AZ31板

AZ31板（精选7篇）

AZ31板 篇1

0 引言

镁合金是目前工程应用密度最小的金属材料, 它不仅具有高的比刚度和比强度, 而且有着优良的散热性能、电磁屏蔽性能和减震性能[1], 以AZ31为代表的变形镁合金在航空航天业、汽车工业以及3C行业得到了越来越广泛的应用[2]。冲压成形是将金属板材加工成机械零件的主要工艺, 拉伸应变硬化指数 (亦称n值) 是反映板材冲压成形性能的重要参数之一, 因此, 准确测定AZ31镁合金的拉伸应变硬化指数, 对全面掌握AZ31板材的冲压性能具有重要意义。

拉伸应变硬化指数是一个评价金属板材拉伸类冲压成形性能的重要材料参数[3], 它反映了材料真实应力与真实应变的函数关系, 反映了材料的应变强化能力, 表征材料在塑性变形时的硬化强度。金属的n值越大, 其硬化效应越明显, 抗局部颈缩失稳的能力越强, 这样, 变形就可以不断地扩展, 使变形更均匀, 成形极限越高。在大多数情况下, n值越大, 板料的局部应变能力越强, 失稳极限应变越大, 应变分布越趋向均匀化, 板料的总体成形能力越高。当制件以拉伸变形为主要成形方式时, 材料的n值小, 变形不均匀, 变形部位来不及迅速硬化而导致裂纹;而n值大说明材料的拉伸失稳点来的较晚, 不易出现局部的集中变形, 可获得较大的极限变形程度。当制件以压延变形为主要成形方式时, 材料的n值大, 应变均匀化的能力就强, 危险断面承载能力就高。对深冲或薄板类零件都要求材料的n值达到规定值之上, 以便材料在加工过程中应变能够均匀化, 从而不会因为局部变形集中而报废。对于理想弹性体, n=1;对于理想塑性体, n=0;对于大多数金属材料而言, n=0.1~0.5。

拉伸应变硬化指数n值的测试方法呈现多样化, 主要有差分平均法、两点分析法、解析拟合法和线性回归法等, 但各种测试方法均有其局限性。其中线性回归法只需单向拉伸变形的实测工程应力与工程应变数据即可, 简便快捷, 它也是国标[4]中推荐的算法。本文采用人工测量法, 运用线性回归法计算AZ31镁合金板的拉伸应变硬化指数n值。

1 线性回归法的计算原理

金属材料试件在塑性变形过程中, 体积保持不变, 即A０l０=Al, 故有:

其中:A０为试件原始截面积;l０为试件原始标距;A为试件塑性变形过程中瞬时截面积;l为试件塑性变形过程中瞬时标距。

在塑性变形试验过程中, 可测得试件的工程应力σ和工程应变ε:

其中:P为试件承受的载荷。而试件的真实应力s和真实应变e的定义式为:

将式 (2) 、式 (3) 代入式 (4) 、式 (5) , 得到真实应力和真实应变与工程应力和工程应变的关系式:

AZ31镁合金板材同其他金属材料一样, 在单向拉伸变形过程中, 真实应力与真实塑性应变 (近似取为真实应变) 的数学关系接近幂函数关系［５］:

其中:C为应变强化系数。对式 (8) 等号两边取自然对数, 得:

其中Y=lns=ln[σ (1+ε) ]. (10)

可见, 在双对数坐标XY平面上, lns与lne呈线性关系, n为曲线式 (9) 的斜率值。借助单向拉伸变形试验, 可直接得到工程应力与工程应变的对应数据及其曲线图。在均匀塑性变形范围内, 取m组 (εｉ, σｉ) , 代入式 (10) 和式 (11) 中, 得到的m组 (Xｉ, Yｉ) 坐标点在XY平面上呈直线型分布。根据最小二乘法原理, 构建出式 (9) 的拟合曲线方程式, 其中一次项系数即为拉伸应变硬化指数。故拉伸应变硬化指数n的计算式可表示为:

2 试验方法

试验材料选取2种退火态AZ31镁合金板材, 一种为连续轧制成形的带材, 另一种为交叉轧制成形的片材, 板材厚度均为2.0 mm。按照GB/T 228.1—2010的试验要求, 试验试件为矩形横截面比例试件 (如图1所示) , 比例系数取优先值5.65。沿与板材轧制方向成0°, 45°, 90°的方向上, 避开薄板的料头和边缘, 用数控电火花线切割机床分别切取3个试件, 用砂纸打磨试件的切割断面, 去毛刺使侧面光亮无痕。用千分尺测量试件尺寸, 标好标距。将试件安装在DNS200电子万能试验机上, 连接好变形引伸计, 遵循GB/T 5028—2008规定的试验参数设定和操作步骤, 进行室温单向拉伸试验, 环境温度为20 ℃~30 ℃。拉伸速率为1mm/min。试验采用变形量控制, 即试件在均匀塑性变形阶段, 尚未到达最大抗拉强度前结束试验, 得到试件的均匀塑性变形范围内的工程应力与工程应变值及其曲线图。在均匀塑性变形范围内的曲线段上取7个测量点, 计算材料的拉伸应变硬化指数的测定值。

3 试验结果与分析

AZ31带材的单向拉伸工程应力—工程应变曲线如图2所示。从图2看出:3个方向试件的曲线均单调连续上升, 0°方向的屈服强度远高于45°和90°方向的屈服强度, 3 个方向的抗拉强度接近, 45°方向的抗拉强度稍低, 断后伸长率相差不大。从记录数据来看, 3个方向的屈服点分别为2.5%, 1.6%, 2%, 最大力塑性延伸率分别为11.4%, 11.9%, 11.2%, 可取均匀塑性变形范围3.0%~10.0%作为n值线性回归区间。

AZ31片材的单向拉伸工程应力—工程应变曲线如图3所示。从图3可以看出:3个方向试件的曲线均单调连续上升, 3个方向的屈服强度和抗拉强度接近, 其中90°方向的抗拉强度和屈服强度稍高, 断后伸长率相差不大。从记录数据来看, 3个方向的屈服点分别为3.6%, 3.0%, 3.0%, 最大力塑性延伸率分别为11.5%, 12.9%, 12.8%, 可取均匀塑性变形范围4.0%~11.0%作为n值线性回归区间。

为便于比对分析, 对于两种不同AZ31板材, 选取相同回归区间4.0%~10.0%。从每个试件的试验记录数据中, 按从小到大的顺序, 依次在均匀塑性变形范围内取7组工程应变与应力值, 代入式 (10) 、式 (11) , 计算出7组真实应变与应力值, 再代入式 (12) , 得到一个n值线性回归值, 求3个同方向试件的线性回归值的算术平均值, 即为该种板材在该方向上的n值测定值。重复上述方法5次, 共得到表1中所列的6个n值测定值。

从表1中看出:退火态的连续轧制AZ31镁合金带材在0°, 45°, 90°3个方向上的n值分别为0.146, 0.312和0.453, 3个方向的n值依次增加, 幅度较大, 且数值较大;而退火态的交叉轧制AZ31镁合金片材在0°, 45°, 90°3个方向上的n值分别为0.238, 0.233和0.218, 3个方向的n值比较接近, 且数值较小。这是因为AZ31镁合金板材经交叉轧制后减弱了板材的各项异性, 使各向性能相近, 并使屈服强度得到提高, 但抗拉强度几乎没变。

4 结论

(1) 线性回归法测定拉伸应变硬化指数n值, 简便快捷。

(2) 从n值的测定数据看出, AZ31板材的拉伸应变硬化指数在0.146~0.453之间, 连续轧制成形的带材在0°, 45°, 90°3个方向上的n值相差较大, 各向同性性较差;交叉轧制成形的片材在3个方向上的n值基本一致, 在0.22~0.24之间。

摘要：在阐述拉伸应变硬化指数 (n值) 的物理意义和应用价值的基础上, 推导了用线性回归法借助单向拉伸变形试验记录的工程应力与工程应变数据计算n值的表达式, 并对2种不同轧制成形的AZ31镁合金板材的n值进行了试验测定计算。试验结果表明:交叉轧制的AZ31镁合金板材的n值在3个方向上相近, 均在0.220.24之间。

关键词：AZ31镁合金,拉伸应变硬化指数,测定

参考文献

[1]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.

