变形镁合金（精选9篇）
变形镁合金 篇1
0 引言
镁合金具有独特的优越性能,如高的比强度和比刚度、良好的机加工性能、可回收循环利用等,是目前最轻的金属结构材料,正在成为研究的热点,在电子、汽车、航空等领域具有广阔的应用前景。但是与其他结构材料相比,镁合金在室温下的延性和强度较低。镁合金具有密排六方晶体结构(HCP),室温下滑移系较少,孪生变形是其重要的塑性变形协调机制。深入研究镁合金不同变形机制、变形工艺与组织性能之间的相互影响,对于优化塑性变形工艺、促进镁合金均匀变形、改善镁合金的延性和强度、探索开发适合工业化生产的高性能变形镁合金材料及其制备工艺具有重要的促进作用。
1 镁合金的塑性变形机制
1.1 密排六方结构晶体材料的滑移系
对于多晶体材料来说,均匀的塑性变形需要5个独立的滑移系,即von Mises法则。密排六方结构晶体结构中最常见的2个Burgers矢量是a和c+a,可能的滑移系见图1[1]及表1[2]。HCP金属中最常见的2个滑移系是基面滑移和柱面滑移,提供4个独立的滑移系。由a位错沿锥面滑移提供的4个独立滑移系在晶体学上等效于上述4个独立滑移系在基面和柱面上的交滑移。
当c+a位错的滑移系启动时,可以独自提供5个独立的滑移系来满足von Mises法则。
*见图1
1.2 镁合金的塑性变形机制
纯镁及大部分镁合金都具有HCP晶体结构,主要变形机制是基面滑移、棱柱面滑移、锥面滑移、孪生变形和晶界滑移等。在室温进行塑性变形时,由于柱面和锥面滑移的临界剪切应力 (CRSS) 远高于基面滑移的,因而不易被启动,镁合金的主要塑性变形机制为undefined基面滑移(3个密排方向undefined、undefined和undefined组成了2个独立滑移系)[3],提供垂直于c轴方向的应变。但是当基面平行于载荷方向时,Schmid因子约为0,很难发生基面滑移,如基面平行于拉伸轴时,这种织构提供的基面滑移的Schmid factor较小,材料表现出强化效应[4]。镁合金基面滑移只能提供2个独立的滑移系,不能满足von Mises对于协调塑性变形的要求。因此镁合金在室温附近进行塑性变形时必须由其他基面和锥面滑移系激活。镁及其合金中的复杂变形机制,如孪生、非基面滑移和晶界滑移,也可能出现在室温下,与晶粒尺寸、应力状态等因素有关[5]。
随着温度的上升,非基面滑移的临界应力急剧下降,非基面滑移被激活,从而有效提高镁合金的热加工性能。镁合金中非基面滑移的激活具有以下特征:
(1)非基面滑移是热激活过程。激活柱面滑移、一级锥面滑移和二级锥面滑移需要的温度分别在450K、623K和573K以上[6]。
(2)非基面滑移与应变速率有关。柱面滑移是应变速率控制的变形机制[7]。
(3)激活非基面滑移需要高的应力,如晶界处的高应力集中[8]。应力集中源于位错在晶界后面的堆积与相邻晶粒之间大的塑性变形协调应力。Koike [9]研究发现非基面滑移主要发生在晶界区域。Koike等[10]认为,协调变形引起的附加应力可以促进激活非基面滑移,观察到非基面滑移位错占总位错密度的40%,表明非基面滑移在变形机制中扮演着重要的角色。
升高变形温度、细化晶粒和合金化通常可以促进非基面滑移,从而有效改善延性。Koike等[10]发现,晶粒细化可以有效激活晶界处的棱柱面滑移,因为晶粒细化可以促进晶界处的应力集中,满足棱柱面滑移的临界切应力(CRSS),从而促进棱柱面滑移。Yasumasa等[11]的研究表明,晶粒尺寸小于10μm时可有效激活晶界处的柱面滑移,使镁合金延性增加。
此外,晶界滑移(Grain boundary sliding,GBS)也是镁合金的塑性变形机制之一。Ashby [12]提出:在2个取向不同的相邻晶粒之间,晶界区域可以通过所谓的几何必须位错起到协调塑性变形不相容的作用,即所谓的晶界滑移。在细晶镁合金中很容易发生GBS,有利于应力松弛,是应力松弛的机制。但GBS在粗晶镁合金中很少出现,促进粗晶镁合金应力松弛的主要机制是压缩孪晶。GBS应力松弛的能力比压缩孪晶高,因此与粗晶镁合金相比,细晶镁合金呈现出更高的延性。镁合金在室温下也可能会发生GBS。Koike等[10]研究了在室温下拉伸变形过程中GBS对总拉伸应变的贡献,表明由GBS引起的应变占总应变的8%(拉伸速率为1.0×10-3 s-1,晶粒尺寸为8μm)。
2 镁合金的孪生变形
孪生变形的临界切应力(CRSS)远高于滑移变形,因此,对于滑移系较多的体心和面心立方金属,只有当变形温度很低、应变速率极高或因其它原因使滑移受阻时,孪生才能成为塑性变形的主要机制。在3种典型金属结构中,六方晶系金属的滑移系较少,且六方晶系的孪生剪切应变S比较低,孪生引起的应变能与S2成正比,所以六方晶系比较容易产生孪生。
对于HCP晶体结构的镁合金,在一个相当宽的变形温度范围内,滑移、孪生和断裂是相互竞争的应力释放形式,孪生是镁合金的一种重要的晶内塑性变形机制。在变形温度较低时,滑移系较少,基面(0001)滑移产生几何硬化而晶粒内又没有有利于滑移的滑移面时,随着应力的增加将产生另一种热变形机制——孪生变形。在225℃以上且应变速率较高时,棱柱面等非基滑移面被激活,镁合金的滑移系增加,但是在未变形的晶粒内部仍容易发生孪晶。
2.1 镁合金的主要孪生系
室温下镁合金的主要变形机制是基面滑移,然而基面滑移不能提供晶粒沿c轴的变形。c轴的变形可以通过孪生来实现。镁合金的孪生类型主要有拉伸孪晶和压缩孪晶[6]。
(1)拉伸孪晶
undefined拉伸孪晶是镁合金中最常见的孪生机制[13]。根据最小切变原则,切变量最小的孪生优先发生。在镁合金中,undefined拉伸孪晶的切变量最小,其CRSS约为2MPa[14],因此是最容易发生的孪生。镁合金中的孪生要素见表2,示意图见图2[15],其中K1是孪晶几何中的第一不畸变面(即孪生面或赤道平面),K2是第二不畸变面,η1表示孪生方向,η2为K2与切变平面P的交线,S表示孪生切应变。undefined孪生变形的激活会在孪晶与非孪晶晶格之间产生86.3°的取向差[16]。
只有沿c轴方向受拉或垂直于c轴方向受压时才容易发生undefined拉伸孪晶,从而协调HCP晶格的c轴拉伸变形。拉伸孪晶主要发生在变形初期,对应变有贡献[17]。拉伸孪晶通常发生在具有织构的铸造合金变形中,以及在挤压件沿着挤压方向单轴压缩变形时,或者轧制板材在轧板平面的某一个方向进行单轴压缩时[18]。
undefined孪生使晶粒的c轴趋向于平行压缩轴,从而形成基面织构,导致力学性能的各向异性[19]。
(2)压缩孪晶
undefined压缩孪晶的CRSS 为76～153MPa[14],切变量仅大于undefined孪生,其孪生要素见表2。undefined缩孪晶可以协调c轴的压缩变形,使c轴重新取向至约56°,有利于后续的拉伸孪生变形[19]。压缩孪晶不像拉伸孪晶那样可以在母体晶粒中长大和大量增殖,而是在变形过程中始终保持相对细小的形貌。压缩孪晶主要发生在变形的结束阶段,有利于应力松弛[9]。undefined孪生常在673K以上的高温塑性变形中发生。
*c/a=1.624
压缩孪生变形通常表现为复杂的二重孪晶。二重孪生,即在一个孪晶中再次发生孪生变形,是由拉伸和压缩孪晶相互结合而产生的。近期有报道称存在undefined二重孪晶[20],也是压缩孪晶。初级孪生发生在undefined或undefined平面,在初级孪晶内部又发生undefined孪生[21]。undefined复合孪晶的基面与基体的基面倾斜成37.5°。在沿c轴的压缩变形中会观察到压缩孪晶和二重孪晶[22]。
除以上锥面孪生外,undefined、undefined、undefined等晶面也可以作为镁合金的孪晶面[15]。
2.2 孪生变形的表征
孪生变形在单晶中形成的应变可用式(1)计算[23]:
εtw=SMtw=Scosχtwcosλtw (1)
式中:S是孪生变形的剪切应变,Mtw是孪生变形的Schmid因子,χtw是孪生面法向与应力轴的夹角,λtw是剪切方向与应力轴的夹角。
HCP结构的镁合金具有6个等效的孪晶面,这些孪晶面的Schmid因子可以计算。文献[15]研究了HCP材料中由孪生变形引起的剪切应变。在镁中,undefined孪晶的剪切应变为undefined的剪切变形为undefined的剪切变形为0.04。Kleiner等[24]计算了具有环状丝织构的纯镁的undefined孪生应变,认为在压力和拉力载荷下产生的孪生应变的差值随倾斜角的增加而下降(这里的倾斜角是指晶粒c轴与应力轴之间的夹角)。此时,由于其Schmid因子小,在压力载荷下很难产生拉伸孪晶。然而,在拉伸载荷下,由于Schmid因子大,很容易产生拉伸孪晶。
在孪生变形过程中镁合金的切变部分与未切变部分形成镜面对称,孪生切变使晶粒转动而与基体形成一个特定的角度。表3列出了常见的几种孪生模式发生孪生变形时晶粒转动的角度[3]。
孪晶类型可以通过孪晶与基体之间的取向差来推算[25]。在研究孪生变形特性过程中,如不需要TEM 来检测其精确的孪生面指数,可以通过金相图中平行孪晶相交的固定角度来推测或判断其孪生面。图3为笔者在AZ31于300℃下进行轧制制备薄板过程中观察到的显微组织(h=1.6mm,最后道次轧制变形量20%)。图3中孪晶相交的固定角度接近90°,可以推测为undefined孪晶。
孪晶类型也可以通过电子背散射衍射(EBSD)来表征。如图4所示[26],采用不同颜色标定不同的孪晶类型,可以直观地观察不同类型孪晶的分布,计算孪晶界所占的百分比。采用EBSD测量晶粒取向差的统计图也可以进一步分析孪晶类型。图5[6]中取向差的峰值位于86.3°,由于undefined晶系的激活使孪生晶格与未发生孪生的晶格之间形成86.3°的取向差,因此可证明存在undefined孪晶。
还可以通过TEM观察和计算确定孪晶类型。图6为在undefined条件下压缩变形AZ31中观察到的孪晶组织,其中TB指孪晶边界。通过SAD计算可得图6右上图的孪晶为undefined压缩孪晶[27]。
此外,从孪晶的形貌可以简单判断是拉伸孪晶还是压缩孪晶。具有透镜形貌的孪晶通常被认为是拉伸孪晶,具有窄带状相貌的孪晶通常被认为是压缩孪晶,如图7所示[11]。
2.3 影响镁合金孪生变形的因素
孪生变形作为多晶体两种主要的塑性变形机制之一,在高应变速率和/或低温下通常会成为主要的变形机制。然而,在HCP结构金属中,在各种温度范围内,孪生变形在保证塑性流动方面起着重要的作用。影响镁合金孪生变形CRSS的因素有很多,如温度、变形速度、晶粒度等,因此影响孪生的因素也有很多,包括变形温度、变形速度、晶粒尺寸、晶粒取向、受力方向等,它们或单独或相互作用地影响孪晶的生成。
(1)变形温度
