合金板材大应变轧制成形t 艺研究 目录 学位论文原创性声明及学位论文版权使用授权书i 摘要i l a b s t r a c t i i i 第1 章绪论1 1 1 研究背景1 1 2 镁合金的塑性加工成形性能l 1 2 1 镁合金的变形机制1 1 2 2 变形镁合金中的织构3 1 2 3 镁合金的塑性成形工艺4 1 3 短流程制备镁合金板材工艺的研究现状4 1 3 1 镁合金液态铸轧5 1 3 2 镁合金半固态铸轧一5 1 4 镁合金的晶粒细化技术5 1 4 1 等径角挤压一6 1 4 2 高压扭转：一8 1 4 3 多向锻造10 1 4 4 交叉辊轧制1l 1 4 5 累积叠轧1 2 1 4 6 等径角轧制l2 1 4 7 异步轧制13 1 5 论文研究的目的、意义及内容1 4 第2 章试验过程及研究方法1 5 2 1 试验工艺流程一l 5 2 2 试验材料15 2 2 1a z 3 1 镁合金铸锭的制备1 5 2 2 2a z 3 1 镁合金的均匀化处理1 6 2 3 轧制工艺及试验一16 2 3 1 传统轧制1 6 2 3 2 大应变轧制1 6 2 3 3a z 3 1 镁合金的热模拟工艺一1 7 2 - 3 4 退火处理18 2 4 试验分析检测方法一1 8 i v 硕一f ：学位论文 2 4 1 室温拉伸性能测试1 8 2 4 2 显微硬度测试1 8 2 4 3 金相观察1 8 2 4 4 扫描电镜分析19 2 4 5 透射电镜分析一1 9 2 4 6x 射线衍射分析19 第3 章a z 3 1 镁合金大应变轧制工艺研究2 0 3 1 引言2 0 3 2a z 3 1 镁合金的板坯组织特征2 0 3 3 大应变轧制a z 3 l 镁合金板材的组织和力学性能特征2 l 3 3 1 板材宏观形貌一2 1 3 3 2 板材的显微组织一2 l 3 3 3 板材的宏观织构2 3 3 3 4 板材的力学性能2 4 3 4 轧制工艺参数对a z 3 l 镁合金板材组织性能的影响2 6 3 4 1 轧制温度的影响2 6 3 4 2 板坯厚度的影响3 3 3 4 3 均匀化处理工艺的影响3 6 3 5 退火处理对板材组织和性能的影响4 l 3 5 1 显微组织一4 1 3 5 2 力学性能4 4 3 6 本章小结4 5 第4 章a z 3l 镁合金大应变轧制变形机理的研究4 6 4 1 引言4 6 4 2a z 3 1 镁合金的热轧流变行为4 6 4 3a z 3l 镁合金显微组织演变规律4 8 4 3 1 变形量的影响4 8 4 3 2 温度和应变速率的影响5 3 4 4 本章小结5 7 结论5 9 参考文献6 0 致谢6 7 附录a ( 攻读硕士学位期间所发表的学术论文目录) 6 8 v 硕士学位论文 1 1 研究背景 第1 章绪论 镁及镁合金是所有结构用金属及合金材料中密度最低的。与其它金属结构材 料相比，镁及镁合金具有比强度和比刚度高、导热性好、减震性好、电磁屏蔽性 和抗辐射能力强、易切削加工、易回收等优点，在航空航天、汽车、电子、电器、 通讯等领域具有极其重要的应用价值和广阔的应用前景【l ，2 】。随着很多金属矿产资 源的日益枯竭，镁因其资源丰富而逐渐受到重视，特别是结构轻量化及环保问题 的需求更加刺激了镁及镁工业的发展。目前，镁合金材料的研究已成为世界性的 热点。 近年来，镁合金虽然得到了广泛的应用，但主要是以铸造镁合金为主，变形 镁合金的应用则有限。变形镁合金和铸造镁合金相比，具有更好的力学性能，特 别是镁合会板材的用途极为广泛，可以用做各种面板、冲压件等。