[2]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 (1) :4-7.

[3]姜奎华.冲压工艺与模具设计[M].北京:机械工业出版社, 2008.

[4]中华人民共和国国家质量监督检验检疫总局, 中国国家标准化管理委员会.GB/T 5028-2008金属薄板和薄带拉伸应变硬化指数 (n值) 的测定[S].北京:中国标准出版社, 2009:1-6.

[5]余汉清, 陈金德.金属塑性成形原理[M].北京:机械工业出版社, 2009.

镁合金AZ31的磨损性能研究 篇2

关键词：镁合金AZ31,磨损时间,磨损性能,磨损行为

金属镁及其镁合金是迄今在工程中应用的最轻的结构材料。其中镁合金AZ31是目前商业化应用最广泛的变形镁合金,由于其具有优良的延展性和较高的比强度等优点,已被挤压成管、棒、型材,加工成锻件,轧制成板材,广泛应用于汽车、电子、印刷等行业。由于有些零部件在工作时要和其他材料发生接触产生磨损,同时在材料的加工、成型和装配过程中磨损也是必要的考虑因素[1,2,3,4]。目前关于镁合金的磨损的研究主要集中在AZ91上,H.Chen等[1]研究了铸态AZ91在干摩擦条件下的磨损机理,认为主要是轻微磨损和剧烈磨损。在磨损性能方面,Mikuchit等[5]通过向AZ91镁合金中引入少量的铝纤维就能显著提高其耐磨性。祁庆琚等[6]发现稀土加入镁合金AZ91中能使其摩擦磨损特性明显优于原合金。关于AZ31镁合金的磨损性能和机理研究较少。因此研究AZ31的磨损十分必要。本工作研究了磨损时间、磨损载荷对镁合金AZ31的磨损性能的影响,并讨论了不同载荷下其主要的磨损形式。

1 实验方法

实验中所用的铸态镁合金AZ31成分(质量分数/%):3Al,1Zn,0.2Mn,其余为Mg。磨损实验在M-200型磨损试验机上进行,磨损形式为滑动干摩擦,采用环-块接触方式。试样尺寸为10mm×10mm×12mm,磨损表面用800#SiC砂纸研磨。摩擦副材料为滚动轴承钢GCr15(硬度为HRC60,光洁度为0.1)。实验条件:滑动速度为0.628m/s,环境温度为20℃。载荷为25,50,75,100N四种。对于每种载荷,磨损时间均设置为10,20,40,60,80,100min。磨损前后试样均用无水酒精清洗并吹干。用精度为0.1mg的电子天平称量试样磨损前后的质量,计算出质量损失。采用扫描电子显微镜分析磨损表面形貌。金相试样采用体积分数为5%的硝酸酒精溶液腐蚀,并采用X射线衍射进行物相分析。

2 结果与分析

2.1 显微组织

图1为实验材料的X射线衍射谱(XRD谱),由图1可见,合金中主要为基体相α-Mg和第二相Mg17Al12,但它的含量较少。金相组织发现,实验材料中的Mg17Al12相呈粒状分布在基体中,如图2所示。

2.2 磨损性能

图3为在不同载荷下试样磨损质量损失和磨损时间的关系。由图3可以看出,在四种载荷下,其磨损质量损失都随磨损时间的延长而呈线性增大。从各曲线变化的斜率看,载荷增加,斜率变大,说明磨损率随载荷增加而增大。为进一步揭示载荷对磨损性能的影响,分别作出在不同时间下试样的磨损质量损失与载荷的关系图,如图4所示。可以看出磨损质量损失随载荷的增大而增大。在20,40,60,80min时,磨损质量损失随载荷变化表现出相同的规律,都是当载荷小于50N时,质量损失增加较快。而当载荷从50N增加到75N时其质量损失增加缓慢。当载荷大于75N时则磨损质量损失剧烈增加,磨损严重。

由图4所示,在不同的时间下试样的磨损质量损失随载荷的变化表现出相同的规律,说明随载荷的增加其磨损形式可能发生改变。对不同载荷下试样的磨损表面做SEM分析,探讨其磨损形式。图5为在载荷分别为25,50,75,100N时试样磨损表面形貌的SEM照片。

由图5可以看出,在25N时,试样的磨损表面主要表现为擦伤,沿磨损方向存在细小的犁沟,深度较浅。随载荷的增大,犁沟明显变宽变深,且磨损表面磨屑明显增多,部分堆积在沟槽中。当载荷增大到100N时,磨损表面有大块状磨屑剥落。通过对以上现象分析认为:由于在空气中磨损,磨损表面很容易被氧化,形成很薄的氧化物薄膜[7]。表面氧化物在连续往复的切应力作用下剥落,基体又会重新被氧化,再剥落,这样试样就会连续不断的氧化损失。此时主要以氧化磨损形式进行的,磨损轻微。同时剥落后的氧化物形成磨屑,由于载荷较小,不能将磨屑压入基体,只是在相当滑动中擦伤基体形成细小的划痕。当载荷增大时,磨屑在较大的法向应力作用下被压入基体,在相对滑动时摩擦力通过磨屑的犁刨作用,使试样表面产生较深的犁沟,而且宽度增加,此时的磨损主要以磨粒磨损形式进行的。当载荷继续增大到100N时,法向应力很大,使试样表层产生微裂纹并且逐渐扩展形成块状剥落[8](示于图5d)。此时磨损以剥落方式进行,质量损失很大,磨损严重。

3 结论

(1)铸态镁合金AZ31由基体相α-Mg和第二相Mg17Al12组成,第二相含量较少,呈粒状分布在基体中。

(2)试样的磨损质量损失在不同的载荷下均随磨损时间的增加而呈线性增加。在不同的载荷区间,磨损质量损失的变化速率不同,其中50～75N区间磨损质量损失的速率较低,75～100N区间的磨损质量损失的速率最大。

(3)载荷增加使磨损质量损失更加显著,磨损形式发生由氧化磨损到磨粒磨损再到剥落磨损转变,磨损越来越严重。

参考文献

[1]CHEN H,ALPAS A T.Sliding wear map for the magnesium al-loy AZ91[J].Wear,2000,246:106-116.

[2]IDRIS M H.Precision casting of a magnesium-base alloy[J].Foundryman,1997,90(4):140-145.

[3]徐卫平,邢丽,柯黎明.镁合金AZ80A搅拌摩擦焊焊核区组织金属学演变[J].材料工程,2007,(5):53-56.

[4]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):54-57.