镁合金在较低温度变形时启动孪生和非基面滑移的CRSS 远高于启动基面滑移的CRSS,因此会优先发生基面滑移。当发生非弹性应变引起应力高度集中时,孪生和非基面滑移才有可能被启动,并成为互相竞争的2种塑性变形机制。
随着变形温度的降低,非基面滑移的CRSS 急剧上升,而孪生的CRSS 只有略微变化,说明孪生变形具有更低的温度依赖性,孪生的形核并不是热激活的过程[6],因此温度越低,非基面滑移越不易启动,孪生会成为镁合金的主要变形机制,孪生对塑性变形的贡献越大[16],如undefined轴拉伸孪晶在约200℃即可激活,协调c轴变形[13]。随着变形温度的升高,位错的滑移和攀移变得容易,非基面滑移启动,动态回复加速,成为释放应力集中、协调塑性变形的主要机制,孪生对塑性变形的贡献减小[28]。在高于673K变形后的样品中没有观察到孪晶,表明673K以上高温时孪晶受到抑制[13]。
(2)变形速率
孪生应力以及孪生取代滑移的倾向性对变形速度的依赖性非常敏感,如在冲击载荷和快速碰撞的变形条件下,许多HCP结构材料的塑性变形机制仅为孪生。一般而言,随着变形速率的增加,可能来不及进行交滑移及晶界移等主要由速度控制的塑性变形机制,从而在晶界或第二相处引起局部应力集中,使孪生的倾向性增大[15]。孪生的CRSS最终通过加工硬化来达到。随着变形温度的下降,由滑移转为孪生,至少部分由强烈依赖于温度的加工硬化速率所控制,说明孪生是应力激活的过程。孪生的CRSS随着变形速度的加快而降低。此外,提高应变速率时会抑制镁合金动态回复过程,也会促进孪生变形发生。随着孪生取代滑移的进行,镁合金材料的强度得到提高。
(3)受力方向
镁合金在受压应力时,一旦滑移面趋向平行于受力方向,镁晶体中的滑移系就会停止运动,此时外力的持续增加会导致孪生的发生。孪生变形会使晶体取向发生变化,滑移面不再平行于受力方向,从而使原有的滑移系重新继续启动。因此镁在受压应力时可以表现出较好的塑性,从而适合挤压、轧制、锻造等压力加工方法成形。
不同类型的孪晶的形成与受力方式有关。当拉伸应变平行于c轴时,或压缩应变垂直于c轴时,就会优先生成undefined拉伸孪生,使拉伸孪晶在压缩变形中得到加强[6],从而协调c轴的变形。换言之,当基面织构强烈且c轴与板平面(拉伸方向)垂直时, Schmid因子很低,不易发生undefined拉伸孪生;如果c轴与板平面发生倾斜,即极图表现在等高线中心,偏离ND方向, 则容易发生undefined拉伸孪生[29]。
(4)晶粒尺寸
就孪生应力与滑移应力对晶粒尺寸的敏感性而言,前者更大。孪晶的激活强烈依赖于晶粒尺寸。孪生在粗晶镁合金中具有重要作用,因为粗晶内位错滑移程大,晶界附近应力集中严重,应力状态容易满足孪晶形核的要求。随着晶粒尺寸的增大,发生孪生的几率增加[25]。但在细晶镁合金中并不是这样的,这是因为细晶组织不仅位错滑移程短,而且晶粒细化可以激活非基面滑移。细晶镁合金可以通过非基面滑移、晶界滑移以及动态回复等过程来释放局部应力集中,满足von Mises法则,其应力状态难以满足孪晶形核的要求[10]。Kaibyshev等[30]认为镁的合金化和初始结构的细化将抑制孪生。随着晶粒尺寸的减小,孪晶的界面能增加,孪晶的形核数量下降,可见晶粒细化会大大改变镁合金的变形本质。图8为笔者在360℃轧制制备AZ31薄板过程中观察到的孪晶组织(最后道次轧制变形量为27.4%,板厚为1.38mm)。由图8可见,在大小晶粒组织并存的镁合金中,孪生变形主要发生在粗晶内部。
2.4 孪生变形对镁合金塑性变形的作用
2.4.1 孪生对塑性变形的贡献
在金属的塑性变形过程中,孪生切变量一般远小于滑移变形量,因此孪生本身对晶体塑性变形的直接贡献并不大。孪生的主要作用在于通过孪生过程中的晶粒转动调整晶体的取向并释放应力集中,激发进一步的滑移,使滑移和孪生交替进行,从而获得较大的变形。此外,孪晶与位错之间的相互作用对镁合金的塑性变形也具有重要意义,可能改变滑移模式,激活非基面滑移,从而提高塑性变形性能。孪生对镁合金塑性变形的贡献可归纳如下[9,31]:
(1)作为一种补充变形机制可以提高镁合金的低温塑性变形能力。通常孪生可以提供沿c轴的变形,因此可能起到与Burgers矢量具有c轴分量的位错非基面滑移相似的作用[32]。
(2)孪晶改变了晶粒取向,通过晶格旋转使不利于滑移的晶体学取向变得有利,促进持续变形。如当基面平行于拉伸方向时(即基面平行于板面、轧制板材具有较强的(0002)基面织构时),基面滑移的Schmid因子很小,基面滑移变得很困难。此时,如果有undefined孪晶,孪晶的基面与基体的基面呈56.2°倾斜,晶格旋转就会增大孪晶内基面滑移的Schmid因子,从而激活孪晶内的基面滑移。
(3)孪生是镁合金应力松弛的重要机制,可以使晶界更好地满足相邻晶粒之间的弹性应变不相容性[5]。Kocks等[33]认为,HCP结构的多晶体材料的延性可能不要求5个独立的滑移系,当非弹性应变不能相互协调时,晶界处累积的内部应力集中,可以通过局部的孪生变形,松弛存储的弹性应变能和在晶界附近的应力集中。
(4)孪晶界与位错相互作用可能成为c+a位错源,c+a位错的堆积能启动锥面滑移,从而提高镁合金塑性。大量研究表明[3],a位错与undefined和undefined孪晶相互作用可形成c+a位错;c位错与undefined孪晶相互作用可形成c+a位错。Morozumi 等[34]在Mg的undefined孪晶内以及孪晶界附近发现许多c+a位错。
2.4.2 孪生对动态再结晶的影响
镁合金在低温下塑性变形时,在原始晶粒内部形成了密集位错堆积,并伴随着大量孪晶的生成。在孪晶界和晶界附近亚结构的取向差很大,足以产生动态再结晶形核,在层片孪晶内形成微晶,从而细化晶粒,提高均匀塑性变形能力。有两种过程导致了微晶的形成[35]:①初级孪晶的相互作用;②在粗大的初级孪晶层内发生了二级孪晶,初级孪晶与二级孪晶相互交割,形成微晶核心,在孪生区域演变为再结晶晶粒链。这种显微结果的演变过程被称为“孪生动态再结晶(Twin dynamic recrystallization, TDRX) ”。进一步变形使孪晶界大规模迁移,从而使再结晶晶粒尺寸和体积分数增大。大量研究表明[36,37,38],镁合金在150℃以上塑性变形时,在变形初期发生变形孪晶的形核与长大,或者初始孪晶的长大;随着变形量的增大,孪晶可成为动态再结晶的形核点,最终被动态再结晶晶粒所取代。图9为笔者在330℃下进行AZ31轧制制备薄板过程中观察到的显微组织(最后道次轧制变形量为60%,h为2.12mm)。如图9中的箭头所示,孪晶成为动态再结晶优先形核的位置,大量细小的新晶粒形成于层片状孪晶中。
2.4.3 孪生对力学性能的影响
晶体材料的延性或脆性极大地依赖于滑移和孪生的本质及其相互联系[1]。孪生变形对镁合金材料力学性能所起的作用可归结为以下几点:
(1)孪生变形使晶格发生旋转,可提供附加的独立的滑移系,形成回复区,有利于提高材料的延性。Koilke等[10]研究表明,镁及其合金甚至可能在室温下发生动态回复。动态回复与undefined压缩孪晶有关,因为位错会被孪晶界吸收。Barnett等[39]认为undefined孪晶使晶粒重新取向至硬取向,由此使镁合金总的应变硬化增强,从而延迟塑性不稳定性的发生,提高镁合金的延性。
(2)孪晶使晶粒细化并阻碍位错运动,对位错转变也有影响,从而导致加工硬化。如undefined孪晶界取向的突变(与母体晶粒旋转86°)可成为位错运动的障碍,由此成为加工硬化源[32]。由于孪生而造成的加工硬化有利于达到更大的均匀延伸率。Jain等[41]的研究表明,在AZ31薄板沿轧向和横向的应力-应变曲线中,初始应变硬化较小,随后硬化速度加快,可归因于大量拉伸孪晶对位错滑移行为的影响,在后一阶段滑移中孪生成为主要的塑性变形机制。
(3)孪晶也可能产生应力集中区和失效区,使材料的韧性降低。
(4)镁合金的力学性能各向异性与孪生变形有关。Beck认为通过抑制孪生变形可以减小各向异性,方法之一就是在变形过程中保留细小的晶粒组织[41]。可以通过控制基体中析出稳定的第二相、抑制晶粒长大、控制变形温度、剧塑性变形等工艺来获得细晶组织。
(5)孪生变形引起晶格旋转,改变镁合金的织构。粗晶组织的镁合金在变形过程中会产生大量孪生变形,使晶格旋转更大,可能会使织构弱化[13,24]。
2.4.4 孪生与断裂的关系
孪生与断裂是释放局部应力集中的2个相互独立的过程,有关孪晶对金属材料塑性和断裂行为影响的讨论由来已久[1,13]。裂纹会诱导孪晶形成,或者孪生变形会导致裂纹形核[15]。孪生和断裂过程的共同特征是发展速度很快,当裂纹尖端存在高剪切应力时裂纹扩展速度很快,此时裂纹周围的材料会形成高的应力集中,从而诱发孪生变形。镁合金孪生模式有多种,都会影响应变硬化和断裂行为。当独立的滑移系不足以协调塑性变形时,孪晶可以提供额外独立的变形模式,使晶格发生旋转,从而提高镁合金的塑性。另外,孪晶可能成为裂纹源。许多实验中观察到在孪晶与孪晶相交的地方形成裂纹,由此认为变形孪晶引起的应力集中在裂纹形核中起重要作用[15,42]。文献[13]研究表明,剪切断裂出现在与窄孪晶带相平行的平面中,如压缩孪晶undefined和二重孪晶undefined。它们的取向(与它们的母体晶粒相比较)更有利于a位错在基面上的滑移,从而使孪晶本身产生大的变形,在随后的变形中在母体——孪晶界上产生大的变形不相容性,发生断裂[22,43]。在大尺寸晶粒中更常常发现这种窄的孪晶带,大尺寸晶粒材料表现出较低的延性也可以部分地归因于此[44]。但是,孪生和断裂在本质上是相互独立的过程,在没有孪生变形时也会经常发生脆性断裂,而在较低温度下的拉伸和压缩变形时,伴随孪生变形,镁合金通常会发生很大的塑性变形但不会断裂。
3 结语
多晶体材料发生均匀的塑性变形而不出现裂纹,必须有5个独立的滑移系同时启动,镁及其合金通常只有2个独立的基面滑移系,此时孪生变形成为重要的塑性变形协调机制,但同时孪生变形也会造成镁合金力学性能各向异性。在粗细晶粒共存的镁合金组织中,孪生通常发生在粗大晶粒中。晶粒细化可以激发镁合金中的非基面滑移,抑制孪生变形,降低镁合金的各向异性。因此细晶镁合金的研制和工业化生产是变形镁合金的重要发展方向。
摘要：概述了镁合金的塑性变形机制,介绍了镁合金的主要孪生系及其表征技术,详细分析了变形温度、变形速率、受力方向和晶粒尺寸等对镁合金孪生变形的影响,讨论了孪生变形对镁合金塑性变形、动态再结晶、力学性能与断裂的影响。孪生通常发生在粗大晶粒中,晶粒细化可以激活镁合金中的非基面滑移,抑制孪生变形和降低镁合金的各向异性,指出细晶镁合金的研制和工业化生产是变形镁合金发展的重要方向。
关键词：镁合金,塑性变形,孪生变形
