板材轧制（精选3篇）
板材轧制 篇1
摘要：镁合金板材在变形镁合金中占有重要的地位,但其轧制成型工艺还不是很成熟。分析了镁合金轧制成型的特点,论述了镁合金板材轧制成型的工艺,及异步轧制、等径角轧制、交叉棍轧制、累积叠轧等轧制方式对轧制成形性及板材组织性能的影响。重点阐述了通过调整轧制工艺和选择轧制方式提高镁合金的轧制成形性。指出了镁合金板材轧制中存在的问题和今后发展的方向。
关键词：镁合金,轧制方式,轧制工艺,轧制成型
镁合金作为最轻的结构合金,已经逐渐被应用到航空航天、汽车、摩托车、电子产品等领域,而对其力学性能的要求也越来越高。传统的铸造镁合金已经渐渐无法满足要求,采用挤压、轧制、锻造等塑性加工工艺生产的变形镁合金产品,由于具有更好的力学性能、 多样化的结构而越来越受到重视。其中轧制因更容易大规模生产大件型材而受到广大科研工作者的关注。
但是,由于镁是密排六方结构,在室温只有3个滑移系,不满足5个滑移系的多晶体塑性变形协调性原则,所以其塑性较低。另镁合金的体积热容较小1781J/(dm3·K),升温和散热降温都比较快,在塑性变形中温度下降很快,且不均匀,易发生边裂和裂纹。这些因素导致镁合金的轧制成型较铝合金要困难很多[1]。所以研究和改进镁合金的轧制工艺和轧制方式,提高其轧制成形性,以得到力学性能优良、二次成形性好的板材是现在急需解决的问题。本工作将分析镁合金轧制成型的特点,综述通过调整工艺和选择轧制方式来提高镁合金的轧制成形性。
1 镁合金轧制成型的特点
镁属于密排六方晶体结构,在室温下只有1个滑移面(0001),也称基面、底面或密排面,滑移面上有3个密排方向undefined和undefined,即密排六方晶体在室温下只有3个滑移系,其塑性比面心和体心立方金属都低,塑性变形需要更多地依赖于滑移与孪生的协调动作;滑移与孪生的协调动作是镁合金塑性变形的一个重要特征。室温下,镁合金的塑性较差,变形困难,且易出现裂纹等变形缺陷,是制约镁合金轧制成形的原因。
所以,镁合金的轧制成型通常在一定的温度下进行。通过轧制可以得到晶粒相对细小的镁合金组织,从而提高其力学性能。但是,目前镁合金的轧制成型多采用普通的对称轧制,轧制后的组织有强烈的(0002)基面织构,不利于后续加工成型[2,3]。因此,滑移系少、孪生和较强的基面织构导致的成型困难是镁合金轧制成型的重要特点。
镁合金轧制成型的另一个特点是,轧制过程需要多次退火。由于镁合金的体积热容较小,传热系数较大,升温和散热降温都比较快。且在开放的轧制环境中,合金和空气、轧辊等的传热使得轧件的温度下降很快。为了保证轧件的温度在设定的轧制温度范围,道次间需要对轧件进行加热。还因为轧制过程中孪晶和织构的积累,以及加工硬化导致轧制变形越来越困难,所以为了能够继续变形,需要在道次间对轧件进行加热,从而使大量的孪晶发生再结晶,提高材料的塑性,使材料在后续的轧制中不开裂。因此,多次退火就成了镁合金轧制区别于钢等合金的重要特点。
另外,镁合金的诸多特性导致它在轧制成型过程中的其他一些特点。例如,镁合金的塑性差导致轧制中道次压下量较钢和铝等小很多。体积热容小,温度分布不均匀导致轧件易产生裂纹等。
2 提高镁合金轧制成形性的途径
针对镁合金的上述特点,影响镁合金轧制成型的因素主要有:温度的下降快,轧制过程中的加工硬化,基面织构,退火热处理等。这些因素导致了镁合金轧制过程要控制温度,加热退火;压下量小,要多道次轧制等。还需要有效的控制基面织构,提高轧制成形性和二次成形性。通常通过两个途径改善其轧制成形性,分别是:工艺调节和轧制方式调整。
2.1 工艺调节