[5]MIKUCHI BA,ERCER M WE,GREEN WG.Magnesium matricomposites at Dow:status update[J].Light Metal Age,2002,44(10):16-20.

[6]祁庆琚,刘勇兵,杨晓红.稀土对镁合金AZ91D摩擦磨损性能的影响[J].中国稀土学报,2002,20(5):428-431.

[7]马颖,任峻,陈体军,等.AZ91镁合金得摩擦磨损行为及机理探讨[J].兰州理工大学学报,2006,32(1):33-36.

AZ31板 篇3

近年来,以高强钢、铝合金、镁合金及多种复合材料为代表的轻质、高强度难成形材料在汽车、航空航天器等先进制造领域的应用日益广泛[1,2,3,4]。研究表明,温热(200～400℃)成形工艺可提高镁合金板材的成形能力,因为温度提升时,镁合金晶体滑移系增多,并在热变形过程中发生动态再结晶,从而使成形能力得到提高[5,6,7,8,9,10,11,12,13]。但是,温热成形中的润滑、成形速度较慢及模具强度等问题仍有待进一步解决。张星等[14]采用Hopkinson压杆冲击压缩试验研究了应变速率为100～2000s-1时AZ31镁合金的应力应变行为。研究结果显示,在高应变速率冲击载荷下,镁合金板材的成形能力有很大提高。

电磁成形(electromagnetic forming,EMF)是一种高能高速成形方法,是利用瞬间的高压脉冲磁场对制件进行间接或直接加工的高速率成形工艺,可以使工件获得较好的成形性。相对于其他加工方法来说,电磁成形具有很多优势:成形精度高且工件材料性能不变,加工过程可重复,且成形过程与工件无接触,不需润滑[15,16,17,18]。

笔者将电磁成形与温热成形结合起来,采用均匀压力线圈[19]放电成形镁合金板材,可提高镁合金板材的成形能力及成形效率,并可有效避免单一温成形工艺中的润滑难题。通过温热电磁胀形实验,得到AZ31镁合金板材温热电磁成形极限图,并分析其在不同情况下的成形能力。

1 实验材料及方案

实验所用材料为商用1.0mm厚的AZ31镁合金交叉轧制板材,其主要成分含量如表1所示。将实验材料进行均匀化退火处理(退火温度为300℃,保温1h后随炉冷却)。

%

对实验材料在室温下进行准静态单向拉伸实验,得到材料的应力应变曲线,测得材料屈服强度σs为183MPa,拉伸强度σb为257MPa,伸长率δ为15.9%。

实验在自主研制的WG-Ⅳ电磁成形机上进行,设备最大放电电压为11kV,充电电容为10组110μF电容,最大能量约60kJ。

实验采用的均匀压力线圈由内部线圈、外壳和绝缘耐热树脂构成。内部线圈(共10匝)的方形截面尺寸为6mm×6mm,线圈与外壳均由黄铜机加工而成。绝缘耐热树脂充填在外壳与线圈间,树脂固化后形成绝缘层,并使线圈与外壳粘结成整体。

温热电磁胀形实验工装如图1a所示,液压机冲头提供钳制力使线圈与工件紧密接触,凹模内部设有电加热棒,其产生的热量通过凹模传导至板材使镁合金板材温度上升。准静态温热胀形实验在液压机上进行,准静态温热胀形采用与温热电磁胀形相同的凹模,凸模为半球头凸模,如图1b所示。

为获得不同的应变值,实验采用长100mm,宽度分别为100mm、90mm、70mm、50mm、30mm的试样。进行胀形实验前,先在试样表面印上圆形网格以便成形后分析应变大小。

温热胀形时,液压机冲头在1mm/min的压下速度下将板材胀形至出现裂纹;温热电磁成形通过逐步增大电磁成形设备的电压以改变放电能力,进而增大作用在板材上的电磁力,使板材电磁胀形至出现裂纹。通过光学显微镜测量变形后试样破裂区附近网格长短轴的长度,根据圆形网格的原始直径计算出材料沿长度和宽度方向的对数应变ε1和ε2(ε1<ε2),以ε2为横坐标、以ε1为纵坐标即可绘制出该应变路径下的成形极限点,在不同应变路径下的极限点上方做一直线即得板料成形极限图。由于本实验中板材的极限图测试主要是为了分析温热电磁胀形与准静态胀形对成形能力的影响,因此测定其拉-拉区的极限应变值,取板材局部颈缩处的网格应变值或破裂处邻近网格的应变值,绘制成形极限图。

2 结果及分析

图2和图3是AZ31镁合金板材在25℃至230℃下分别通过温热电磁成形和准静态成形的成形极限图。由图2和图3可知,在不同成形工艺下AZ31镁合金板材的极限应变都随温度的升高而增大。随着温度的升高,镁合金板材塑性变形能力不断提高。这是因为镁合金在室温下只有基面滑移产生变形,在高温条件下,更多的滑移系被激活,使镁合金塑性大大提高[20],因此在温度提高时,材料在破裂前能够获得更大的变形。但图2中25～150℃区间内的成形能力提高并不明显,这表明温度较低时,高应变速率对成形性能的影响不明显;在温度达到230℃后,晶体滑移系增多,变形能力改善,在高应变率的作用下,成形性能进一步得到提高。

将温热电磁成形与准静态成形的极限图进行综合比较,如图4所示(略去图2与图3中的应变点)。由图4可知,相比于准静态成形,相同温度条件下,电磁成形均可获得更大的极限应变,这有利于提高材料的成形能力;100～150℃下,温热电磁成形极限已经达到准静态温热成形在230℃左右的成形极限,这说明在工件获得相同变形量时,温热电磁成形可以降低成形温度,提高成形效率。对于温热电磁成形提高镁合金成形能力的原因,我们分析认为:一方面,升温状态下,镁合金晶体的更多滑移系被激活,使材料具备了一定的变形能力;另一方面,在高应变率下,惯性的作用及材料的应力应变行为的改变,使材料可获得的极限应变增加。此外,工件各部分受均匀的磁压力作用,参与变形的材料增多(准静态下,由于摩擦的影响,材料受力不均,部分材料变形很少),从而在整体上体现出变形量的增加和成形能力的提高。

3 结束语

本文将电磁成形与温热成形结合起来,在温热条件下放电成形AZ31镁合金板材,是一种新的探索,根据温热电磁胀形实验测试应变数据建立其在不同温度条件下(25～230℃)的成形极限图。研究结果表明,相比单一电磁成形和单一温成形,温热电磁成形工艺能进一步提高镁合金板材的成形能力。

AZ31板 篇4

镁合金具有密度小、比强度和比刚度高、阻尼减震性和电磁屏蔽性好、易机械加工和再回收利用等优点,被誉为21世纪可持续发展的“绿色工程材料”,在航空航天、电子、汽车等方面有着广泛的应用[1]。但镁是活泼金属,其耐蚀性很差[2,3],作为结构材料使用时必须进行适当的表面处理[4]。目前国内外采用的防腐蚀措施主要有化学镀和电镀等[4,5],这些处理方法大多对环境和人体有不同程度的危害,存在着污染问题[6]。因此需要一种既能满足环保要求、又有商业价值的环保型镁合金表面处理方法[7]。

镀锌层在工业生产中有广泛的应用,能显著提高基体防护性和装饰性[8]。在镁合金表面电镀锌,不仅可以保持镁合金本身的优点,还能大大提高其表面的耐腐蚀性能。但由于镁合金的不稳定性,其表面电镀锌具有自己的特点[9]。本工作以AZ31镁合金为基体,通过多次试验,获得了较佳的环保型镀锌工艺。