变形镁合金 篇2
将预拉伸的形状记忆合金(Shap ememoryalloy，简称SMA)丝作为驱动器，缠绕并粘贴在薄壁圆管表面。加热SMA，当其发生相变时，会产生很大的恢复力，驱动圆管发生扭转变形。建立了粘有SMA丝应变驱动器的.薄壁圆管的力学模型，分析了一个温度循环中，薄壁圆管受SMA驱动发生的压扭复合变形，给出了薄壁圆管扭转角与激励温度之间的关系。同时通过试验对理论结果进行了验证。
作 者：何存富 金江 陶宝祺 作者单位：何存富(北京工业大学机电学院)
金江,陶宝祺(南京航空航天大学)
变形镁合金 篇3
关键词：铝合金；焊接；变形；工艺
在我国大力发展现代装备业背景下，铝合金构件在机械制造行业发挥了巨大的作用，尤其铝合金应用到现代高端设备中实现了机械设备性能的进一步完善，但是铝合金材料由于具有传热性强、膨胀系数大一级散热速度快的特点，因此其在焊接的过程中容易出现变形量超过允许值的问题，因此需要我们在进行铝合金焊接时注重其变形研究，通过合理的控制措施，提高铝合金构件焊接工艺，以此提升我国装备制造技术水平。
一、铝合金构件焊接变形的表现形式及原因
铝合金构件焊接是铝合金应用到装备制造业中的重要形式，由于铝合金材料导热性强、散热快的特点使得在焊接过程中极容易出现铝合金构件变形的现象，影响产品的外观及性能的应用。结合实际铝合金构件焊接变形主要分为：瞬间变形和残余变形。瞬间变形就是在铝合金构件焊接过程中由于铝合金焊接温度超过铝合金自身的结构极限而出现的变形。残余变形则是在经过焊接之后，余热导致铝合金构件出现变形，因此导致焊接变形的主要根源是残余应力和塑性应变，影响铝合金构件变形的因素包括：（1）焊接热过程的参数会影响焊池的相变过程，从而对热区金属的组织结构形成一定的影响；（2）焊接过程热不均匀导致铝合金构件产生的热响应不同，从而产生应力变形；（3）熔池大小与尺寸影响焊接件的焊接质量。
导致焊接变形的原因是多方面的，根据焊接变形类型的不同导致其变形的原因也是不同。实践中由于焊缝区域的温度高于焊接周围的温度，因此也会造成焊接缝变形量比较大，以此产生偏心拉应力，该力会造成出现纵向绕曲。而错边变形主要发生在焊接的初期阶段，一旦出现焊接错边问题就会导致焊接无法继续的问题。
二、铝合金焊接焊接变形的诱发机制
根据铝合金焊接变形的产生原因，导致焊接变形出现的诱发机制主要是：一是接头中间与周围产生的温度差导致出现残余应力；二是接头两边的温度不同而导致变形；三是焊接力导致弹塑性形变；四是金属流变阻力和焊接牵引力同时作用导致变形。
三、铝合金构件焊接工艺优化的举措
（一）做好焊接准备工作。一是要选择与焊接质量要求相适应的电源，电源作为提供焊接的能量来源，合理选择电源，一般直流电源的电弧具有良好的稳定性以及能够避免出现焊接过程中的飞溅问题，因此一般选择直流电弧作为焊接电源的首选。而直流反接电源能够避免在焊接张出现大量焊渣以及污染气体的现象，这样便于对焊接过程进行观察，根据焊池及时调整焊接速度与角度；二是清理铝合金构件的表面，保证其干净；三是选择合理的焊丝直径。焊丝直径、成分等都会影响到焊接缝金属的力学性能，因此要选择合理的焊丝，选择表明质量与化学成分达标的焊丝。
（二）做好焊接设计。对于铝合金构件焊接变形问题主要举措就是做好设计，降低焊接变形量。为此我们从两个方面入手：一是做好焊接设计。在进行焊接工艺设计时需要采取比较成熟的方案，并且合理布局焊接的位置，尤其是要对铝合金构件与主体装备结构之间的焊接缝隙的大小、形状等进行优化设计，降低焊接缝的数量，以此实现对焊接结束后可能出现的残余变形问题；二是做好产品制造阶段的设计。对制造产品焊接的设计主要是对焊接工艺的参数等进行熟记，并对相关的理论知识做到熟记于心。并且做好焊接的检查工作，如果发现出现残余变形之后，要及时的采取相应的措施给予矫正，达到对变形量的控制，达到焊接要求。
（三）加强对焊接过程的工艺控制。在焊接过程中，采取一定的反变形或者是刚性固定组装的方法在焊前进行预防；焊接结束之后，为了减小已经出现的残余变形，可以采取加热矫正或者是利用机械外力进行矫正的方法。另外在焊接过程中，除了要严格按照设计的焊接工艺进行焊接之外，还应按照优秀的焊接工艺实现对瞬时变形的控制，例如，采取那些能量密度高的热源，对焊接过程中的焊接受热面积进行技术控制。
（四）优化焊后检查工作。首先工件焊接完毕之后，在进行焊缝无损检查之前，应及时清除焊缝及焊缝两侧的焊渣、残存焊剂，预防因焊渣、残存焊剂腐蚀工件表面而出现不良影响；其次焊接完毕后，若出现焊瘤或焊接接头余高过高等问题，必须及时去除缺陷。应通过射线探伤或超声波确定返修范围，具体返修范围应超过缺陷部位面积，通常可向缺陷两头分别扩展
80-100mm。如果探测结果明确指出缺陷靠近外侧或内侧，可先返修该侧。另外由于电弧长短对焊接质量也有显著影响，而电弧电压决定电弧长短，因此，在焊接时，依据焊接试验，需要控制好电弧电压，产生适宜长度的电弧长度进行焊接。
参考文献：
[1] 李怀珠.大型铝合金构件的焊接工艺设计.电子工艺技术 2015（11）
变形镁合金的研究及开发 篇4
镁合金是以镁为基加入其他元素组成的合金。其特点是:密度小 (1.8g/cm3左右) , 比强度高, 弹性模量大, 消震性好, 承受冲击载荷能力比铝合金大, 目前使用最广的是镁铝合金。主要用于航空、航天、运输、化工、火箭等工业部门。镁的这些优点使其被誉为“21世纪绿色工程金属结构材料”, 并将成为21世纪重要的商用轻质结构材料。
1 镁及变形镁合金的开发与国内外研究现状
镁是在自然界中分布最广的十个元素之一, 其应用领域十分广泛, 镁主要的应用方式是作为铝合金的添加剂, 镁合金的开发和应用还具有很大的发展潜力。自1886年, 德国首先把镁应用于工业领域, 1909年, 德国首先出现了镁合金铸件, 至今世界发达国家已着手镁合金材料的大力开发与研究, 镁及镁合金被应用在航天航空、国防军工、交通运输、电子器件壳体、体育器材和办公用品等领域, 加速开发镁的应用已经成为必然趋势。
尽管目前镁合金的大部分构件都采用铸造这种成形方式, 但是铸件在铸造过程中, 由于种种原因, 不可避免地要产生气孔、组织疏松等缺陷, 影响产品性能。所以, 要大力发展镁合金的应用, 必须要研究开发镁合金的塑性成形技术。从微观角度来看, 铸造镁合金的晶粒一般比较粗大, 而变形后镁合金晶粒一般较细小。因变形后的镁合金组织晶粒细小, 所以其强度和韧性相对铸件来讲都相应提高, 这也是发展塑性成形技术的原因。
铸造主要通过铸造获得镁合金产品, 相比之下变形镁合金材料更具发展前途与潜力, 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。因此, 研究与开发新型变形镁合金, 开发变形镁合金生产新工艺, 生产高质量的变形镁合金产品, 是国际镁协会 (International Magnesium Associa2tion—IMA) 在2000年提出的发展镁合金材料的最重要、最具挑战性且最长远的目标和计划。
我国变形镁合金材料的研制与开发处于起步阶段, 缺少高性能镁合金板、棒和型材, 国防军工、航天航空用高性能镁合金材料仍依靠进口, 民用产品尚未进行大力开发。因此, 研究和开发性能优良、规格多样的变形镁合金材料显得十分重要。
2 镁工业的发展及主要应用领域
20世纪50年代以前, 镁的发展依附于军事工业, 20世纪60年代以后, 由于金属镁在民用市场和空间技术的应用得到发展, 于是推动了镁的平衡增长。近几年来随着镁合金在交通、电子及通信等领域应用的增长, 世界镁的消费在逐年上升并增长迅速。镁的消费领域主要是冶金、压铸、压力加工、化工等部门。
2.1 镁合金在汽车工业中的开发与应用
目前, 镁合金主要应用于汽车上的壳体类和支架类零部件。如离合器壳体、阀盖、仪表板、变速箱体、曲轴箱、发动机前盖、气缸盖、空调机外壳等。
2002年世界主要地区原镁消费中, 压铸占35%。有关统计数字表明, 在过去10年里, 镁合金压铸件在汽车上的使用量上升了15%左右, 而且这种发展趋势还会继续。
轿车上座椅的一些部件、膝垫、转向轴部件、转向盘、制动与离合器踏板架、安全气囊限制装置、踏板托架、轿车音响小的散热器框架、镜托架以及可开式车顶的一些部件采用了镁合金材料, 除了这些部件外, 轿车发动机中的气缸盖、进气管、油泵壳体、辅助装置的支架以及电器接线装置也都运用了镁合金。在未来的发展中, 镁合金除了在车轮、发动机气缸盖及进气管、变速箱等的应用之外, 如车顶、发动机盖、后舱盖、内门板框架、仪表板等一些大型压铸件上, 也将拓展它的应用。其它的如如座椅框架、转向轴、车身保护板、发动机前的散热器格栅加强板及一些车身结构支撑件, 它们对安全以及断裂韧性要求较高, 这也将是镁合金将继续深入拓展应用的领域。
2.2 镁合金在电子电器、航空、航天、兵器等工业部门的开发应用
电子电器工业是当今世界发展最为迅速的行业, 也是新兴的镁合金零部件应用迅速扩展的领域。
手机电话, 笔记本电脑上的液晶屏幕的尺寸年年增大, 在它们的枝撑框架和背面的壳体上使用了镁合金。日本松下公司1 99 7年上市的镁合金外壳便携式电脑CF25和CF25MarkII十分畅销。
镁合金型材、管材, 以前主要用于航空航天等尖端或国防领域。近几年由于镁合金生产能力和技术水平的提高, 其生产成本已下降到与铝合金相当的程度, 极大地刺激了其在民用领域的应用, 如用作自行车架、轮椅、康复和医疗器械及健身器材等。
3 结语
金属镁存在于菱镁矿 (碳酸镁) MgCO3、白云石 (碳酸镁钙) CaMg (CO3) 2、光卤石 (水合氯化镁钾) KCl·MgCl2·H2O中。其资源在全球范围内十分丰富, 且具有高度的可获得性 (地壳2.3%, 海水1.1kg/m3) 。我国是世界上镁储量最大的国家之一。据俄罗斯索里卡姆斯克镁业 (Solikamsk) 统计, 2009年1-6月, 全球金属镁总产量为25.5万吨, 其中中国金属镁产量约为21.5万吨。从全球消费水平上看, 金属镁产量中的45%用于生产合金, 35%用于汽车和电子行业 (其中电子行业占少数) , 13%用于炼钢脱硫行业, 而作为还原剂在海绵钛行业中的运用占5%。我国变形镁合金材料的研制与开发, 始于1960年, 但国内在镁合金材料仍需要进口, 民用产品尚未进行大力开发。因此, 在我国具有丰富的镁资源的基础上, 研究具有高技术含量, 且能满足在军工、航天、运输等领域应用的一些高性能的先进变形镁合金材料, 具有重大意义。
参考文献
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[2]吕宜振, 瞿春泉, 王渠东, 等.压铸镁合金的应用现状及发展趋势[J].铸造, 1998, 12.