传统的镁合金 板材主要采用热轧和挤压方法生产，一方面采用热轧和挤压工艺生产镁合金板材 时存在工艺流程长、成材率低、成本高等问题；另一方面，采用传统的镁合金轧 制方法生产的板材组织比较粗大，均匀性不够理想，影响了镁合金板材的力学性 能以及后续的塑性成形能力【3 ，4 l 。通过细化镁合金变形组织、提高组织均匀性以及 缩短生产流程、改善镁合金的轧制变形能力，可以很好地解决上述问题，因此开 展这一课题的研究对高性能镁合金板材的工业化生产和应用具有重要意义。 长期以来，国内外针对变形镁合金的短流程生产工艺和晶粒细化方法开展了 大量的研究，发展出了一系列镁合金板材特殊制备技术，如双辊铸轧、大应变轧 制、累积叠轧、异步轧制、等径角轧制等f 3 , 5 - 9 j 。其中大应变轧制工艺因为具有生 产周期短，板材组织细小等优点，有望解决传统轧制工艺在镁合金板材制备过程 中所存在的问题，是一种极有前途的镁合金板材制备方法1 3 9 j 。 1 2 镁合金的塑性加工成形性能 1 2 1 镁合金的变形机制 镁和镁合金具有典型的密排六方结构，主要的滑移系如表1 1 所示【1 们。在镁 合金的所有滑移系中， 0 0 0 2 基面滑移的临界切应力( c r i t i c a lr e s o l v e ds h e a rs t r e s s ， c r s s ) 最小。镁合金在塑性变形时，基面滑移会优先启动，它是室温变形的主要 变形机制。基面滑移只能提供3 个几何滑移系，只有2 个独立滑移系，不能满足 v o n m i s e s 准则。棱柱面滑移包括 1o i o 和 l l 艺0 ) 滑移，能够提供2 个独立滑移系。 a z 31 镁合金板材人麻变轧制成形t 艺研究 基面滑移和棱柱面滑移都属于a 滑移，即柏氏矢量为a 3 的单位位错沿 晶向的滑移，不能协调c 轴方向的应变。 lo i l ) 锥面滑移能够提供5 个独 立滑移系，并且锥面滑移属于e + a 滑移，能产生沿c 轴方向的应变。因此，锥面 滑移对提高镁合金的塑性变形能力十分有益。 研究表明：基面和棱柱面的c r s s 分别为0 6 0 7 m p a 和4 0 m p a ，在室温变形 时，镁及镁合金中基面( 0 0 0 1 ) 上沿 方向的滑移占主导，而棱柱面 10 1 0 和 锥面 1 0 i l ) 在沿 方向上的滑移只在高的应力集中区域发生，随着变形温度 的升高，非基面滑移开动的趋势增加，这是因为非基面滑移的c r s s 会随变形温 度的升高而逐渐减小，当变形温度达到3 5 0 以上时，基面和非基面滑移的c r s s 几乎相同，基面和非基面滑移可以同时启动【0 1 。 影响镁合金滑移变形的因素很多而且复杂，不仅与材料组织结构等本身特性 有关，而且还取决于变形工艺参数。一般而言，影响镁合金滑移的主要因素包括 变形温度、变形速度、合金元素、晶粒度以及初始晶粒取向等。 表1 1 镁合金中的独立滑移系【1 0 】 滑移系 滑移面滑移方向独立滑移系数量 基面滑移 0 0 0 1 2 1 0 1 0 ， 棱柱面滑移 、 2 1l 艺o ) 1o i l ) 一 4 锥面滑移 l l 艺1 ) 一 一 5 112 2 ) 重l _ o ，l c 忿心 li 罄 、熊n 厂。 墓 v 露 t o t o 隧 ：、 j 罗 篓 _ 、 p 0 1 l l 1 7 、矽弋毛，桶积 图1 1 室温下镁合金可能的滑移系示意图1 1 0 】 孪生，是指在切应力的作用下，晶体的一部分沿着一定的晶面( 孪生面) 和 一定的晶向( 孪生方向) 发生均匀切变的过程。作为一种塑性变形方式，孪生所 需要的c r s s 一般比滑移的大。