1试 验

1.1材 料

采用商用AZ31镁合金,对该合金进行光谱分析,其化学成分见表1。

1.2工艺流程

试样→打磨→化学除油→流动热水洗→流动冷水洗→表调→流动冷水洗→活化→流动热水洗→流动冷水洗→一次浸镀锌→退镀→二次浸镀锌→流动冷水洗→电镀锌→流动冷水洗→钝化→流动热水洗→流动冷水洗→干燥→试验结果测定。

1.2.1 前处理

除油工艺:18 g/L氢氧化钠,46 g/L碳酸钠,28 g/L磷酸钠,温度70~80 ℃,处理时间1~2 min。

表调工艺:40.0 g/L碳酸钠,40.0 g/L硝酸铁,3.5 g/L氟化钾,室温下处理2~3 min。

活化工艺:200 mL/L磷酸(85%),90 g/L氟化氢氨,温度20~80 ℃,处理时间1~10 min。

浸镀锌工艺:20 g/L氢氧化钠,300 g/L硫酸锌,1 g/L硝酸钠,20 g/L酒石酸钾钠,室温下处理30~180 s。

1.2.2 电镀

镀液配方:6~12 g/L氧化锌,90~130 g/L氢氧化钠,3.0~9.0 mL/L DEP-Ⅲ,2.0~6.0 mL/L WBZ-Ⅲ,酒石酸钾钠适量。

工艺参数:阴极电流密度1~4 A/dm2,温度15~75 ℃,时间10~30 min。

1.2.3 钝化

钝化处理的目的是提高镀锌层的耐蚀性,增加装饰性,使锌层表面生成一层稳定性高、组织致密的钝化膜。从环保方面考虑,采用无铬钝化。工艺参数:5~8 mL/L硝酸,40~50 g/L氟化氢氨,添加剂(主要成分为DEP-Ⅲ)适量,时间10~20 s。

1.3性能测定

使用QUANTA 200扫描电镜(SEM)观察镀锌层的表面形貌,利用Olympus BH2-UMA光学显微镜测定镀锌层厚度。

2结果与讨论

2.1表调

表调的目的是为了除去镁合金表面的氧化镁和氢氧化镁等自然保护膜及对电镀不利的物质,并降低镁合金的表面粗糙度。试验中观察到,表调液中存在的氟离子与腐蚀产生的镁离子形成了MgF,沉积在镁合金表面而阻止基体溶解,同时由于AZ31镁合金中晶界处的Mg17 Al12相的耐腐蚀性比基体组织α-Mg强,表调后晶界略凸出于α-Mg基体,使试验表面变得较为粗糙。在较粗糙的表面电镀锌,加大了镀层与基体的机械咬合作用,提高了镀层与基体的结合力。

2.2活化时间

活化是为了除去表调后镁合金表面的残渣,使工作表面露出新鲜金属表面,为镀层与基体金属的良好结合提供有利条件[10],增加活性中心以进行有效的浸锌。试验观察了活化时间在1~10 min内的浸锌和电镀效果。结果表明,活化时间太短,浸锌和电镀质量很差,但活化时间太长,效果增加并不明显,反而使基体溶解更加严重。合理的活化时间为2~3 min。

2.3浸镀锌

2.3.1 二次浸镀锌

镁及镁合金电镀前经过常规前处理后,还要进行特殊预处理,其目的是为了防止前处理后的零件表面生成新的氧化膜;防止零件浸入镀液后发生金属置换反应而形成疏松的接触镀层,降低镀层与基体的结合力。浸镀锌是在碱性锌酸盐溶液中进一步除去镁合金表面上的自然氧化膜,同时化学沉积一层锌以防止镁的再氧化。试验证明,锌的沉积速度大于镁的溶解速度,锌沉积在镁表面上,改变了镁的电极电位,使其正向移动。另外,在锌的表面电镀要比在镁的表面电镀容易得多,同时也保证了镀层与基体间的良好结合。

第一次浸镀锌后,分别用1∶1、1∶5、1∶10、1∶12和1∶15的硝酸溶液进行退镀,经水洗后,在同样的浸镀锌溶液中或在浓度较低的浸镀锌溶液中重新浸镀锌,即进行第二次浸镀锌。AZ31镁合金基材、一次浸锌和二次浸锌后的SEM形貌见图1,采用1∶15的硝酸溶液退镀。

试验结果表明,采用1∶15的硝酸溶液进行退镀,再进行二次浸镀锌,获得了致密、均匀、完整、与基体结合力强的浸镀锌层。这是因为在第一次浸镀锌时,镁合金表面的氧化膜首先被溶解,然后发生置换反应沉积出锌层,浸锌层结晶较粗大疏松。一次浸锌层经硝酸溶液退镀后,镁合金表面呈现均匀细致的活化状态,裸露的晶粒成为二次浸镀锌的结晶核心,故所得的二次浸镀锌层致密、均匀,且增强了与基体的强合力。

2.3.2 浸镀锌时间和浸镀液浓度

在碱性液中浸镀锌,镀层厚度在开始前15 s内增长很快,延长时间,锌层厚度的增加很缓慢。特别是当浸镀锌时间超过180 s后,锌层厚度不但不能增加,反而会降低镀层的结合力。多次试验发现,在室温下浸镀锌90 s左右,即可获得具有一定厚度、均匀细致、结合力好的浸镀层。

在低浓度的浸镀锌液中析出锌的速度较快,锌层呈暗灰色,结晶粗糙,结合力较差。在高浓度的浸镀锌液中,析出锌的速度较慢,锌层呈灰黄色且有光泽,结晶细致紧密,但其缺点是溶液黏度大,对复杂件及盲孔件浸镀锌不利,而且零件带出的镀液多[10],增加清洗工作量并造成不必要的浪费,最好采用中等浓度的浸镀锌溶液。

2.4镀液成分

2.4.1 酒石酸钾钠和添加剂

由于氢氧化钠和氧化锌的纯度往往不够,电解处理一般需要24 h以上。本试验通过加入4 g/L的酒石酸钾钠,大大缩短了电解时间,甚至不需电解就可得到合格的镀层,另外它还能掩蔽其他金属杂质。

添加剂是碱性镀锌的关键,当镀液中不含添加剂时,镀出来的是黑色、疏松的海绵状沉积层,试验中通过加入6 .0 mL/L 的DEP-Ⅲ添加剂,可得到光滑细致、具有银白色光泽的镀锌层。

2.4.2 氧化锌和氢氧化钠的浓度

氧化锌是碱性锌酸盐镀锌溶液的主要成分,分别用6,8,10,12 g/L的氧化锌进行电镀试验。结果表明,锌含量对镀液性能和镀层质量有较大影响。锌含量偏高,电流效率提高,但分散能力和深镀能力降低,容易出现阴阳面;锌含量偏低,分散能力好,有利于得到结晶细致的镀层,但沉积速度慢。本试验中由于没有添加氰化钠配位剂,锌离子在阴极上放电比较容易,所以采用较低含量(8 g/L)的氧化锌,即得到了均匀致密、外观良好、不易机械剥离的镀层。