[3]Asm International, Magnesium AndMagnesium Alloy[M].OH:Metal Park, 1999, 1.
ZK60镁合金的热压缩变形行为 篇5
镁合金是现今工业上可应用的最轻金属结构材料。纯镁在室温下的密度为1.736g/cm3,仅为铝的2/3,钢的1/4。镁合金具有高的比强度和比刚度、优良的切削加工性能、良好的导热和阻尼减震性能以及优良的电磁屏蔽性和可回收利用等优点,被认为是制备航天飞行器零部件、交通运输工具和3C产品等最具前途的理想材料之一[1,2,3,4,5]。
目前,工业镁合金产品多通过铸造的方式获得,其中尤以压铸件为主导[6],但压铸产品的性能、可靠性、成品率、材料利用率和设备能力等都受到限制, 且无法满足航空、军工等领域中高性能结构件的要求。通过挤压、锻造、轧制等工艺生产的变形镁合金产品比铸造材料拥有更高的强度、更好的延展性,可满足多样化结构件的需求,是铸造镁合金产品所无法取代的[5,7,8]。因此,研制与开发变形镁合金产品,生产高质量的板、棒、型材产品,对镁合金材料获得更广泛的应用十分重要。
变形镁合金的生产有其特殊性及技术困难。金属镁为密排六方晶体结构,滑移系少,在常温下变形时只有基面滑移系参与,造成镁及镁合金材料塑性变形能力差,加工成形困难[9]。因此,通常情况下需要在高温下对其进行塑性加工。ZK60镁合金作为高强度变形镁合金,是所有材料中比强度最高的一种,将在今后发挥越来越重要的作用。所以,了解ZK60镁合金高温流变行为及其与加工工艺参数(变形温度和变形速度)的相互影响关系有着重要的意义。
通过对ZK60合金进行高温热压缩变形的实验模拟,研究了合金高温变形特征及其组织演变规律, 从而为合理制定轧制、锻造、挤压等热塑性成形工艺参数提供指导,同时为进一步系统研究该合金提供基本数据。
1 实验
实验材料为半连续铸造生产的ZK60镁合金,即加入高纯镁、纯锌和Mg-Zr中间合金,待完全熔化后进行搅拌,并确保成分尽量均匀,静置后浇注成直径为90mm的铸锭,测定其化学成分为Mg-6.37Zn-0.53Zr(质量分数,%)。
沿铸造方向截取圆柱棒试样,并在电阻炉中进行420℃×18h的均匀化退火处理,然后在500t挤压机上热挤压成直径为16mm的棒材(挤压比为27∶1),最后沿挤压方向经表面机加工制成尺寸为Ф10mm×12mm的小圆柱体试样,并在Gleeble-1500热模拟机上进行热压缩实验。实验前对压缩试样两端面和侧面进行磨光,压缩时在试样两端均匀涂敷石墨润滑剂并贴上石墨片,以减小试样与压头之间的摩擦影响。变形温度为250～400℃,应变速率为0.001～1s-1,试样加热速度为5℃/s,压缩前试样在变形温度下保温3min,总压缩变形量约为105%(真应变)。变形后立即水淬以保留热变形组织。金相试样经粗磨、细磨、抛光和腐蚀后,采用Olympus光学显微镜(OM)观察显微组织,其中金相腐蚀剂配方为1.5g苦味酸+5mL乙酸+10mL蒸馏水+25mL乙醇。
2 结果与分析
2.1 ZK60合金的真应力-真应变曲线
采用热压缩模拟实验研究了ZK60镁合金试样在多种变形条件下的高温塑性变形行为。试样在不同应变速率条件下的真应力-真应变曲线如图1所示。
ZK60镁合金的真应力-真应变曲线都可分为3个阶段。第1阶段:微量的应变即引起应力的大幅上升,说明该阶段加工硬化占主导,合金中只发生了小部分动态回复或动态再结晶。第2阶段:随着变形量的增加,由于位错密度不断提高,使得动态回复和动态再结晶加快, 软化作用进一步增强, 加工硬化逐渐被抵消,在图1中表现为曲线斜率逐渐减小,应力上升减缓。流变应力达到峰值时,说明加工硬化和动态再结晶软化达到平衡。第3阶段:当变形继续进行时,由于动态再结晶的加快,软化作用继续增强,使流变应力持续下降,最后应力达到稳定值。这种变化趋势与其它镁合金基本相同[10,11,12]。
从图1中可以看出,变形温度和应变速率对材料的变形性能有很明显的影响。
在同一变形温度下,合金的真应力随应变速率的增大而增加,原因是应变速率越大,发生相同应变所需的时间缩短,使位错运动受阻,位错增殖较快,位错攀移及位错反应等引起的软化速率相对减小,硬化作用增强,合金变形的临界切应力提高,所以应力就越大。同时由于动态回复、动态再结晶等提供的软化作用时间缩短,也导致流变应力增大。
在同一应变速率下,真应力随温度的升高而减小。随着变形温度的升高,原子的动能增加,原子热震动的振幅增大,使位错可动性提高、可动滑移系增多,从而改善了晶粒之间变形的协调性;在高温下材料容易发生动态回复和动态再结晶,回复使金属得到一定程度的软化,而再结晶则完全消除了加工硬化效应。基于以上原因,随着温度的升高,ZK60合金应力呈下降趋势,结果如图1所示。
2.2 ZK60合金流变应力的影响因素及变形激活能的确定
由以上实验结果可知,ZK60镁合金的应力-应变速率-温度之间相互影响明显,因此有必要明确合金塑性行为中各因素之间的相关性,从而掌握合金高温塑性变形行为。高温下,合金的热变形与高温蠕变过程一样,存在热激活过程,其特点之一是应变速率受热激活过程控制,即遵从Arrhenius 公式[13]:
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Sellars 和Tegart 提出采用包含变形激活能Q和温度T的双曲正弦形式修正Arrhenius关系来描述这种热激活稳态变形行为[13]:
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式中:A、α、n为材料常数;R为气体普适常数,8.134J/(mol·K);T为绝对温度,K;Q是变形激活能,J/mol,又称为动态软化激活能,它可反映材料热变形的难易程度,是材料在热变形过程中重要的力学性能参数。
图2为合金热变形时应变速率与应力的关系。
利用undefined和undefined的线性关系,经拟合分别得到斜率n1 = 4.545、β= 0.142,并有α=β/n1,α经优化处理取值为0.031。由式(2)可推导出:
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当应变速率为常数时,假定在很小的温度范围内变形激活能Q保持不变,对式(3)两边取对数可得以下线性关系:
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对式(4)求偏导数可得到n值、b值和变形激活能Q,分别为:
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图3为ZK60合金变形过程中真应力、应变速率与变形温度的关系。由图3(a)中undefined直线斜率确定不同应变速率下的n值,即为应力指数,结果见表2。由图3(b) 中ln[sinh(ασ)]-1/T的直线斜率可求出不同变形温度下的材料常数b,结果见表3。
根据式(7)可以计算激活能Q,Q与温度及应变速率的关系如图4所示。由图4可知,(1)在相同应变速率条件下,当温度为250～400℃时,随着温度的升高,合金的变形激活能有增加的趋势,这是由于Mg的层错能低(60～78J/m2),扩展位错宽度大,很难从位错网中解脱,也很难通过交滑移和攀移而与异号位错抵消,交滑移和攀移难以进行,从而导致动态回复变得困难,因此,温度的升高会使动态再结晶倾向增大[14],故激活能较高。(2)在相同温度条件下,随着应变速率的增大,合金的激活能都增加,这是由于应变速率增加,材料的变形抗力就增大,进而需要材料体系提供的能量越大,故材料的激活能增加。
影响材料热变形激活能的因素很多。通常,Q值在空位扩散激活能的数值到界面与体积扩散激活能的数值之间波动。一般认为,如果合金发生动态再结晶,热变形激活能往往较自扩散激活能大。
2.3 组织演变
图5为同一变形温度(250℃)、不同应变速率下热压缩变形之后的组织结构。
随着应变速率的增大, 动态再结晶晶粒尺寸逐渐减小, 但动态再结晶进行得不够完全。原因可能是再结晶的驱动力一般由变形金属的储存能提供, 当应变速率较低时, 金属原子可充分扩散, 合金中的储存能较少,使再结晶驱动力减小,因而只能在某些具有高能量起伏的区域(如变形量大的区域) 首先形核,再结晶形核率较低;而当变形速率较大时,产生同样变形程度所需的时间短,导致部分区域位错来不及抵消和合并,使位错增多,能发生再结晶的形核区域增多,导致晶粒细化。但应变速率增大时,再结晶来不及完全进行,所以组织中仍存在变形大晶粒,导致变形不均匀。
图6为同一应变速率(0.1s-1)、不同温度下压缩变形后的显微组织形貌。从图6中可清楚地看到,当温度为250℃时,合金大部分区域已发生动态再结晶,晶粒呈明显的等轴状;但随着温度的升高,再结晶晶粒开始互相蚕食而逐渐长大,整个合金组织结构呈现粗化趋势,当温度高达400℃时,其平均晶粒尺寸约为250℃时的8倍。
Zener-Hollomon 参数Z综合了温度和应变速率的影响,其物理意义是温度补偿的变形速率因子。参数Z与变形温度和应变速率的关系为[13]:
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Zener-Hollomon 参数Z可用来分析热变形组织的晶粒尺寸。汪凌云等[15]研究发现,当Z较大时,材料的再结晶晶粒平均尺寸较小,因此提高应变速率和降低变形温度可使再结晶晶粒平均尺寸减小,而细小的晶粒使材料在真应力-真应变曲线上表现出更高的变形抗力。这与本实验的结果一致。
根据式(8),温度与Z值呈指数关系,而应变速率与Z值呈线性关系,所以对于所研究的材料而言,变形温度是其最主要的影响因素。温度对再结晶晶粒的影响最为显著,而应变速率次之。因此制定ZK60镁合金热加工工艺时应首先考虑温度的影响。要获得细晶组织,必须采用适宜的变形温度,同时考虑实际生产的需要。因此在本实验条件下,ZK60镁合金的最佳热加工工艺条件为:变形温度350℃左右,应变速率0.01～0.1s-1。
2.4 动态再结晶机制
镁合金动态再结晶机制受塑性变形机制的影响,由于在不同的温度区间塑性变形机制不同,因此在镁合金高温压缩变形中, 动态再结晶产生机制随变形温度区间的不同而改变[16]。