因此，对于滑移系较多的体心立方( b c c ) 和面心立 方( f c c ) 金属，只有当变形温度较低、应变速率较高或在变形后期位错堆积使滑 移受阻时，孪生才能成为塑性变形的主要机制。而在h c p 结构的纯镁及镁合金中， 孪生是一种重要的晶内变形机制。在低温条件下，由于非基面滑移的c r s s 较高而 2 硕上学位论文 难以启动，镁合金的主要变形机制为基面滑移和锥面孪生。镁合金中常见的孪生 有三种，即 10 i 2 孪生、 l0 1 1 ) 孪生和 10 i i ) 孪晶内的 10 1 2 - - 次孪生，其中 1 0 i 2 孪生的切变量最小，也是最容易发生的孪生i l 。 与滑移相比，孪生本身对变形量的直接贡献是比较小的。但是，由于孪晶的 形成改变了晶体的位向，使其中某些原来处于不利的滑移系转换到有利于发生滑 移的位置，从而可以激发进一步的滑移和变形。 镁合金塑性变形时，主要的变形机制有基面滑移、棱柱面滑移、锥面滑移和 锥面孪生，当外应力接近于垂直或者平行于基面作用时，基面和棱柱面滑移的取 向因子很小，不易启动，而这种外力的作用方向使锥面滑移和锥面孪生的取向因 子增大而易于启动，因此，锥面滑移和锥面孪生成为相互竞争的变形机制l l 引。当 外力的作用方向一定时，决定何种机制成为主要变形机制的因素则为不同锥面滑 移或孪生的取向因子以及启动锥面滑移和孪生的c r s s ，而影响锥面滑移和孪生的 c r s s 的因素有很多，如温度、变形速率、晶粒度等，因此影响孪生的因素有很多， 其中包括晶粒取向、变形温度、变形速率、变形程度、晶粒尺寸、预变形等，它 们或单独或相互作用地影响孪晶的生成。 1 2 2 变形镁合金中的织构 由于镁合金的对称性低，织构的存在对镁合金的塑性变形行为、加工性能和 力学性能有着显著的影响。因此，织构理论在变形镁合金的研究中占有重要地位。 镁合金中最常见的织构类型是 0 0 0 2 ) 基面织构，其特征为：在挤压变形中， 0 0 0 2 ) 基面平行于挤压方向( 即c 轴垂直于挤压方向) ；在轧制板材中， 0 0 0 2 基面平行于轧制表面【l l 】。 0 0 0 2 ) 基面滑移和 1 0 1 2 孪生是导致基面织构产生的主 要原因，前者形成理想的基面织构，后者则形成c 轴与轧制表面成一定角度的强 基面织构。基面织构的存在对镁板的二次成形性不利。二次成形时，板材通常承 受沿轧板法向的正压力，此时 0 0 0 2 ) 基面滑移和 10 i 2 孪生因处于硬取向而难以 启动，结果使镁合金的成形性能进一步恶化，这也是镁合金板材在室温下轧制和 冲压成形困难的主要原因之一。 影响镁合金织构的因素非常复杂，随着镁合金成分和变形工艺条件的变化， 镁合金中所形成的织构类型和强度也存在差异，并且织构类型还会随变形的深入 而发生变化。a g n e w 等人研究了纯镁、m g y 和m g l i 合金的变形织构特征，发 现在单向压缩变形过程中，纯镁中会形成理想的 0 0 0 2 ) 基面织构；m g y 和m g l i 合金虽然会形成具有同样类型的织构，但织构强度明显减弱d 3 i 。合金元素的影响 主要是通过改变合金晶格常数和层错能，从而改变塑性变形模式以及各种变形模 式在塑性变形中的作用和贡献，从而使晶体取向发生变化。t a n n o 等人研究了 a z 3l 镁合金中轧制温度对变形织构的影响，通过对轧制板材样品的 0 0 0 2 ) 极图 分析认为，3 5 0 下经过l2 道次轧制后板材中形成较弱的 0 0 0 2 ) 基面织构；先在 a z 3l 镁合金板材大成变轧制成形工艺研究 0 c 轧制4 道次，然后再在2 0 0 c 轧制8 道次，板材内会形成强的 0 0 0 2 基面织 4 。