氢氧化钠起导电和配位锌离子的作用,同时还是锌阳极的活化剂。氢氧化钠含量高,导电作用好,分散和深镀能力佳,阳极板也不易钝化;但氢氧化钠过高时,阳极化学溶解加速,镀液中锌含量自然升高,造成主成分比例失调。因此,氢氧化钠的浓度以100 g/L为宜。

2.5工艺参数

在温度15~75 ℃条件下,一般均能获得良好的镀层。温度低时,镀液导电性能差,添加剂吸附强,脱附困难;温度高时,添加剂吸附弱,极化降低。

允许的电流密度可达1~4 A/dm2,在其他条件相同的情况下,随着电流密度的增加,镀层中含锌量也随之增加,但结合力较差。这是因为膜层沉积速度很快,沉积上的锌和底层没有很好地结合。在较低的电流密度下,沉积速度较慢,但结合力较好,这是因为扩散和沉积速度相对处于平衡态所致。随着时间的增长,镀锌层的厚度也增加,但不能超过安全厚度(0.1 mm)[11]。

在上述最优配方及工艺条件下电镀得到锌镀层SEM形貌见图2。

从图2可知,镀层厚度均匀、外观良好、耐蚀性强、无起泡脱皮。镀层表面光滑细致,具有银白色光泽,无明显缺陷存在,晶粒大小均匀,表面呈规则排列。

3结 论

(1)一次浸锌后,采用1∶15的硝酸溶液退镀,再二次浸锌90 s,可得到均匀细致、结合力好的浸镀层。

(2)优化的环保型配方及工艺条件:8 g/L氧化锌,100 g/L氢氧化钠,6.0 mL/L DEP-Ⅲ,4.0 mL/L WBZ-Ⅲ,4 g/L酒石酸钾钠,阴极电流密度 2.5 A/dm2,温度15~75 ℃,时间10~30 min。

参考文献

[1]Aghion E,Bronfin B,Friedrich H,et al.The environmen-tal impact of new magnesium alloys on the transportation in-dustry[A].Magnesium Technology2004[C].USA:TMS,2004:167～172.

[2]叶宏,冯燕熹,王希山.镁合金化学镀镍工艺研究[J].表面技术,2002,31(6):32～36.

[3]张大顺.化学镀Ni-P合金工艺研究[J].表面技术,1999,(4):12～16.

[4]曾爱平,薛颖,钱宇峰,等.镁合金的化学表面处理[J].腐蚀与防护,2000,21(2):55～56.

[5]蒲以明,张志强,杜荣.镁及镁合金表面处理初探[J].铝加工,2002,25(4):32～36.

[6]张勇,许越.稀土铈对AZ91镁合金表面腐蚀性能的影响[J].哈尔滨工业大学学报,2002,34(3):376～378.

[7]贺慧彤.镁合金的环保型表面处理法[J].轻合金加工技术,2001,30(1):39～41.

[8]屠振密,张景双.电镀锌基合金的应用与发展[J].材料保护,1993,26(7):15.

[9]韩夏云,郭忠诚,龙晋明,等.镁及镁合金表面镀锌工艺[J].材料保护,2002,35(11):31～33.

[10]李国英.表面工程手册[K].北京:机械工业出版社,2004.

AZ31板 篇5

关键词：轧制,AZ31板,初始宽度,显微组织

镁合金具有低密度,高比强度,优良的抗震性能和阻尼性能,且镁的储量丰富,绿色环保,是一种非常有前景的结构合金。在镁合金的众多加工工艺中,轧制以能够连续大规模生产尺寸较大用途多的中间产品而备受关注。国内外的许多专家学者对镁合金的板材轧制进行了深入广泛的研究[1,2,3,4]。ZHANG Bo-ping 等[5]轧制得到了0.6mm的AZ31镁合金板,并就其显微组织和硬度进行了研究。研究表明随着轧制压下量的增加,板的硬度增加,当压下量达到97%时,硬度达到90HV。VESPA等[6]研究了微观组织对AZ31轧制板材的高温力学性能的影响。Styczynski 等[7]和HYO TAE JEONG等[8]分别研究了AZ31镁合金冷变形和温轧过程中的织构转变。陈彬等[9,10,11]研究了压下量对镁合金轧制变形的影响。张文玉等[12,13,14]研究了轧制路径对AZ31板材组织和性能的影响。但是,关于初始宽度对镁合金甚至是其他合金轧制板材组织性能影响的报道还较少。然而,镁合金的体积比热容较小(1781J·dm-3·K-1),导热系数较高(155W·m-1·K-1)约为铁的2倍,轧制过程中热量变化很大以及镁合金的密排六方结构对塑性成型的影响等,因此不能再忽略初始形状对镁合金轧制的影响。研究初始宽度对镁合金轧制板材组织和性能的影响,对板材的轧制成型和二次加工具有重大意义。

本工作将系统地研究不同初始宽度的AZ31镁合金板轧制变形后的组织与性能,以期得到初始宽度对镁合金轧制板材的影响规律。

1 材料准备和实验方法

实验所用AZ31镁合金(Mg-3%Al-1%Zn,质量分数)及主要仪器设备由国家镁合金材料工程技术研究中心提供。试样分别被加工成15,30,45mm宽,10mm厚,30mm长。

试样在320℃加热30min,然后轧制。轧机辊径170mm,辊速21r/min,轧辊不加热。试样轧后厚度6mm。对铸态板坯和轧制后的样品进行了硬度测试和金相分析,所用仪器为HXS-1000AY数显硬度计,加载力0.49N,加载时间20s。金相腐蚀剂配方为苦味酸4.5g,乙醇75mL,乙酸5mL,蒸馏水10mL,腐蚀2~3s。然后用MDS金相显微镜观察。分别用Rigaku D/MAX 2500和TESCAN钨灯丝扫描电镜进行了晶体衍射分析和边部裂纹观察。

2 实验结果和分析

对三块轧制后的板坯进行了力学性能的相关测试和组织分析,获得了宽度对镁合金轧制板材组织和性能的影响规律,并且对轧制产生的宏观裂纹进行了分析。

2.1 硬度分析

在每块试样上测20个点的硬度,然后取平均值,如图1所示。

测定的铸态AZ31的硬度为45HV,轧制后板材的硬度都在54HV以上,比铸态合金高11HV以上。这是轧制使合金加工硬化的结果。同时,轧制使得疏松缩孔减少,组织更加均匀,也有利于硬度的提高。

硬度分布结果显示,随着板坯宽度的增加,轧后板材边缘部位的硬度增加。这表明,随板坯宽度的增加,塑性变形越严重,合金的加工硬化越显著。45mm板中间的硬度比边缘的硬度小,这和板坯在轧制过程中的塑性变形以及温度不均匀有关。本次实验采用的是开放式轧机,且轧辊不加热。同时镁合金的体比热容较小,导热系数较高,所以在轧制过程中试样的热量很容易被传导到轧辊和周围环境中,温度骤降。实验测定结果表明,经轧制后板材温度要降低近100℃,试样边缘尤为剧烈。由于塑性变形产生的热量,板的中间部分发生了动态再结晶,合金的组织被软化;而边缘部分由于温度下降剧烈,加工硬化现象严重,再结晶软化不及加工硬化的作用大,所以板的中间部分的硬度没有边缘部分或者是距板的边缘近的部分硬度高。