低温下镁合金变形机制以基面滑移和机械孪晶协调变形为主,临近孪晶界的高位错区域的孪晶和晶格渐进扭转激发产生细小的动态再结晶晶粒。在中间温度区域,塑性变形的控制机制是非基面上位错的交滑移,这种交滑移主要在原始晶界附近被激活,因为原始晶界附近应力高度集中。根据Friedel-Escaig 机制可知,位错的交滑移导致从最初螺型取向向刃型取向的转变,刃型位错位于非基面上,具有较高的层错能,因此,这种位错很容易进行攀移。靠着交滑移和攀移,位错重排在原始晶界附近,产生了一个小角晶界网。小角晶界连续不断地吸收位错导致连续的动态再结晶,从而形成新的晶粒。在高温下,由于材料的高温塑性变形激活能接近合金的体积扩散能,导致大量位错攀移产生。位错的快速攀移导致小角度晶界形成。移动的位错被亚晶界缠住从而逐渐转变为大角度晶界。位错攀移控制整个动态再结晶过程。
3 结论
(1) 在同一应变速率下热压缩变形,ZK60 镁合金的流变应力随温度的升高而减小,材料的变形抗力也减小,在较高的温度下实验合金发生了明显的软化。在同一温度下,实验合金的流变应力随应变速率的增大而提高,表明该合金是正应变速率敏感材料。
(2) 在温度为250～400℃、应变速率为0.001～1s-1的变形条件下计算出ZK60镁合金的变形激活能Q=63～130kJ/mol,应力指数n=2.78～3.79。在此条件下Q随温度的升高和应变速率的增大而增加。
变形镁合金 篇6
镁合金具有质量轻、比强度与比刚度高、导热性好及电磁屏蔽能力强等一系列优点,在轨道交通、电子信息、航空航天及国防军工等领域具有广阔的应用前景[1,2,3]。与铸造镁合金相比,变形镁合金具有更优异和多样化的力学性能,应用前景更为广阔。然而,低于493K时镁合金的非基面滑移难以大量启动,变形机制主要为基面滑移和 拉伸孪生,因此塑性变形能力较差[2,4,5]。镁合金在塑性加工中易形成强基面织构(如轧制板材的基面织构和挤压棒材的基面纤维织构),导致强烈的各向异性,严重影响后续塑性加工与使用[6]。此外,镁合金的绝对强度不高,需要进行有效的强韧化设计[3]。因此,开展强韧化设计、改善塑性成形能力和力学行为各向异性是镁合金研究的重要课题,对提高镁合金的使役性能、拓展镁合金的应用具有重要意义。
孪生变形是镁合金主要的塑性变形方式之一[2,7,8]。镁中的孪生方式主要有拉伸孪生和压缩孪生两种。在一定条件下,镁合金在一次孪生内还会再次发生孪生[8,9],形成二次孪晶组织。六方结构金属的孪生机制与轴比c/a和加载方式密切相关。镁合金轴比约为1.623,拉伸孪生通常发生在受到沿垂直于c轴方向的压应力或平行于c轴方向的拉应力的情况下,而压缩孪生通常发生在受到垂直于c轴方向的拉应力或平行于c轴方向的压应力的情况下。孪生作为镁合金主要的塑性变形方式之一,其对塑性变形的主要作用包括以下3个方面:(1)孪生改变晶体取向,从而影响位错滑移行为;(2)孪晶界阻碍位错运动,提高应变硬化行为;(3)孪晶片层分割晶粒,细化组织,影响合金的力学性能。
与压缩孪生相比,拉伸孪生具有更低的启动应力,在沿镁合金热轧板材的轧向(RD)或横向(TD),以及挤压棒材的挤压方向(ED)压缩时,是初期塑性变形主要变形机制[6]。拉伸孪晶的尺寸和体积分数可以通过应变有效控制。最近,有学者利用预变形孪晶组织调整镁合金材料的组织和织构,从而改变材料的力学性能和塑性加工行为。本文系统评述目前利用预变形孪晶组织强韧化镁合金,改善合金轧制、冲压和挤压性能以及改善合金各向异性的研究进展。
1 利用预变形孪晶强韧化镁合金
晶粒细化是有效的金属强韧化方法,可在显著提高合金强度的同时保持材料的塑性。晶粒细化对强度的影响可用经典的Hall-Petch关系描述[10,11]。研究发现,细化镁合金晶粒可同时提高位错滑移和孪生的启动应力,提高屈服强度[10]。目前镁合金晶粒细化的有效方法包括挤压加工、多道次等通道角挤压、多向锻造、大压下量轧制等[12,13]。例如,Yoshida等利用4道次等通道角挤压制备了晶粒尺寸在0.5μm以下的AZ61镁合金,屈服强度达到351 MPa的同时保持20%的延伸率[12]。Miura等利用三向锻造加工获得了晶粒尺寸在1μm以下的AZ61镁合金,屈服强度超过400MPa[14]。最近的研究表明,与位错滑移相比,细化晶粒可更有效地强化拉伸孪生,从而改善镁合金的拉伸-压缩屈服不对称性,降低镁合金的各向异性[15,16]。然而,细晶组织的尺寸稳定性不好,在一定温度下易长大,阻碍了其在高温环境中的服役[17]。
利用孪晶片层细化晶粒也是有效的金属强韧化方法,与高角晶界相比,共格孪晶界面具有更低的界面能和更高的热稳定性,有利于改善材料的高温使役性能[18,19]。纳米孪晶铜的制备就是利用孪晶实现强韧化的典型实例。在微米级晶粒内引入15nm的孪晶片层,可使纯铜屈服强度从80 MPa提高到900MPa,且保持较好的塑性[18]。最近有文献报道了利用预变形诱发拉伸孪生细化晶粒,提高镁合金的屈服强度。例如,Xin等[8]通过对热轧AZ31镁合金板材沿RD方向不同程度的预压缩变形(1.8%、3.4%、6%),显著提高了样品沿TD方向再次压缩时的屈服强度。Song等[16]的研究表明,沿TD方向的预轧制变形可同时提高沿RD方向的拉伸和压缩的屈服强度。Song等[16]还发现,预变形孪晶组织显著提高了材料的强度,同时材料塑性并没有降低。上述研究中还发现了一种新型二次孪晶———拉伸孪晶-拉伸孪晶,即在初次拉伸孪晶内部再次发生拉伸孪生。镁合金中传统意义上的二次孪晶是在压缩孪晶内部再次发生拉伸孪生,即压缩孪晶-拉伸孪晶的二次孪晶。在压缩应力下,拉伸孪生会使晶粒的c轴朝向压缩轴倾转约86°[6]。因此,沿RD(或TD)方向预压缩产生的拉伸孪晶组织,在沿TD(或RD)方向再次压缩时,预变形孪晶的取向有利于再次发生拉伸孪生,从而形成了拉伸孪晶-拉伸孪晶的二次孪晶组织。
预变形孪晶片层可有效地分割晶粒,细化晶粒组织,提高再次加载时的孪生和位错滑移的启动应力,因而可有效提高屈服强度。然而,Xin等[8]发现预变形样品经200℃退火处理后(此退火处理未破坏拉伸孪晶组织)屈服强度有一定程度的降低,这表明预变形过程中由位错塞积产生的加工硬化对样品强度的提高也有一定贡献。最近Science杂志报道了一项重要的研究发现:在退火过程中,镁合金中的溶质原子会快速偏聚到共格孪晶界面处,从而钉扎孪晶界面移动,使孪生生长的应力提高[20]。因此,在含有预变形孪晶组织的镁合金中,虽然退火处理过程部分消除了由于位错塞积造成的加工硬化,但溶质原子在孪晶界面的偏聚也会造成孪生启动应力的提高,从而提高屈服强度[20]。由于拉伸孪晶界面易于迁移,且预变形产生的拉伸孪晶取向不利于再次滑移,因此拉伸孪晶中不易产生应力集中,不会成为裂纹源。这就是预变形孪晶组织在强化镁合金的同时没有显著降低材料塑性的重要原因之一。此外,拉伸孪晶显著细化了晶粒组织,也有利于材料的塑性变形。
预变形产生拉伸孪晶组织在沿特定方向加载时会发生退孪生[21]。例如,沿TD方向预压缩产生的孪晶沿ND(Normal direction)方向再次压缩或沿TD方向再次拉伸时,变形机制均以退孪生变形为主。退孪生不需形核,启动应力极低,使得以退孪生变形为主的塑性变形的屈服强度极低[6,22]。由此可见,单一拉伸孪晶结构只能强韧化特定方向,同时也会显著弱化其他特定方向。因此,利用拉伸孪晶强化镁合金时,为了实现材料的三维强化,必须解决由退孪生引起的特定方向弱化的问题。
2 利用预变形孪晶改善镁合金的塑性加工性能
镁合金在轧制加工中容易产生强烈的基面织构,导致显著的各向异性,影响后续的加工和使用。基面织构还会显著降低板材沿厚度方向的减薄能力,降低轧制加工性能。大量研究结果表明,弱化基面织构可以有效提高镁合金的塑性成形能力。目前主要的方法包括加入稀土元素、异步轧制及等径角挤压等[1]。在镁合金中添加Y、Gd或Ce等稀土元素[23,24]可在塑性加工中形成较为随机的织构,显著改善板材的成形能力。异步轧制和等径角挤压加工主要是在塑性变形过程中引入剪切应变,从而使基面织构发生倾转[14,24]。通常,异步轧制后基轴会沿RD方向倾转10~20°。但是,稀土元素价格较为昂贵,添加稀土元素会使板材的成本大幅提高;等径角挤压加工不易实现高效的批量生产。
最近报道了利用预变形诱导拉伸孪生来调控镁合金织构以提高后续成形能力的研究。Xin等[25]通过对AZ31镁合金热轧板材沿TD方向的预轧制变形诱导拉伸孪生倾转基面织构,显著提高了板材热轧成形能力。研究发现仅7%左右的预轧制就可使几乎所有晶粒的基轴从近似平行于ND方向旋转到近似平行于TD方向。预变形样品在300℃热轧时,50%的道次压下量也未产生边裂,而未经预变形样品在压下量达到30%时就产生明显的开裂。从上述研究可以发现,与基面法向平行于ND的取向相比,基面法向垂直于ND的取向在高温下具有更为优异的轧制变形能力。如图1所示,从理论上讲[2],晶粒c轴平行于ND时,只有〈c+a〉位错的滑移可以协调沿厚度方向的应变,而〈a〉位错的基面滑移和柱面滑移均不能产生沿厚度方向的变形。而当晶粒c轴垂直于ND时,〈a〉位错的基面滑移、柱面滑移和〈c+a〉位错的滑移均可产生沿厚度方向的应变,有利于提高板材沿厚度方向的变形能力。此外,与基面织构相比,晶粒c轴垂直于ND时,〈a〉位错的柱面滑移也具有更大Schmid因子,更易启动。
最近,Park等[22]也采用了类似的预处理技术,显著提高了AZ31镁合金板材的深冲性能。研究发现板材的室温LDH(Limiting dome height)值随着预压缩量的增加而增大。事实上,预变形过程中产生的孪晶组织在冲压变形过程中会发生退孪生,退孪生导致沿晶粒c轴方向收缩,从而提供了沿厚度方向的减薄变形,改善了板材的冲压成型能力。Park等[1]利用预锻造改善铸态AZ31镁合金的组织,从而显著改善了其挤压加工性能。对于具有粗大晶粒的铸态镁合金,预变形过程中产生了大量的孪晶组织,显著细化了挤压之前的晶粒。研究还发现预变形孪晶组织极大地促进了挤压过程中的动态再结晶,显著细化了棒材的晶粒,同时使较低挤压温度下的组织均匀性显著提高,最终棒材的强度和塑性也显著改善。