镁合金板材的生产工艺流程依次包括:熔炼,铸造,扁锭,锯切,铣面,一次加热,一次热轧,二次加热,二次热轧,剪切,三次加热,三次热轧,冷轧,酸洗,精轧,成品剪轧,退火,涂漆,固化处理,检查,包装,运输。轧制设备与铝合金相似。镁合金轧制用的坯料可以是铸坯、挤压坯或锻坯。塑性加工性能较好的镁合金如Mg-Mn(Mn<2.5%(质量分数))和Mg-Zn合金可直接用铸锭进行轧制。为了消除枝晶,利于轧制成型,铸锭轧制前一般应在高温下进行长时间的均匀化处理。对含铝量较高的Mg-Al-Zn系镁合金,由于枝晶和大量的Mg17Al12相,用常规方法生产的铸锭轧制性能较差,因此常采用挤压坯进行轧制[4]。
轧制工艺中的主要参数和环节包括:轧制温度、变形量、轧制速度、轧制路径、退火等,通过调整这些参数可以达到改善轧件组织,提高轧制成形性的目的。
2.1.1 轧制温度
温度对变形镁合金塑性变形能力具有很大的影响,提高轧制温度可以激活镁合金板材中棱柱面和锥柱面等潜在的滑移系,改善镁合金的塑性,从而大幅度改善镁合金轧制成形能力。但是如果温度过高时,易使板材表面严重氧化而损害表面质量。此外,镁合金变形组织对温度非常敏感,当轧制温度过低时,不能通过动态再结晶细化晶粒,粗大的晶粒组织会存在大量的孪晶。而且这时镁合金材料边部容易开裂,材料内部容易存在不均匀变形,同时产生各向异性,对镁合金板材的二次成形加工非常不利。而轧制温度过高时,有可能发生二次再结晶导致晶粒长大,影响轧后材料的性能。因此镁合金轧制时温度制度的确定十分重要。要确定合理的温度制度,通常需要综合考虑合金相图、塑性图、变形抗力图及再结晶图等。表1是几种常见镁合金的热轧温度。
按照轧制温度的高低,镁合金的轧制也可分为热轧、温轧、冷轧。当在高于再结晶温度的温度范围内轧制时,即为热轧。热轧过程中会发生动态再结晶,可以细化组织,且热轧得到的板材孪晶较少,所以热轧板材的综合力学性能较好。冷轧通常在室温下进行,冷轧得到的板材组织中含有大量的孪晶,抗拉强度较高。温度高于冷轧温度而又低于再结晶温度下进行的轧制系温轧。温轧能在一定范围内提高材料的塑性,降低加工硬化。
通过调整轧制温度,可以得到不同性能要求的轧件。轧制过程中可以选择多个轧制温度以控制组织,提高塑性和轧制效率。通常先进行热轧,终轧采用冷轧的方式。汪凌云等[1]在研究AZ31B镁合金时,采用450～460℃的开轧温度和260～300℃的终轧温度成功的获得了性能优良的板材。而陈维平等研究了 300,330,360℃3 个轧制温度对 AZ31 镁合金组织和硬度的影响。研究表明,在同一变形量下,随着轧制温度的升高,板材的晶粒呈长大趋势,硬度逐步下降,在330℃轧制时,板材的综合性能较好[5]。
2.1.2 变形量
在轧制过程中,变形量是个很关键的参数。如果变形量过大,板材就有可能开裂。变形量太小,效率就会降低,还会影响板材的组织和性能。镁合金的变形能力较差一般采用多道次小压下量的轧制方式进行。冷轧条件下,AZ31镁合金的最大变形量可达15%,但一般都采用道次压下小于5%,两次中间退火的总变形量小于25%的工艺[1,4,6]。
但在较高温度下也可进行大压下量轧制。陈彬等[7]的研究表明:挤压态AZ31镁合金在300℃或400℃进行大压下量轧制,道次压下量可在46%以上,最高可达71%。而且板材在轧制过程中发生了动态再结晶,得到了均匀细小的组织,力学性能良好,同时提高了生产效率。通过温度调节和变形量的控制可以减少轧制道次,显著的提高轧制效率。
2.1.3 退火处理
经轧制的镁合金板材组织中有很多的孪晶,且加工硬化现象严重,不利于二次加工成型。所以需对镁合金轧制板材进行退火处理,以提高其塑性。另外,镁合金板材在轧制过程中也需进行退火处理,以利于后续轧制。