2.2 显微组织分析

金相分析的结果如图2所示,实验所用的铸态板坯的晶粒粗大,约300μm,且有较多的疏松缩孔。铸态板坯经压下量40%的轧制,发生了动态再结晶。但是从图2除了可以看到等轴状的细小的再结晶晶粒,还有细长的孪晶。这些孪晶相互交割,这是镁合金在较低温度塑性变形的典型特征。图2(b),(c),(d)都是孪晶和再结晶晶粒共存的组织,差别不大。但是,图2(b)为再结晶和孪晶共存组织,且其中的孪晶细长,分布较多。图2(c)中的孪晶很多已经发生了再结晶,许多等轴的再结晶晶粒串联在一起。图2(d)中的孪晶较少,多是大片等轴的再结晶区域或者在原来孪晶处再结晶的细长的再结晶区域。随着板坯初始宽度的增加,孪晶略有减少,而再结晶也进行得更充分。由于较宽的板边部的流变更剧烈,所以图2(b),(c),(d)对应的硬度值也相差不大。图2(e)中的组织以再结晶晶粒为主,由于再结晶软化,所以其硬度较低。上述现象是由在轧制过程中,板坯的热量被传递给轧机和周围环境引起的。板坯中间的温度要比边缘的温度高,所以再结晶进行得比边缘充分。而板坯越宽,热量越多,热传导引起的温度下降要比窄的板坯小。由于镁合金低的体积比热容和较高的导热系数,使得这种现象在镁合金中尤为显著。

2.3 XRD分析

为了分析不同宽度板坯轧制对其晶体学取向的影响,进行了XRD分析,结果见图3。不同初始宽度AZ31板坯轧制后并没有物相的变化。合金的晶体取向以(0002)和undefined为主。初始宽度对合金的晶体学取向有一定影响。在板的边部,(0002)基面取向变化不是很显著,略有增加。但是,在初始宽度为45mm的AZ31镁合金板坯轧制后的中间部分,(0002)方向取向比15mm宽的板增加了近30%。这是在较宽的板的中间发生了动态再结晶,轧制过程中再结晶晶粒按照一定的取向生长和排列的结果。上述结果表明,越宽的板坯轧制后,基面织构越多,尤其是在板的中间部分。这种晶体取向分布对合金后续的二次加工有重要影响。

2.4 裂纹分析

图4为板坯轧制后局部边裂处的扫描电镜照片。AZ31镁合金在此实验条件下,40%压下量轧制后的裂纹以层状撕裂为主。这也是合金热轧中常见的一种缺陷形式。这种延性损伤符合现代损伤力学的微空洞形核理论[15]。A处可见明显的空洞,当空洞扩大连接到一起就形成了类似B处的长条状的空隙。这些材料的内部空隙不断连接扩大(M线),当它们和合金表面的裂纹(N线)连接到一起时,材料就发生了宏观的断裂,板坯的边裂也就产生了。

3 结论

(1)随着板坯宽度增加,轧后板材的边部硬度有所增加,再结晶晶粒比例也有所增加,(0002)基面取向更明显。

AZ31板 篇6

镁合金具有广阔的应用前景,但耐蚀性能很差,这一缺点在很大程度上限制了其优势的发挥。缓蚀剂技术是金属防腐蚀应用最广泛的技术之一[1]。常用的镁合金缓蚀剂有铬酸盐、金属氟化物等[2],它们能够有效抑制镁合金的腐蚀,但会对环境造成很大污染。因此,寻找适用于镁合金的环保型缓蚀剂非常必要和迫切。

苯甲酸钠(SB)作为一种环境友好型缓蚀剂,已被广泛应用于抑制锌、钢铁、铝合金等多种金属材料的防腐蚀[3,4,5],而对镁合金的缓蚀作用却少见报道。本工作利用电化学阻抗谱(EIS)、极化曲线及扫描电子显微镜(SEM)等表征手段,研究了苯甲酸钠对应用广但耐蚀性甚差的AZ31镁合金[6]在3.5%NaCl介质中的缓蚀作用及其机理,以期提高AZ31镁合金的耐蚀性能,拓展其应用。

1 试 验

1.1 试 样

研究材料为AZ31镁合金(重庆镁业有限公司);依次经100,300,600,1 000,1 400号水砂纸逐级打磨、整平,然后在丙酮中超声清洗3 min,经去离子水冲洗、冷风吹干备用。

1.2 腐蚀试验

腐蚀介质为由NaCl(分析纯)和去离子水配成的3.5% NaCl溶液;添加的缓蚀剂为一定量苯甲酸钠(分析纯)。

1.3 测试分析

电化学测试使用CHI660C电化学工作站;采用三电极体系,研究电极为AZ31镁合金电极,参比电极为饱和甘汞电极,辅助电极为大片铂电极,电解液为甲酸钠含量不同的腐蚀介质,恒温30 ℃。电化学测试面积为1.0 cm2,非工作面用环氧树脂封装。测试前镁合金电极预先在电解液中稳定1.0 h,测试极化曲线扫描速率为0.5 mV/s;电化学阻抗谱于自腐蚀电位Ecorr下测试,频率范围为1.0×10-2～1.0×105 Hz,交流信号幅值为±5 mV。

试样表面形貌使用VEGA II LMU扫描电子显微镜表征。

2 结果与讨论

2.1 电化学阻抗谱

图1为AZ31镁合金在添加不同浓度SB的3.5%NaCl介质中的阻抗谱(EIS) 。无缓蚀剂SB时,阻抗谱由高频区容抗弧和低频区感抗弧组成;添加0.1～0.3 mol/L SB后,阻抗谱的主要特征没有改变,但高频区容抗弧随SB浓度增加而增大;SB浓度增加至0.4 mol/L以上,高频区容抗弧显著增大,且阻抗谱低频区感抗弧由容抗弧代替。通常认为,高频区容抗弧反映转移电阻Rt和界面电容Cdl组成的阻容弛豫过程,低频区阻抗谱则由缓蚀粒子在电极表面的吸附 - 脱附过程引起[7]。应用图2等效电路解析高频区容抗弧可以得到转移电阻Rt,进而可利用(1)式计算缓蚀率η[7]:

undefined

式中R0t,Rt———未添加及添加缓蚀剂后体系的转移电阻

高频区容抗弧拟合所得转移电阻Rt和界面电容Cdl(考虑“弥散效应”[7],采用一常相位角元件CPEdl代替)及计算出的缓蚀率见表1。

从表1可看出:加入SB后,转移电阻Rt增大,说明SB对AZ31镁合金的腐蚀具有抑制作用;增加SB浓度,缓蚀率增大,当SB浓度为0.4 mol/L时缓蚀率达84.97%,继续增加SB浓度,缓蚀率变化较小。由此可知,由于镁合金本身很高的化学活性及其腐蚀产物膜较差的保护性,SB在浓度较大时才能较好地发挥缓蚀作用。

2.2 Tafel极化曲线

图3为AZ31镁合金在添加0.4 mol/L SB前后于3.5% NaCl介质中的极化曲线。由图3可以看出,添加SB后,自腐蚀电位正移约100 mV,阳极支电流明显降低,阴极支电流略有下降。因此,推测SB是一种阳极型缓蚀剂,可以增加阳极极化,抑制镁合金腐蚀的发生。