总之,利于室温预变形诱导拉伸孪生可以有效调控镁合金的组织和织构,改善镁合金的轧制、冲压和锻造性能。然而此方法也有一定的局限性。侧面预轧制或压缩预变形对板材厚度有严格要求,板材较薄或较宽均难以进行侧面压缩加工,因而此方法不适于薄板加工。对于厚板的侧面预轧制,在实际的工业轧制中可以利用立辊轧机实现预压缩变形,改善板材的边裂和减薄能力。因铸态板坯尺寸利于压缩或锻造加工,利用铸态板材的预锻造加工来改善挤压或轧制性能更具实际应用价值。
3 利用预变形孪晶改善镁合金的各向异性
镁合金的基面织构导致强烈各向异性,主要表现之一就是沿同一方向的拉伸和压缩屈服强度存在巨大差异[2,6]。产生拉压屈服不对称的根本原因在于沿同一方向拉伸和压缩的屈服由彼此不同的单一变形机制所主导(或者为滑移或者为拉伸孪生)。由于拉伸孪生的启动应力显著低于位错滑移,使得拉伸和压缩屈服强度显著不同[15,26]。目前,改善镁合金拉压屈服不对称的主要方法包括晶粒细化、沉淀相析出和弱化基面织构等[15,26,27]。研究结果表明,细化晶粒可使拉伸与压缩的屈服强度比值从粗晶试样的0.4~0.5变为细晶样品的0.8~0.9[28]。最近的研究发现镁合金中的沉淀相析出也可显著改善拉压屈服不对称,如Mg-Al系合金中的Mg17Al12相[29]。研究认为,细晶和沉淀相析出改善拉压屈服不对称的主要机制在于晶粒细化和沉淀相析出对孪生的强化作用大于对位错滑移强化作用。弱化基面织构主要通过改变孪生和滑移在塑性变形中的比重而改善各向异性[26]。
拉伸孪生使孪生区域的晶体学取向倾转约86°,因而利用压缩预变形诱导的拉伸孪生可使试样的晶体学取向沿RD、TD和ND三个方向重新分配,弱化基面织构。此外,孪晶片层细化晶粒组织也可以改善拉压屈服不对称性。Song等[16]报道了利用沿TD方向预轧制变形改善板材沿RD方向拉压屈服不对称的研究。经过预变形,试样的拉压屈服比由原始试样的0.43变为0.65左右。Park等[6]对沿TD方向预压缩变形试样的面内各向异性进行了系统研究。研究结果表明,单一孪晶结构只能有限地改善材料沿特定方向的拉压屈服不对称,对改善其他方向上拉压屈服不对称性作用不大。究其原因,是单一孪晶在沿特定方向拉伸和压缩时,其变形机制还是以单一变形机制为主(如滑移、孪生或退孪生),因而需要对预变形孪晶结构进行重新的设计,使材料沿同一方向拉伸和压缩变形均存在多种变形机制,才能实现材料三维方向上拉压屈服不对称性的改善。最近,Xin等[30]对AZ31镁合金块体进行交叉压缩预变形,制得含有一次拉伸孪晶-二次拉伸孪晶的复合孪晶结构,使材料沿RD、TD和ND方向的拉压屈服不对称性均显著改善。研究发现,通过对交叉压缩应变量的有效控制,可以实现晶粒取向沿RD、TD和ND三个方向的近似平均分配,此外,由于一次孪晶、二次孪晶和残余基体在晶体学取向上的显著不同,沿同一方向拉伸和压缩时均存在多种变形机制。
总体而言,单一孪晶结构不能有效地改善材料的拉压屈服不对称性,相比之下复合孪晶结构则更加有效,然而不同复合孪晶结构对拉压屈服不对称性的影响和机制尚需要进行系统研究。
4 展望
变形镁合金 篇7
室温下,由于锥面滑移的临界剪切应力(Critical Resolved Shear Stress,CRSS)很高,一般只有在变形后期应力集中区域才能发生,所以在变形初期,孪晶对协调c轴方向应变起着至关重要的作用。当晶体沿c轴方向受拉或垂直于c轴方向受压时,一般产生拉伸孪晶;当晶体沿c轴方向受压或垂直于c轴方向受拉时,一般产生压缩孪晶;而当塑性变形量很大时,为了促进塑性变形的继续进行,在压缩孪晶上会再次发生拉伸孪晶,而转变成二次孪晶[6]。尽管这3种孪生系都有可能发生,但一方面由于压缩孪晶的CRSS(76~153MPa)相比于拉伸孪晶的CRSS(2~3MPa)大[7];另一方面,拉伸孪晶的切变量为0.13,小于压缩孪晶的切变量0.138,根据最小切变准则,切变量小的孪晶优先发生[8]。所以镁合金中最常见的是拉伸孪晶,而压缩孪晶一般只有在变形后期产生。可知,镁合金的室温变形主要由基面、柱面滑移和拉伸孪晶完成。
为揭示镁合金板材拉伸变形的微观机制,本工作利用EBSD技术,原位跟踪轧制AZ31镁合金板材室温拉伸时的晶粒取向和形貌的变化,通过理论定量计算和实际滑移线分析法,并结合Schmid因子计算,从而确定镁合金室温拉伸变形过程中滑移和孪晶的启动变化情况。
1 实验
实验所用材料为商用AZ31(Al 2.5~3.5,Zn0.7~1.3,余量为Mg)镁合金轧制板材,厚度为0.7mm。板料首先经400℃×1h退火处理,然后在板材中部沿轧向RD截取拉伸试样,其尺寸如图1所示,图中阴影部分为EBSD观测区域。
室温下,试样在SANS-CMT-5105微机控制电子万能试验机上进行拉伸变形,拉伸速率为1mm/min。EBSD制样时,试样首先进行研磨和机械抛光,然后进行电解抛光,电解液为10%的高氯酸+90%乙醇,电解温度为-30℃,电解电压为15V,电流强度为0.01A,电解时间为150s。电解后的试样放入丙酮中进行超声波清洗2min,然后冷风吹干,防止氧化。在装有EBSD系统的钨灯丝扫描电镜(TESCAN5136XM)上进行EBSD实验,扫描步长为1.5μm。最后使用HKL Channel 5软件对EBSD实验数据进行处理。晶粒取向的EBSD原位跟踪实验过程:利用EBSD测得电解抛光后试样的晶粒取向,然后对试样拉伸至约10.38%的变形量,试样自力学实验机上卸载后,再次利用EBSD对变形后试样上的同一区域的晶粒取向进行测定。
2 结果及讨论
2.1 晶粒取向变化
由晶粒取向原位跟踪的实验结果得到变形前后的晶粒取向图,如图2所示(采用欧拉角的形式表示)。为了跟踪分析晶粒的取向变化,在试样的晶粒取向观测区域选取17个晶粒,依次标记为数字1,2,3,…,17。对比试样变形前后的取向图可以看出,原始板材组织为动态再结晶所生成的等轴晶,晶粒尺寸分布较均匀,平均晶粒尺寸为14μm,并且组织中基本没有孪晶组织;经10.38%的拉伸变形后,大部分晶粒取向变化不明显,只有少数晶粒出现了孪晶,如晶粒15,16等。孪晶组织较少的原因除载荷方式不利于产生孪晶外,还有一可能原因是晶粒尺寸较小,孪晶产生困难[9]。Pei等报道称晶粒尺寸影响孪晶的形核,在某临界晶粒尺寸(4~8μm)以下,孪晶可能不会发生[10]。
图3显示了试样变形前后的极图,对比可发现,变形前大部分晶粒的c轴几乎与法向ND平行,与拉伸方
向(即RD)垂直,为典型的镁合金轧制织构,即大部分晶粒(0001)基面平行于轧面,晶向平行于轧面而随机分布[11]。变形后织构无明显变化,大部分晶粒c轴仍平行于ND。在金属的各种微观塑性变形模式中,滑移通常不改变晶粒取向,而孪晶能明显改变晶粒取向。这说明上述变形过程主要由滑移实现的,孪晶所占比例很小,因而对织构影响不大。
2.2 滑移和孪晶机制
2.2.1 滑移机制
根据变形前的初始晶粒取向计算出滑移系和孪晶系的最大Schmid因子值,如表1所示。可以看出,基面滑移和柱面滑移的SF值较大,由于它们的CRSS较小,所以在变形中比较容易启动。锥面滑移系SF值虽然相对较大,但室温下其CRSS远大于前两种滑移系,使得锥面滑移得以启动。对于压缩孪晶,多数晶粒处于软取向,但其室温下的CRSS也远大于基面和柱面滑移系,故室温下不能启动。对于拉伸孪晶,表1显示部分晶粒的SF值小于零,拉伸变形过程中处于抑制拉伸孪晶产生的硬取向,但对于拉伸孪晶的SF为负值的晶粒,已有研究报道,其在应力卸载时会产生拉伸孪晶[12,13],另一部分晶粒的拉伸孪晶SF值大于零,其中个别晶粒的SF值大于0.1,由于室温下拉伸孪晶的CRSS值很低,故拉伸变形过程中,个别拉伸孪晶的SF值稍大的晶粒中拉伸孪晶有可能启动。
变形过程中微观变形模式的定量模拟结果如
图4所示,结果显示在变形初期基面滑移系为主要变形模式,随着变形过程中内应力的不断增加,CRSS较大的柱面滑移系启动,并逐渐取代基面滑移系而成为变形后期的主要变形模式,只是在变形初始阶段产生极少量的拉伸孪晶。
金属中位错运动会在样品表面形成台阶,称为滑
移线,滑移线是滑移面与样品表面的交线。所以根据滑移线和变形方向的夹角可以分析滑移系的开动情况[14,15,16]。由于变形过程中试样表面粗糙度在一定程度上会被破坏,出现凹凸不平,可能影响滑移线的观测。图5为变形过程中滑移系启动的分析过程和结果,其中图5(a)显示了在应变为10.38%的晶粒取向观测区内晶粒的形貌,部分晶粒内可以看到滑移线痕迹;图5(b)是对应图5(a)的晶粒晶界形状及其相关的滑移线角度,图中晶粒3,4,5和6(对应于图2(b)中的晶粒)中的斜线表示实验观察到的滑移线;图5(c)~(f)依次显示图5(b)中的晶粒3~6的极图,每组极图包括(0001)(基面)、(1010)(柱面)和(1122)(锥面)。极图表示了晶粒变形前平均取向(用菱形点表示),用来分析可能激活的滑移系。
滑移线分析方法[17]:对每个晶粒对应的(0001),(1010),(1122)极图,从极图中心点作直线指向晶粒取向在极图中的位置,然后作该直线的垂线并通过极图中心,则这些垂线可表示基面、柱面和锥面滑移的滑移面与晶粒取向观测面的交线,即预测滑移线,然后观察预测滑移线与实验观测到的滑移线(图5(b))是否平行,从而判断晶粒启动的可能滑移系。比如晶粒3可能为基面滑移,从(0001)极图中心点作直线指向晶粒取向的坐标点,然后再作该直线的通过中心点的垂线,如图5(c)所示,可以看出预测滑移线与实验观察到的滑移线平行,所以晶粒3可能为基面滑移。采用同样方法分析晶粒4~6中的滑移线,如图5(d)~(f)所示,可见晶粒4启动的滑移系可能是基面滑移,也可能是柱面滑移;晶粒5启动的是锥面滑移;晶粒6启动的是基面滑移。
从表1数据可以看出,晶粒4的基面滑移最大SF为0.22,柱面的为0.41,柱面的SF是基面的1.86倍。已有研究报道称柱面滑移与基面滑移的CRSS比为1.5~2.1,因此只要满足柱面滑移系SF值是基面滑移系的1.5倍以上这个条件,那么柱面滑移就可能激活[18,19]。所以晶粒4启动的具体滑移系可能为基面滑移,也可能为柱面滑移。另外,有些晶粒也可能产生了滑移,但在图5(a)的试样表面无法观察到。试样表面看不到滑移线的可能原因[20]:(1)位错没有运动到试样表面;(2)位错的数量不够多;(3)一些滑移线SEM无法识别;(4)柏氏矢量(Burgers vectors)平行于所观察的表面。