傅定发[8]和程永奇[9]等研究了退火处理对镁合金板材组织性能的影响。经退火后,板材组织中的孪晶逐渐消失,形成等轴的再结晶晶粒。晶粒尺寸随退火温度的升高而变大,随退火时间的延长先细化后长大。退火后板材的抗拉强度略有下降,但伸长率和冲压性能有较大改善。AZ31最佳退火工艺为200℃退火1h。
2.1.4 轧制路径
轧制路径不同对板材的组织和性能也有很多影响。张文玉等[10]研究了(1)每道次轧制方向和板正法向均不变;(2)每道次轧制方向不变而板正法向旋转180°;(3)每道次轧制方向旋转180°而板正法向不变;(4)每道次板材轧制方向和板正法向均旋转 180°四种轧制路径在异步轧制中的对板材组织和性能的影响。发现,以每道次轧制方向旋转180°而板正法向不变的路径轧制的板材的金相显微组织较好,晶粒细小(约为20μm),孪晶少,伸长率达到 26% ,并且板材的屈服强度、应变硬化指数较高;而按每道次板材轧制方向和板正法向均旋转 180°的路径轧制的板材的塑性应变比值最大。
曲家惠[11]和张青来[12]等研究了交叉轧制路径对板材组织的影响。单向冷轧的形变量超过15.37%即断裂,而交叉冷轧的形变量超过5.79%就发生断裂。在相同变形量下,单向轧制的(0001)面各织构组分强度趋向均匀分布,而交叉轧制的(0001)面各织构组分向{0001}〈2110〉聚集增强。研究还发现,挤压+交叉热轧组织是由混晶组织还是由含有板条状组织组成,主要取决于挤压板的组织,交叉轧制组织存在挤压组织的遗传性。
因此,可以采用以每道次轧制方向旋转180°而板正法向不变的路径对板材进行轧制,以提高其塑性,从而提高轧制效率。由于交叉轧制改变了基面织构也是一种很好的尝试。
2.2 轧制方式
轧制方式是影响镁合金板材力学性能和轧制成形性的主要因素。轧制方式不同,板材在轧制工程中受的力就可能不同,从而得到的组织也有差异。比如,晶粒大小、基面织构、各向异性等在不同轧制方式下都会有所改变。
通过选择合适的轧制方式,可以有效的细化晶粒和降低织构强度,提高板材的成型性和后续加工性能。研究表明,晶粒尺寸小于10μm时,镁合金将体现出良好的超塑性[13,14];镁合金板材各向异性程度高,力学性能不平均,通过控制织构降低各向异性程度,可有效的提高板材性能。
目前,应用在镁合金板材上的轧制方式主要有:同步轧制、异步轧制、非对称轧制、等径角轧制、双辊连铸连轧、垒积叠轧等。研究不同轧制方式下,板材的组织性能,从而选择合适的轧制方式,方能以较高的效率轧得满足要求的板材。
2.2.1 同步轧制
同步轧制,即常规轧制,是目前应用最广的轧制方式。以两辊轧机为例,上下棍直径相当,转速相同,转向相反。这种方式得到的镁合金板材,中线以上和中线以下的变形量相当。通过轧制可以得到细小的组织,提高镁合金的强度。但是这种轧制方式下得到的板材基面织构很强,塑性较差。轧制过程中需要反复多次道次间退火。CHANG Tien-chan等的研究发现,AZ31镁合金经多道次,反复加热轧制后的平均晶粒尺寸达到11.7nm,但是基面织构强烈,且发现了很多的孪晶[15] 。
2.2.2 异步轧制
异步轧制是指两工作辊圆周线速度不同而进行轧制的工艺过程。异步轧制辊速的不同是通过上下轧辊半径不同或是二者转动角速度不一样来实现的。前者称为异径异步轧制,后者称为同径异步轧制。异步轧制技术自20世纪40年代产生以来,异步轧制工艺几经改进,其轧制原理已日臻成熟。
实验研究表明[16,17,18,19,20],在轧制条件相同的情况下,常规轧制与异步轧制AZ31镁合金板材的显微组织存在明显区别。与常规轧制相比,异步轧制板材的动态再结晶进行的比较完全,晶粒较细小,且晶粒大小更加均匀。常规轧制板材的显微组织中存在大量的孪晶,而异步轧制板材的晶粒组织中孪晶很少。且通过异步轧制能有效的减弱镁合金板材的(0002)基面织构,使搓轧方向改变5～10°,使织构得到软化,提高其二次成型性能。