p r a d o 等人研究了挤压态a z 3 l 镁合金板材经过退火处理后织构的变化， 现挤压板材的表面和内部占主导的织构种类并不一样；经过退火处理后，各个 型的织构强度会发生变化，并且占主导的织构类型也会发生变化【1 5 】。y o s h i d a 人对a z 31 镁合金等径角挤压的研究表明，初始状态为( 0 0 0 1 ) 基面纤维织构的常 热挤压圆棒材，当等径角挤压温度高于5 2 3 k 时，形成基面与挤压方向成约4 5 。 角的非基面织构，而当等径角挤压温度低于5 2 3 k 时，则形成基面平行于挤压 向的基面织构，这主要是因为变形温度的改变，会导致材料滑移模式以及激活 序的不同所造成的【l6 1 。 所以，虽然 0 0 0 2 ) 基面织构的形成对镁合金板材的塑性变形非常不利，但可 采取适当的工艺来对板材的织构类型和强度进行改变，从而改善和提高镁合金 成形性能和力学性能。 2 3 镁合金的塑性成形工艺 相比于铸造镁合金，变形镁合金具有组织致密、晶粒和析出相细小、无孔隙、 能优异等优点而具有广阔的应用前景。传统的加工工艺如锻造、挤压、轧制和 压等已被成功用于变形镁合金的制备。但由于镁合金的密排六方结构，在变形 程中存在一系列问题，主要表现为 4 , 1 7 】： ( 1 ) 工艺流程长 由于镁合金滑移系少，变形能力差，故镁合金变形常采用小道次变形量、低 变形速度进行变形，这会增加变形镁合金生产周期，降低镁合金板材的生产效率， 增加成本。 ( 2 ) 晶粒易于粗化 在低温条件下，非基面滑移系由于临界切应力较大而难以启动，易造成镁合 金的变形开裂，因此为了保证镁合金的塑性变形能够顺利进行，通常需要在较高 的温度条件下进行，而且，镁合金因其体积热容小，散热较快，在轧制变形过程 中降温较快，不同道次间需要重复加热，这都会导致变形镁合金晶粒的粗化。 为了解决传统镁合金变形工艺中存在的问题，近年来人们开始研究镁合金板 材的短流程制备工艺以及晶粒细化技术。 因为传统轧制工艺的变形温度较高，道次变形量小，获得的镁合金晶粒组织 通常较大而且不均匀，具有很强的( 0 0 0 2 ) 基面织构，这不利于镁合金板材的后续 加工成形。因此，开发新的轧制变形工艺对镁合金板材的发展和应用非常重要。 1 3 短流程制备镁合金板材工艺的研究现状 为了解决传统热轧工艺生产镁合金板材的工艺流程长、成材率低、成本高等 4 问题，人们提出了新的短流程制备镁合金板材的方法。 1 3 1 镁合金液态铸轧 双辊铸轧技术是以2 个逆向旋转的轧辊作为结晶器，将熔融状态下的金属液体 浇入由轧辊和侧封板围成的熔池里，直接铸成薄带的新工艺。该工艺是将金属凝 固和轧制成形有机统一起来，在很短的时间内完成镁合金板材的生产，很大程度 地缩短了镁合金板材的生产周期1 3 】。 p a r k 等人用水平双辊铸轧技术，在6 5 0 7 5 0 的铸轧温度和4 4 5 m m i n 的铸轧 速度条件下制备出2 m m 厚的a z 31 和a z 9 l 镁合金板坯，其组织细小，心部为细小 等轴晶，边缘为柱状晶，板材力学性能较好1 6 】。m i n o 等人利用双辊铸轧制备出了 厚度为1 5 m m 和3 m m 的a z 6 l 镁合金板坯，其晶粒尺寸约为1 0 1 5 p m ；通过组织控 制轧制，可以获得平均晶粒尺寸为5 p m 的晶粒1 5 l 。w a t a r i 等人成功制备出 2 5 m m 15 m m 厚的a z 3l 、a z 6 1 、a z 9 1 和a m 6 0 镁合金铸轧带坯【1 3 】。 