图5中的滑移系启动分析结果表明,除了晶粒5外,其他几个晶粒的分析结果与图4中的模拟结果一致,图4中的结果是对观测区域内所有晶粒微观变形模式的综合分析结果,不排除个别晶粒与之不一致,另外图4中的模拟结果也可能存在一定误差,但总体上,拉伸变形过程是由基面滑移和柱面滑移实现的。
图6为变形前后的试样取向差角度(5°~90°)分布百分比。由于变形前试样为退火态,其晶界大部分为大角度晶界(取向差角度>15°),大部分晶粒间的取向差角度在20°~40°之间,如图6(a)所示。变形结束后(图6(b)),85°~90°,56°~60°和35°~40°的取向差角度不仅没有增加,有的甚至有所减少,根据不同孪晶对应的取向差角,表明在试样变形过程中,拉伸、压缩和二次孪晶发生得很少,对变形的贡献可以忽略不计。与此形成鲜明对比的是小角度晶界增加特别明显。孪晶一般不产生明显的小角度晶界,而基面〈a〉滑移会产生明显的小角度晶界[21,22,23]。而且滑移量越多,小角度晶界越多,所以在沿RD的拉伸过程中,基面和柱面〈a〉滑移为主要的变形方式,孪晶发生的很少,对塑性变形基本没有贡献。文献[24]中的相关研究结果也表明,镁合金轧制板材沿RD拉伸时,基面和柱面〈a〉滑移是主要的变形方式。
2.2.2 孪晶机制
为更清楚地表示一些晶粒在拉伸变形前后的取向变化,选取图7所示7个晶粒进行分析,图中显示了在拉伸前后的晶粒取向图及晶粒的三维取向。从图7(a)可以看出,变形前晶粒c轴大都接近平行ND,拉伸变形后,晶粒1,2,8和10的取向变化很小,说明这些晶粒没有发生孪晶,只是发生的滑移使得晶粒产生少许旋转。晶粒15和16在RD拉伸过程中发生了拉伸孪晶,孪晶部分的晶粒c轴转到接近平行于RD。从图7(b)取向图来看,晶粒17内好像也发生了拉伸孪晶,但从晶粒17两部分的六棱柱取向来看,两者取向差非常小,不符合孪晶关系,所以也应该是滑移遇到障碍后使得晶粒取向发生一定程度的偏转。
(a)grain morphology;(b)grain boundaries and sliding lines in grains;(c)-(f)predicted sliding lines in grain 3-6
如前文所述,镁合金的拉伸孪晶的形成有两种方式:一种为沿c轴拉伸,另一种为垂直c轴压缩。对图7中的晶粒15和16初步分析认为,其内部可能产生拉伸孪晶带,该孪晶带的形成有可能是试样在拉伸过程中形成的。表2列出了拉伸过程中晶粒15和16的6个拉伸孪晶变体(采用旋转轴的形式表示,旋转角都为86.3°)对应的SF值,根据Schmid定律,晶粒15中所启动的孪晶变体应为SF最大的变体[1210],而晶粒16中启动的孪晶变体应为变体[1-1-20]。
晶粒15和16的基体与孪晶部分对应的{0001}极图如图8(a)所示,其中“15M”和“16M”分别表示晶粒15和16的基体,而数字“15”和“16”则分别表示相应晶粒的孪晶带。结果显示,晶粒15中的孪晶带为拉伸孪晶变体86.3°/[1210]形成,与上述理论分析结果一致,而晶粒16中的孪晶带则为拉伸孪晶变体86.3°/[1120]形成,而上述分析结果为变体86.3°/[-1-120]启动,实际上,表2中显示两者的SF差值为0.02,考虑到Schmid因子计算中可能存在的误差,变体86.3°/[1120]启动并不违反Schmid定律。上述两个晶粒在发生孪晶后,晶粒的c轴接近于平行横向TD。晶粒15和16中的孪晶带形成机制如图8(b)所示,在拉应力σ的作用下,SF最大的孪晶变体启动,晶粒c轴偏向TD。
通常情况下,把镁合金拉伸变形后产生的拉伸孪晶形成机制归结为试样拉伸变形后卸载过程产生的垂直于晶粒c轴的压应力,而上述分析表明,晶粒15和16中的孪晶是在试样拉伸过程中由拉应力形成的。表3列出了晶粒15和16在卸载过程中各孪晶变体对应的SF值,根据Schmid定律,晶粒15启动的孪晶变体为86.3°/[21-1-0],晶粒16中启动的孪晶变体为86.3°/[1210],该结果与图8(a)中所示的实际孪晶变体启动结果不一致,故上述晶粒中孪晶启动机制为拉伸过程中的拉应力产生的,而非卸载过程中产生的。
(a){0001}pole figures;(b)schematic of extension twin activation
3 结论
(1)基于拉伸变形过程晶粒取向EBSD原位跟踪的实验结果,结合理论定量分析和晶粒形貌中滑移线分析的结果,表明室温下,镁合金板材沿轧向的拉伸变形主要由〈a〉位错的基面滑移和柱面滑移完成。
(2)镁合金板材室温拉伸变形过程中,大量〈a〉位错滑移的启动使小角度晶界增加明显。
变形镁合金 篇8
热处理是改善和提高镁合金性能的重要手段,但主要集中于铸造镁合金,对变形后镁合金的热处理研究较少。镁合金变形之后,晶粒细化,同时基体上产生大量位错等缺陷。这些因素都会影响后续热处理中析出相析出行为。所以研究热处理对锻压AZ80镁合金组织和硬度的影响将有助于促进镁合金发展,扩大镁合金的使用范围[3]。为此,本文对镁合金AZ80退火处理后组织的观察分析(包括晶粒尺寸和析出相形态、数量等),结合硬化曲线,研究退火温度和时间对AZ80镁合金组织及性能的影响。
1 实验材料和方法
实验材料为来自于山西银光镁业公司的镁合金AZ80铸坯,其化学成分如表1所示。退火实验所用的镁合金是铸态坯料在经400℃,应变ε=1.6变形后的状态。实验选用电阻炉为SXW-6-6型号,本实验设定最低退火温度为150℃。同时为充分考虑退火时间对AZ80镁合金的影响,选择最长退火时间为30h。具体的实验参数为:(1)退火温度:150、200、250、300、350、400℃;(2)保温时间:2、4、6、8……28、30h。
表1 镁合金AZ80化学成份/wt%
热处理后的试样用海鸥4X1型金相显微镜和HMV-2T型显微硬度计及标尺为HB的布氏硬度仪对硬度进行分析。
2 实验结果与分析
2.1 退火参数对硬度的影响规律
图1为退火实验前的初始组织。此组织对应试样是AZ80镁合金经均匀化处理之后压缩变形获得。热压缩参数为:400℃+1.6(ε)。如图1所示,变形后晶粒尺寸明显细化。同时晶粒尺寸分布不均匀,在粗晶周围包含着大量细小等轴晶粒。由文献[4]可知,镁合金热变形过程中极易发生动态再结晶。因此,细小等轴晶粒为动态再结晶晶粒。而且镁合金基体上分布着少量析出相,主要为Mg17Al12相,这些相主要沿晶界向晶粒内部生长,且成片状组织,初步判断为非连续析出。这可能是因为变形后试样在常温(低温)下搁置时间太长,自然时效的结果。
图1 退火前初始组织
图2是AZ80变形镁合金在不同退火温度和退火时间下的硬化曲线图。从图2可知,150、200、250℃随着退火时间的增加有着相似的变形规律,即随着保温时间的增加,硬度先增加后下降。峰值时效对应的时间分别为28、22、26h,相应的峰值硬度分别为HB73、HB87、HB83。在300、350℃退火条件下,随着退火时间的增加硬度有下降的趋势,其中350℃尤其明显。
图2 AZ80镁合金在不同时效温度下的硬度曲线
同时由图3可知,退火温度对硬度有更明显的影响。在200℃退火时,具有更高的硬度。退火时间在16h之内,150℃退火具有最低的硬度。在16h之外,350℃退火具有最低的硬度。
图3 150~250℃不同退火时间AZ80镁合金组织
产生以上结果的原因,与析出相析出机制、析出速度有关。退火温度为150、200、250℃时,当温度较低时,通常以非连续沉淀方式析出,且非连续析出相比连续析出相硬化效果更为明显[4]。同时,析出速度与退火温度相关,退火温度越高,热扩散速度越快,相同时间内析出相析出数量越多,硬化效果越明显。因此200、250℃温度下所得硬度较高。同时根据镁铝二元相图可知,温度越高,铝元素在镁基体中的固溶度越大,相应的析出相数量减少,因此,250℃退火相比200℃退火,硬度偏低。
在300、350℃高温退火条件下,β相主要以连续析出为主,且连续析出相的硬化效果不如非连续析出明显[4]。且根据镁铝二元相图可知,温度越高,铝元素在镁基体中的固溶度越大,相应的析出相数量减少,因此,高温退火相比低温退火,硬度偏低。且随退火时间的延长,析出相可能产生粗化现象,导致随退火温度的增加,硬度降低。
根据镁铝二元相图可知,AZ80镁合金的脱溶温度大约在360℃,即在360℃温度以上退火时,若原基体中无析出相,在此温度退火过程中仅会发生晶粒长大现象,不会析出第二相。若原有基体中存在第二相,在此温度下退火,原有第二相会随退火时间的增加,析出相会逐渐消失溶入镁基体中。由图1所示,原有镁合金基体中含有少量β相,在400℃下进行退火时,首先发生β相的回溶现象,随后发生晶粒长大现象。由于析出相数量的减少和晶粒的长大,导致最终硬度值降低。如图2所示,随着,在400℃退火时,随着退火温度的增加,硬度值逐渐降低。
2.2 退火参数对组织的影响
2.2.1 低温退火组织
Mg17Al12相可以连续和不连续沉淀两种方式从Mg基体中析出,当温度较低时,通常以非连续析出为先导。温度较高时,通常以连续方式析出[5]。当在较低温度150℃退火处理时,明显看到随着退火时间β-Mg17Al12析出相的数量持续增加。退火温度200、250℃时不同退火时间也有类似金相变化。Al原子将从过饱和的α-Mg基体中通过形成Mg17Al12金属间化合物析出[6]。从图3可看出,在30h退火条件下,退火温度越高β-Mg17Al12析出相的数量明显增加。由图3还可看出,同一温度,随着退火时间的增加,析出相数量明显增加。
相同的退火时间,随着退火温度提高,析出相数量明显增加。由于温度越高热扩散速度越快,相同时间内析出相析出数量越多,Al原子更容易从过饱和的α-Mg基体中通过形成Mg17Al12金属间化合物析出β-Mg17Al12析出相的数量持续增加。
低温退火晶粒不会有明显长大。由于温度较低固溶度低Al原子很容易从过饱和的α-Mg基体中通过形成Mg17Al12金属间化合物析出β-Mg17Al12析出相,伴随着β相的析出、长大抑制周围晶粒长大。
2.2.2 中温退火组织