2.3 SEM形貌

图4为AZ31镁合金在添加0.4 mol/L SB前后于3.5% NaCl介质中浸泡1.0 h的表面SEM形貌:无SB时试样腐蚀严重,表面有较多蚀孔、缝隙,部分腐蚀产物呈隆起状堆积在试样表面;添加0.4 mol/L SB后试样表面平整、光滑,基本无腐蚀迹象,只隐约可见打磨留下的划痕。这说明0.4 mol/L SB即可使AZ31镁合金表面形成较为完整致密的防护膜,有效地阻止强腐蚀性Cl-与基体镁合金的接触,显著抑制AZ31镁合金在NaCl介质中的腐蚀。

2.4 吸附模型

SB对金属的缓蚀作用是由苯甲酸根在金属表面的吸附引起的[4]。如果苯甲酸根在AZ31镁合金表面的吸附符合Temkin吸附模型,则应有[8]:

exp(-2aθ)=Kc (2)

式中 c ——缓蚀剂浓度

K ——吸附平衡常数

θ ——表面覆盖度,近似等于缓蚀率η[7],%

a ——吸附层中不同物质之间的相互作用

a>0,存在引力;a<0,存在斥力;a=0,不存在相互作用力,此时Temkin吸附等温式与Langmuir吸附等温式一致。由式(2)得式(3):

lnc=-2aθ-lnK (3)

对lnc与θ进行线性回归处理,结果见图5。所得直线斜率为-2a,截距为-lnK,由直线斜率求出a值为-1.361,由截距求出吸附平衡常数K值为23.28。从直线相关图可以看出,lnc与θ较好地符合线性关系,这说明SB在AZ31镁合金表面的吸附满足Temkin吸附等温式。a<0则说明AZ31镁合金表面的吸附物质之间存在相互排斥力,这可能是致使苯甲酸钠用量较大、缓蚀率不高的主要原因。因此,通过加入合适的物质与苯甲酸钠进行复配可以减弱吸附物质之间的相互排斥力,有利于降低苯甲酸钠用量,提高缓蚀率。

2.5 缓蚀机理

在3.5%NaCl介质中,AZ31镁合金极易腐蚀[6]。其腐蚀从Mg的基相开始,腐蚀的电化学阳极和阴极反应式分别[2]为:

undefined

undefined

由此可见,镁合金腐蚀会产生OH-而导致介质pH值上升。在局部pH值达到一定值时,腐蚀产生的Mg2+和OH-会生成Mg(OH)2沉淀沉积于镁合金表面,对镁合金基体产生一定保护作用,但由Mg(OH)2组成的腐蚀产物膜很不致密,所以对基体的保护作用非常有限[6]。

当腐蚀介质中加入SB后,苯甲酸根与试样/介质界面吸附的腐蚀性Cl-产生竞争,减弱了腐蚀性Cl-在界面的吸附;同时,苯甲酸根可以与腐蚀产生的Mg2+反应并沉积,从而与由Mg(OH)2组成的腐蚀产物一起构成较为致密的表面膜,对镁合金基体产生较强保护作用。EIS,Tafac极化曲线及SEM结果均能说明上述分析成立。

另外,从EIS及Tafac极化曲线结果可知,SB虽然为阳极型缓蚀剂,用量不足时,也具有一定缓蚀效果。这不同于被称为“危险性缓蚀剂”的一般阳极型缓蚀剂,这类缓蚀剂在用量不足时会形成小阳极大阴极的腐蚀电池、加剧金属的孔蚀[1]。

3 结 论

(1)苯甲酸钠(SB)属于阳极型缓蚀剂,缓蚀率高达84%。通过增大阳极极化有效地抑制了AZ31镁合金在3.5% NaCl介质中的腐蚀。

(2)苯甲酸钠(SB)在AZ31镁合金表面的吸附符合Temkin吸附模型,a<0说明AZ31镁合金表面的吸附物质之间存在相互排斥力。通过加入合适的物质与苯甲酸钠进行复配可以减弱吸附物质之间的相互排斥力,有利于降低苯甲酸钠用量、提高缓蚀效率。

参考文献

[1]张天胜.缓蚀剂[M].北京:化学工业出版社,2002:1~7.

[2]宋光铃.镁合金腐蚀与防护[M].北京:化学工业出版社,2006:19~43.

[3]Aramaki K.Effect of organic inhibitors on corrosion of zincin an aerated 0.5 M NaCl solution[J].Corrosion Science,2001,43(10):1 985~2 000.

[4]Jha G S,Choudhary B P,Sanyl S.Inhibition by benzoateon corrosion of mild steel in binary mixture of aggressive ions[J].Transactions of the SAEST,2006,41(1):18~26.

[5]Rosliza R,Senin HB,Wan N W B.Electrochemical prop-erties and corrosion inhibition of AA6061 in tropical seawa-ter[J].Colloids and Surfaces A:Physicochemical and En-gineering Aspects,2008,312(2,3):185~189.

[6]李凌杰,于生海,雷惊雷,等.AZ31和AZ61镁合金在模拟海水中的腐蚀电化学行为[J].电化学,2008,14(1):95~99.

[7]曹楚南,张鉴清.电化学阻抗谱导论[M].北京:科学出版社,2002:175,178.

AZ31板 篇7

关键词：AZ31镁合金,低周疲劳,等径角变形,疲劳寿命

镁合金是目前工业上可应用的最轻的金属结构材料 (镁的密度1.74g/cm3, 为铝的2/3、钢的1/4) , 具比强度高、比刚度高, 易于回收再利用等特点, 被誉为“21世纪绿色工程材料”, 已成为交通工具等轻量化的主要用材之一。

镁合金一般可分为两类:铸造合金与变形合金。铸造镁合金含有大量的铸造缺陷 (如空洞、夹杂) , 缺陷成为疲劳裂纹的优先形核点, 严重降低了材料的力学性能。而变形镁合金避免了上述缺陷, 具有优异的力学性能。然而, 由于镁合金具有密排六方晶格结构, 其塑性较差, 导致镁合金主要采用铸造成形而非塑性成形, 因此, 提高镁合金的加工能力及强度成为扩展其用途的关键所在。

经过10多年的研究, 等径角变形 (Equal channel angular pressing, ECAP) 技术已逐渐发展成为制备块体超细晶材料的主要方法之一[1]。超细晶材料由于晶粒细小而具有不同于粗晶材料的特性, 如高强度、较大的塑性[2]。对于镁合金而言, ECAP技术可以细化晶粒至0.5~1μm[3]。目前, 人们对超细晶材料的研究主要集中于晶粒细化和强韧化机理[2,3,4]。然而, 为了镁合金的安全应用, 必须了解其疲劳行为及损伤机理。高周疲劳实验表明[3,5], 镁合金的晶粒细化将降低疲劳极限及裂纹扩展率[5]。应变控制模式下的镁合金低周疲劳行为研究较少。事实上, 应变疲劳更能揭示材料的疲劳规律及损伤机理[6]。

本实验主要针对等径角变形AZ31镁合金在应变控制模式下的疲劳行为进行研究, 总结该细晶材料在应变控制模式下疲劳变形的一般规律, 为ECAP镁合金的工程应用提供可靠的实验基础和理论依据。

1 实验

实验所用合金的成分 (质量分数, %) 为:Al3、Zn1、Mn0.2, 其余为Mg。挤压用料棒为直径30mm、长150mm的圆棒。采用90°的转角, 每次ECAP挤压产生等效应变约为100%。挤压在250℃进行, 每次挤压前10 min放入料棒, 以保证达到热平衡。对每个料棒连续挤压4次, 每次挤压后将料棒沿挤压轴顺时针旋转90°后进行下一次挤压。该变形路径可以有效细化晶粒[2,5]。用电火花线切割技术从制备的料棒上截取拉伸和疲劳试样, 试样的标距尺寸为30mm×12mm×4mm。在拉伸或疲劳实验前, 对试样表面进行仔细的机械抛光和电解抛光, 以便得到光滑表面。电解抛光液的成分为15mL高氯酸+50mL乙二醇+180mL乙醇, 电压20~25V, 抛光时间2~3min。