1 3 2 镁合金半固态铸轧 半固态铸轧技术，即流变铸轧，是在金属材料的非枝晶半固念浆料制备技术 和连续铸轧技术的基础上形成的一种新的铸轧技术。 w a t a r i 等人在铸轧温度为5 9 5 6 4 0 ，铸轧速度为1 0 3 0 m m i n 的条件下，生产 出厚度为2 5 4 m m 的镁合金板坯，其晶粒尺寸为10 15 9 m ，组织均匀细小，表面质 量优良，深冲性能良好，其中a z 3 l b 合金的极限拉伸比可达到2 7 1 憎j 。 镁合金铸轧工艺因具有生产周期短，生产效率高，适合工业化生产等优点而 具有广阔的应用空间。但是由于铸轧工艺生产温度很高，它对铸辊的高温力学性 能要求较高，因此，生产设备成本较高。而且，高的加工温度，铸轧板材的晶粒 组织不能得到进一步地细化。 1 4 镁合金的晶粒细化技术 研究表明1 1 6 , 2 0 l ，可以通过组织控制，如晶粒细化和织构控制等来提高镁合金 的强度和塑性。 晶粒细化是提高具有密排六方结构镁合金强度的有效途径【2 。在材料的塑性 变形过程中，晶界会对位错运动起到阻碍作用，从而带来合金强度的提高。根据 h a l l p e t c h 公式，即a s = + k d 一1 2 ，其中为单晶体的屈服强度，k 为h a l l p e t c h 常数，d 为晶粒尺寸。合金的屈服强度与晶粒尺寸的平方根的倒数成正比，即晶 粒尺寸越小，合金强度越高。h a l l p e t c h 斜率k 会随材料t a y l o r 因子的增加而增 加，t a y l o r 因子与材料滑移系数目成反比，由于密排六方结构金属的滑移系少于 其它结构金属，因此，密排六方结构金属的晶粒细化对强度的贡献远大于其它晶 体结构金属( 镁合金的h a l l p e t c h 斜率是铝合金的4 5 倍) ，细化晶粒可以很好地 等径角挤压的工作原理如图1 2 所示【2 6 1 。在等径角挤压过程中，与模具中的通 道密切结合且与模壁润滑良好的试样在压力的作用下向下挤压，当通过两个通道 的交叉处时，试样会受到近似理想的纯剪切变形。由于试样在每次挤压前后有相 同的横截面积和横截面形状，因此可多次挤压以获得理想的剪切应变量。 图1 2 等径角挤压的工作原理1 2 6 l 6 硕1 ：学位论文 1 4 1 1 显微组织特征 利用等径角挤压，可以在许多纯金属、合金和金属间化合物中获得超细晶材 料，表1 2 给出了不同等径角挤压工艺所获得的镁合金平均晶粒尺寸。从表中可 以看到，e c a p 工艺具有很好的细化晶粒的作用。研究表明，在e c a p 工艺中， 影响材料显微组织的因素很多，如挤压途径、模具形状、挤压次数、变形过程中 的润滑、变形温度和变形速率等都会对其具有重要影响。s h i n 等人发现低碳钢在 不同温度下进行挤压试验随着挤压温度的升高，晶粒的尺寸有明显的增大【2 7 1 。 m a t s u b a r a 等人在温度为4 7 3 k 和5 7 3 k 时分别对m g 9 a i 进行等径角挤压，发现 5 7 3 k 获得的晶粒比4 7 3 k 的大很多，这是因为高温可以促进晶粒的长大1 2 引。b e r b o n 等人研究了挤压速度对材料晶粒细化的影响，结果表明：挤压速度对晶粒尺寸的 影响很小但它会影响加压变形中晶粒的均匀分布情况，这是因为在较低速度下挤 压，变形过程中的回复作用时间较长，因此更多的位错可以被晶界吸收掉，这就 使得材料的微观结构更加均匀【2 叭。