图4中退火处理温度高,其Mg17Al12相的析出以连续析出为主,随着退火温度的升高,β相的析出、长大,β相周围的含铝量不断下降,形成贫铝区,同时β相继续生长时需要铝原子从远处扩散到β-Mg17Al12相的生长,这一过程往往需要较长的时间,因此β-Mg17Al12在形核初期生长较快,但在长大到一定程度即达到平衡,停止生长。在β相生长过程伴随的另一现象是,由于在β相周围形成了贫铝区,两继续生长所需的铝原子需要较长时间的扩散才能到达晶面,因而在β相的生长前沿,会有部分区域优先生长,向α-Mg基体中延伸,在一定程度上减小铝原子的扩散距离,有助于β相的生长。在组织上表现为不连续析出与连续析出两种析出方式,并在较低温度的加热和保温过程中未溶入基体α相中。随着温度的升高(如300、350℃),β相逐渐减少,对比可以得出,在退火时间30h的条件下,350℃金相图中β相较300℃的β相明显减少,说明在热变形过程中当退火温度较高时,会起到一定的固溶时效作用,部分第二相会溶入基体α相中。在冷却过程,由于温度较高,冷却速度较快,在冷却过程中AZ80合金内部沿晶粒周围会析出块状的第二相β相[7]。
图4 300℃和350℃不同退火时间AZ80镁合金组织
2.2.3 高温退火组织
经400℃退火保温不同时间对试样组织的影响,如图5所示,随着时间的延长,相溶解程度逐渐加大,在15min时晶界处仍存在较多β相,60min以后几乎全部溶解,同时晶内出现点状物。这是因为在退火升温以及保温过程中,粗大的Mg17Al12相溶解在α-Mg中;在冷却过程中,Al从过饱和的α-Mg固溶体中脱溶析出沉淀相Mg17Al12,并且呈细小的点状均匀分布在α-Mg中。在同一温度下,随着保温时间的延长,枝晶偏析越少,但保温时间太长容易导致晶粒粗大。
图5 400℃不同退火时间AZ80镁合金组织
3 结论
(1)从AZ80镁合金的金相组织可以看出,升高时效温度,第二相β-Mg17Al12逐渐析出,升高时效温度会使第二相数量增多,到200℃时,第二相分解析出速度加快,且析出相的分布变得均匀,细小析出相呈弥散状态分布于晶界上。随着时效温度升高到250℃,合金的二次相晶粒大小不再有明显变化,只是在晶界处聚集。
(2)150、200、250℃随退火时间增加有相似的变形规律,即随着保温时间的增加,硬度先增加后下降。在300、350℃退火条件下,硬度值有逐渐下降的趋势,350℃最为明显;400℃硬度值也是明显下降。
(3)AZ80镁合金在较低退火处理温度条件下(150~300℃),β相随着温度的增加而增加;较高退火温度条件下(300~350℃),由于固溶作用β相逐渐溶解在α-Mg基体中;退火处理温度为400℃时,内晶粒异常长大现象在短时间内立即出现。β相的析出方式为连续析出和非连续析出,在退火温度较低的条件下,主要以非连续析出为主。随着退火温度的增高析出相增多。当温度达到350℃时析出方式为连续性析出,由于Al元素溶解在基体中,β相减少。
摘要：研究了变形AZ80镁合金在不同热处理条件下组织和硬度变化。结果表明:镁合金在150~250℃退火时,晶粒先增大后减小,最终晶粒细小且均匀;但保温时间较长,退火温度为300~350℃时,晶粒尺寸比较稳定;在400℃退火处理后,短时间内晶粒立即出现异常长大现象,晶粒粗大且不均匀,合金性能较差。退火处理的最佳温度为280~350℃。热处理温度对AZ80镁合金的硬度值有显著影响,但退火处理时间的影响却不明显。
关键词：材料科学,AZ80,热处理,组织,硬度
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变形镁合金 篇9
以ZM21变形镁合金为基础,本工作研究开发了一种高锌含量的高强度Mg-Zn-Mn变形镁合金,该合金不含稀土元素,制作简单,价格低廉,挤压温度低,推广应用前景好。一般情况下,Mg-Zn系合金较Mg-Al系合金的屈服强度高,承载能力好,特别适合用在强度要求较高的金属结构零件上。在Mg-Zn系合金的基础上添加Zr, Y等合金元素,可显著提高合金的强度,并改善韧性,但Zr, Y等稀土元素的添加,不但显著增加材料的成本和冶炼难度,还易在铸锭过程中产生热裂等缺陷[1]。本工作旨在探索在ZM21合金基础上提高Zn含量,尝试在保持ZM21优良挤压性能的条件下,配合适当的热处理工艺控制来提高合金强度。
1 材料制备与实验方法
实验用Mg-Zn-Mn镁合金由实验室自行熔炼铸造而成,经原子吸收光谱仪成分分析测定其化学成分,见表1。
坯料经过310℃保温24h的均匀化处理后进行挤压,挤压机吨位800t,挤压工艺参数见表2。
将挤压后的ϕ15mm镁合金棒料锯切成120～140mm长,在石墨粉埋覆条件下进行各种温度和时间下的固溶处理,出炉后水淬,随后进行各种工艺参数的时效处理。对在各种热处理条件下获得的Mg-Zn-Mn变形镁合金试棒进行拉伸力学性能测试、显微组织分析和能谱分析,金相腐蚀剂采用4%硝酸酒精溶液。
2 结果与分析
2.1 挤压特性分析
镁及镁合金的挤压温度与合金种类和挤压件形状有关,典型的挤压温度范围为330～400℃,如果挤压温度过高易导致挤压件的热裂,且由于镁合金的塑性变形能力较差,挤压温度过低时又难以挤压成型[7]。本实验所采用的挤压温度为310℃,与普通镁合金的挤压温度相比,属低温挤压。常用镁合金的挤压温度见表3。
实验所用材料的挤压温度是上述常用镁合金中最低的,与同系列的ZM21相比,挤压温度相差140℃。在310℃的较低挤压温度下,实验材料可以顺利挤压成型。初步分析认为是高Zn降低再结晶温度和α-Mn对塑性变形的协调作用所造成的。
2.2 不同状态下的力学性能
本实验对获得的挤压棒材分别进行了固溶处理(T4)、固溶处理+人工时效处理(T6),和固溶处理后的双级时效处理(T4+2-step aging)。不同热处理状态下的拉伸力学性能见表4。
由表4可见,T6处理,尤其是T4+双级时效能够显著提高此Mg-Zn-Mn新型变形镁合金的抗拉强度和屈服强度,屈服强度的提高幅度最大达64%,达到高强度变形镁合金ZK60的强度水平。
挤压态合金经过T4处理后,延伸率和强度都有所降低,这是因为,挤压后棒料的冷却速度较慢,在冷却过程中会析出少量沉淀强化相,而经T4处理后,少量沉淀强化相溶入α-Mg基体,而且合金的晶粒也有所长大,从而造成了合金强度的降低。
挤压态合金经过T6处理后,强度有了明显的提高,屈服强度提高近70MPa,但是延伸率有所降低。T6处理使得固溶入α-Mg基体的合金元素以第二相化合物或元素形式析出,从而起到了时效强化的作用。
T4+双级时效能够显著的提高合金的屈服强度和抗拉强度。这是由于,预时效处理生成了GP区,且在晶内形成了大量的溶质富集区或过渡相,为高温(终)时效提供了弥散析出的结晶核心,所以T4+双级时效处理的强化效果更好,更有利于提高合金的强度。
2.3 不同热处理状态下合金的显微组织
所设计的Mg-Zn-Mn新型变形镁合金的铸态、挤压态和挤压后各种热处理态的显微组织如图1。
由图1可见,挤压态组织的晶粒呈等轴状,明显要比铸态组织的晶粒细小,表明挤压过程中发生了动态再结晶。从而提高了镁合金的室温强度、改善了其可塑性,同时由于挤压效应的存在使合金的强度有较大的提高,综合力学性能得到显著改善。
与挤压态组织相比, T4处理的组织中已经没有带状组织,组织更加的均匀,但是析出物有所减少,且晶粒尺寸比挤压态稍大。
(a)铸态组织;(b) 310℃挤压态组织; (c) 310℃挤压+T4处理的组织;(d)310℃挤压+T6处理的组织;(e)310℃挤压+T4+双级时效处理的组织(a) as-cast; (b) 310℃ extruded;(c) 310℃ extruded +T4 treated; (d) 310℃ extruded +T6treated; (e) 310℃ extruded +T4+2-step aged
从图1d可以看到,经T6处理第二相化合物在晶界处析出,富集,且有黑色颗粒分散在基体中,从而起到了时效强化的作用。
从图1e中可以看到,经T4+双级时效处理的合金的组织较T6处理的组织没有太大的变化,只是组织更加的均匀,黑色颗粒更弥散和细小。
通过SEM结合能谱分析(图2)可以看到,基体中弥散着许多Mn颗粒(小亮点),在晶界处富集了一些MgZn等第二相化合物,这些化合物为时效过程中析出的强化相。这些细小的Mn颗粒起到了弥散强化的效果,同时Mn对合金中的第二相β′(MgZn)的析出也有影响。Mn的存在提高了β′相的析出密度,使第二相的析出更加的弥散。双级时效处理中的较低温度下的预时效处理在基体(1010)面上生成了GP区,起到了时效硬化的作用[11],而且形成了一些溶质富集区和过渡相,从而为终时效处理中的β′相的析出强化做了准备。在终时效处理时,β′相弥撒析出,从而进一步提高了合金的强度。从图2可见,与T6处理比较,双级时效处理使合金的Mn颗粒和第二相粒子(MgZn等)更加的细小和弥散,这是GP区和弥散的Mn的共同作用造成的。之所以T4+双级时效处理的合金的强度要比T6处理的合金的强度高很多,是因为双级时效处理中有GP区强化和β′相析出强化的双重作用,而且Mn的存在和GP区的生成还起到了细化β′相的作用,提高了其析出的密度,使其发挥了更好的强化效果。
(a),(c)为T6处理的合金;(b),(d)为T4+双级时效处理的合金(a),(c)T6 treated;(b),(d)T4+2-step aged
2.4 断裂组织研究
由图3为拉伸试样断口的侧截面金相组织,从中可以观察到断裂裂纹穿晶扩展的特征,表明合金应该具有比较好的强韧性。
图4是双级时效处理的Mg-Zn-Mn变形镁合金断口的SEM形貌图,每个小断裂面的微观形态颇类似于晶体的解理断裂,也存在一些类似的河流花样,但在各小断裂面间的连结方式上又具有某些不同于解理断裂的特征,如存在一些所谓撕裂岭等。显示出一种介于韧断与脆断之间的断裂特征。
3 结论
(1) Mg-Zn-Mn新型变形镁合金可在310℃的相对低温下挤压成型,并在该温度下发生了完全的再结晶,晶粒明显的细化,力学性能得到显著的改善。
(2)热处理能够显著的提高合金的强度。T4+双级时效处理的合金比单级时效处理的合金的强度提高更显著,处理后的合金的强度可达到ZK60的水平。
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