在Instron-8801液压伺服疲劳试验机上进行拉伸及疲劳实验。拉伸实验的初始应变率为10-3/s。疲劳实验采用恒定总应变控制模式, 波形为正弦波, 总应变幅为10-3~10-2, 频率为1Hz。采用半寿命Nf/2时的塑性应变幅与寿命值Nf构成Coffin-Manson曲线。

2 结果与讨论

2.1 微观组织观察

经过4道次ECAP后, 常规挤压态AZ31镁合金晶粒明显细化, 且分布较为均匀, 表明在ECAP过程中发生了动态再结晶行为。图1 (a) 、 (b) 分别给出了常规挤压态及4道次ECAP态的AZ31镁合金的光镜组织照片。常规挤压态和ECAP态AZ31镁合金的晶粒尺寸分别约为30μm和5.6μm。结果表明, ECAP可以显著细化镁合金晶粒。

2.2 单向拉伸力学性能

表1给出了常规挤压态与ECAP态AZ31合金的单向拉伸力学性能。经过ECAP变形, AZ31合金的屈服强度显著下降。一般而言, 金属材料经过ECAP, 晶粒细化, 晶内和晶界附近位错密度增加, 屈服强度得以提高[7]。经过ECAP, 虽然AZ31镁合金晶粒得到显著细化 (如图1所示) , 但是其屈服强度反而降低, 可能归因于镁合金在ECAP过程中形成的织构。镁合金属于典型的密排六方晶格结构, 在室温条件下, 基面滑移是其主要的滑移系, 在常规挤压过程中, 各个晶粒的基面发生旋转, 直至平行于挤压方向, 形成基面织构, 在此取向条件下, 基面难以滑移, 导致其具有较高的屈服强度。而经过ECAP时, 镁合金在转角处受到切应变, 使得基面旋转至与挤压方向呈45°[8], 在此取向下, 材料获得最大的Schmid因子, 降低了屈服强度。可以看出, ECAP镁合金的屈服强度受织构弱化与细晶强化同时控制, 二者竞争导致了ECAP镁合金屈服强度的降低。

2.3 循环应力响应

图2给出了AZ31镁合金在不同总应变幅下的循环应力响应曲线。初始态AZ31镁合金表现出较为显著的循环硬化行为, 而在当前的总应变幅范围内, ECAP态材料均表现出循环软化行为, 并且随着应变幅的增加, 软化现象更为明显。

已有的研究表明, 多数ECAP金属材料受到循环形变时, 均表现出明显的循环软化特征[9]。目前对ECAP材料循环软化的机制尚存在争议, 对于ECAP纯铜而言, Agnew等[10]提出了晶粒粗大导致微结构的不稳定, 但随后吴世丁等[11]采用电子通道衬度技术并未在应变疲劳金属铜表面发现晶粒尺寸的变化, 并提出了晶界滑动导致循环软化现象。

对于ECAP态AZ31镁合金而言, 在应变疲劳过程中出现了显著的晶粒粗化/再结晶行为, 如图3 (b) 所示。经过应变疲劳, ECAP态AZ31镁合金的晶粒尺寸长大至16μm, 同时, 晶粒的形状表现出明显的方向性, 晶粒长轴方向与力轴方向约呈45°。

事实上, ECAP剪切面并非晶体学上的晶面, 它影响到缺陷的取向分布, 使得塑性变形沿着该剪切面方向较易进行, 如图4 (a) 所示。由于缺陷的分布沿着ECAP挤压最后一道次的剪切面, 因此, 缺陷与力轴大致呈45°, 并且分布非常不均匀。缺陷的不均匀分布提供了有利的再结晶形核位置。随着疲劳的进行, 位错的湮灭行为使得位错密度梯度进一步增大。当位错密度梯度增加至一定程度时, 在低位错密度区域形成再结晶晶核[12], 如图4 (b) 所示, 并逐渐向高位错密度区域长大, 直至完全占据高位错密度区域, 由此造成再结晶晶粒的最大轴与力轴呈45°, 如图4 (c) 所示。

2.4 Coffin-Manson曲线及疲劳断裂方式

材料低周疲劳的Coffin-Manson关系 (即塑性应变幅与载荷反向次数之间的经验关系) 通常表达为:

式中:Δεp/2是塑性应变幅, ε′f为疲劳延性系数, 2 Nf是发生破环的载荷反向次数, c为疲劳延性指数。对于AZ31合金而言, 无论是常规挤压态, 还是ECAP态, 在双对数坐标条件下, Coffin-Manson曲线均近似为直线, 如图5所示。据此, 利用线性回归分析方法即可对AZ31合金的应变-疲劳寿命数据进行分析, 确定常规挤压态和ECAP态AZ31合金的应变疲劳参数ε′f和c。随着晶粒细化, AZ31镁合金的低周疲劳寿命显著延长, 延长的疲劳寿命可归因于疲劳延性系数ε′f的增大。在低周疲劳条件下, 材料的疲劳寿命主要由材料塑性决定[6]。由于ECAP在镁合金中引入了软织构, 增加了材料塑性, 引起材料ε′f增加, 最终延长了AZ31镁合金的低周疲劳寿命。

变形方式决定材料的断裂方式。图6给出了在总应变幅0.5%条件下的疲劳断口形貌。从图6可以看出, 常规挤压态AZ31镁合金的疲劳断口形貌与ECAP的明显不同, 常规挤压镁合金的断口呈现明显的小平面特征, 同时在小平面上排列着显著的板条结构, 这些板条结构主要是由孪晶形成[13]。而对于ECAP镁合金, 断口表面非常平整。同时, 在常规挤压态材料的断口上发现了二次裂纹的存在, 而ECAP材料上却不存在, 表明常规挤压材料局部应力集中更为严重。

断口形貌与裂纹尖端的疲劳塑性区尺寸密切相关, 当疲劳塑性区尺寸小于晶粒尺寸时, 裂纹仅与单个晶粒交互, 此时, 疲劳裂纹将沿特定晶面扩展, 出现小平面特征。而当疲劳塑性区尺寸大于晶粒尺寸时, 裂纹则与数个晶粒交互, 导致产生较为光滑的断裂断口。在平面应力条件下, 循环塑性区尺寸rp可表达为[6]:

式中:ΔK为应力强度因子范围, σys为屈服强度。因为ECAP变形试样的屈服强度远小于常规挤压态材料 (表1) , 导致ECAP试样疲劳塑性区尺寸增加, 形成了较为平坦的断口表面, 而常规挤压态材料出现小平面断口。

3 结论

(1) ECAP可以显著细化AZ31镁合金, 但由于在变形过程中形成软织构, 并且软织构造成的软化效应超过了细晶强化效果, 导致ECAP态AZ31镁合金的强度降低, 但塑性提高。

(2) ECAP态AZ31镁合金在应变疲劳中表现出循环软化。ECAP镁合金在疲劳变形过程中微结构不稳定, 晶粒沿最后一道次的剪切面长大。