s t o l y a r o v 等人对纯钛进行e c a p 变形，发现不 同的e c a p 路径对钛的晶粒组织有很大的影响【30 1 。k i m 等人通过对a z 6 1 镁合金 进行e c a p 变形，研究了不同挤压次数对板材组织和性能的影响，结果表明随着 挤压道次的增加，板材的组织更加细小均匀，一道次获得的平均晶粒尺寸为 1 4 3 1 t m ，8 道次的则为7 5 9 m l 引。 1 4 1 2 织构特征 e c a p 工艺可以显著地改变挤压棒材的织构类型。对于常规挤压板材，其中 大多数晶粒的基面平行于挤压方向，具有典型的挤压基面织构。k i m 等人研究表 明a z 6 1 镁合金经过e c a p 变形后，棒材的最大基面极密度会比没有经过e c a p 变形棒材的大，但是基面会与棒材的挤压方向成大约4 5 。，这也是e c a p 工艺制 各的板材屈服强度降低的原因【2 0 1 。 1 4 1 3 力学性能特征 由于e c a p 工艺对材料的显微组织和织构等有比较大的影响，因此，材料经 过e c a p 变形后，其拉伸屈服强度、断裂伸长率等都会发生变化。m u k a i 等人对 a z 3 l 镁合金进行e c a p 变形，得到了延展性很好的a z 3 l ，其室温延伸率约为 4 5 i3 i 】。k i m 等人通过对a z 6 1 镁合金的e c a p 研究，发现随着挤压次数的增加， 材料的屈服强度会有所下降，这是因为材料的织构在变形过程中发生了改变，在 拉伸变形时，基面滑移比较容易进行，但材料的延伸率会增加，当挤压道次达到 8 次时，材料的延伸率达到5 5 t 引。 1 4 1 4 超塑性 由于e c a p i 艺可以很好地细化镁合金材料的组织，得到微米甚至亚微米级 7 a z 3 l 镁合金板材大应变轧制成形t 艺研究 的晶粒组织，从而使得材料可以具有一定的超塑性。m a t s u b a r a 等人的研究表明： 在温度为4 2 3 k ，应变速率为1 0 10 - 4 s 一条件下，a z 6 1 镁合金的伸长率可达8 0 0 ， 而在4 9 8 k ，应变速率为1 0 1 0 。2 s 1 条件下，a z 6 1 镁合金的伸长率可至u 3 6 0 1 2 8 1 。 w a t a n a b e 等人对z k 6 0 镁合金进行了研究，发现经过e c a p 变形的z k 6 0 在4 7 3 k 和 1 0 x1 0 。5 s 1 下，延伸率可达1 0 8 3 1 3 2 1 。m a b u c h i 等人研究发现，未退火e c a p 态的 a z 9 1 镁合金在4 7 3 k 和6 0 x1 0 5 s 。1 条件下，最大伸长率为6 6 1 ，而退火e c a p 的最 大伸长率为9 5 6 1 3 ”。 表1 2 不同e c a p - i - 艺下镁合金的晶粒尺寸 镁合金工艺方法d t t m文献 a z 6 1e c a p 8 4 1 8 1 a z 3 1 一e c a p5 0 1 3 4 a z 31e c a p1 6 3 【3 4 j m g 4 3 z n 0 7 y e c a p3 5 1 3 5 1 a z 31 e c a p + j , 区火( 5 2 3 k 6 7 3 k ) 1 3 18 1 3 6 1 m g 9 a ie c a p ( 4 7 3 k 5 7 3 k ) 0 7 1 0 1 2 8 1 z k 6 0e c a p1 4 3 2 l a z 9 le c a p 0 5 1 3 7 1 a z 3le c a p6 1 3 8 1 a z 3 1e c a p1 9 1 3 8 a z 3 1e c a po 7 1 3 9 1 等径角挤压作为一种新的制备纳米或超细晶材料的大塑性变形方法，逐渐得 到人们的认可和关注。一方面是由于纳米结构材料具有许多诱人的使用性能和发 展前景，另外等径角挤压可以制备大尺寸、无污染的块体纳米结构材料也是该方 法引人注目的一个主要原因。然而等径角挤压技术要在t 、i l ，卜应用还存在许多问 题，如模具设计，变形工艺参数的选择与优化( 挤压速度、挤压温度以及摩擦条件) ， 材料性能对变形的影响，不同材料的有效加工途径以及材料的可加工性等都需要 深入研究。 1 4 2 高压扭转 高压扭转是在轴向压缩的同时在横截面上施加一扭矩，从而变现扭转剪切变 形的一种工艺，如图1 3 所示【4 0 1 。在高达几g p a 的压应力作用下，材料表面会产生 很大的摩擦力，使材料发生剪切变形。 8 硕十学位论文 p 图1 3 高压扭转示意图1 4 0 l 1 4 2 1 显微组织特征 高压扭转可以极大地细化材料的组织，甚至得到纳米晶。目前，采用高压扭 转工艺已经成功制备了c u 、n i 、t i 、a l 和a l 合金、n ia l 、f ea l 矛d n i t i 金属间化 合物【2 9 1 。i s l a m g a l i e v 等人对商用铝基v 9 6 2 1 材料进行高压扭转，得到了材料晶粒 尺寸很小的组织：基体的晶粒小于l o o n m ，球状纳米第二相的尺寸小于2 n m 【4 引。 z h i l y a e v 等人研究了高压扭转工艺对纯镍组织细化的影响，发现经过高压扭转， 纯镍的晶粒尺寸由1 0 0 “m 细化到了1 7 0 n m 4 。s a k a i 等人对a 1 3 m g 0 2 s c 合金进 行研究，发现高压扭转工艺中的压力和旋转周数对材料的显微组织有明显影响， 随着压力的增大或旋转周数的增多，材料组织的细化更明显【4 2 1 。x u 等人认为高压 扭转变形所获得材料的组织和性能的均匀性依赖于两个方面：一是变形过程中所 施加的压力，二是变形过程中的旋转周数，随着变形周数的增加，材料中心和边 部的不均匀性会降低，甚至消失，而随着变形压力的增大，材料的不均匀性会增 加【4 3 】。 1 4 2 2 力学性能特征 由于高压扭转变形工艺可以显著地细化材料的组织，因此，材料的力学性能 会发生明显地变化。研究表明，高纯铝样品在室温条件下经过一周的高压扭转， 其平均硬度就会有所增加，但是样品中心的硬度会比边部的高，这种不均匀性会 随着旋转周次的增加而减小【4 3 1 。i s l a m g a l i e v 等人对铝基v 9 6 z l 的研究发现材料经 过高压扭转变形后硬度有极大地提高，达至j 4 g p a ，随后对材料进行退火处理，发 现其显微硬度在退火温度低于l0 0 c 时变化很小；在退火温度达到15 0 c 时，材料 的显微硬度才开始下降，因为在此温度下，材料中的应力会释放，且晶粒会长大； 随着温度的升高，材料的硬度会下降，在变形过程中材料的抗拉强度可以达到 8 0 0 m p a ，延伸率为2 5 1 4 们。 9 1 4 3 1 显微组织特征 多向锻造变形初始阶段，材料中内部高密度位错墙将晶粒分割成若干拉长单 元体，同时在原始晶界附近形成一些大角度亚晶界。随着变形道次和应变量的增 加，累积的塑性变形增大，将会导致动态再结晶温度的下降，材料的组织发生很 大的变化。影响多向锻造组织的因素有很多，主要有累积应变量、道次应变量、 变形温度、应变速率和初始晶粒度等。b e l y a k o v