异步轧制可看成拉伸压缩和剪切变形的迭加。异步轧制所产生的织构应是同步轧制产生的织构和纯剪切产生的织构的迭加,这种交互作用的结果使镁合金可以在室温条件下以高达一道次20%的形变量轧成薄板,而不发生裂纹,表面平整光滑。由于是拉伸压缩和剪切变形的迭加,镁合金在塑性变形时,除基面的滑移和孪生外,柱面的滑移也易开动,导致该合金在室温下有较大的塑性变形而不开裂[21]。
2.2.3 等径角轧制
等径角轧制是在等径角挤压的基础上发展的新型轧制方式。程永奇、陈振华等[22]率先在镁合金轧制中应用了等径角轧制的方法。等径角轧制装置如图 1 所示。 等径角轧制模具安装于普通双辊轧机上,在等径角轧制过程中,板材首先通过轧辊产生一定的轧制变形,然后利用两轧辊与板材表面的摩擦力来提供足够的挤压力使板材通过等径角模具转角,以此来实现板材的连续剪切变形。
经等径角轧制后的板材,晶粒取向由等径角轧制前的(0002)基面取向演化为基面与非基面共存的取向。与等径角轧制前的板材相比,板材晶粒尺寸略有长大并有孪晶出现,但强度却明显提高,单道次轧制的板材其抗拉强度提高约15%,屈服强度提高约24%,而断裂延伸率变化不大;随着等径角轧制道次的增加,板材的强度逐渐降低。但是塑性得到提高,轧制成型性和二次成形性有了明显的改善[23]。
2.2.4 垒积叠轧
垒积叠轧技术最早是由PEREZ-PRADO [24,25]应用到镁合金中的。累积叠轧过程如图 2所示,分为切割、表面处理、叠垛、预热、轧制几个步骤,可视情况重复进行。轧制过程中改变压下量,可调整轧后板材厚度。
Del等的研究[25]发现,晶粒的大小和轧制温度、道次压下量有关。在较低温度下得到的晶粒尺寸较小。累积轧制得到的晶粒尺寸与其它大变形技术得到的晶粒尺寸相近,但是累积叠轧加工过程中板材的(0002)基面织构很稳定,不利于后续的二次成型。
2.2.5 交叉辊轧制
交叉辊轧制方式是将上下轧辊成一定的角度(2θ)而进行的轧制,轧制示意图见图3。
Yasumasa chino等[28]的研究表明,交叉辊轧制较普通的轧制方式有更好的压力成型性能,这与板材厚度方向应变的方向依赖性减小和宽度方向的拉伸应变有关。另外(0002)基面织构的密度减小也是塑性提高的一个原因。同时,晶粒细化也使板材的成形性得到了很大的提高。
综上所述,由于柱面滑移的开动,异步轧制可以实现较大的道次压下量,得到的组织比同步轧制更均匀,晶粒更细小,且能够减弱基面织构。等径角轧制最大的优点就是可以有效的较少基面织构,且能使板材的强度提高。而累积叠轧可以有效的细化晶粒,交叉棍轧制能够提高板材的塑性。异步轧制、等径角轧制、交叉棍轧制都可以提高轧制成形性和轧制效率,但是,异步轧制技术相对其他几种轧制技术应用的时间要长,技术相对成熟,且较等径角轧制、交叉棍轧制工序简单,可以实现大规模的在线轧制。
3 结束语
镁合金作为一种新兴的金属结构材料,有着丰富的资源和广阔的应用前景。但是如何提高其轧制成形性,是镁合金进一步发展面临的问题。目前应用最广的常规轧制方法,需要在轧制过程中对板材进行多次道次间退火,以减少加工硬化、孪晶及温度的下降对后续轧制的影响。但是多次的退火处理使工序变的很繁杂,且使晶粒长大,影响了板材的性能。
合理的选择轧制方式和进行工艺的调整是提高镁合金板材轧制成形性和板材性能的有效途径。运用异步轧制、等径角轧制、交叉棍轧制等轧制方式,辅以合适的处理工艺,例如选择合理的轧制温度,调整轧制变形量和轧制路径等,就可以实现较大的压下量,或减少甚至不用道次间退火,减少轧制道次,减少工序,提高轧制成形性。但是上述轧制方式尚未在镁合金的实际生产中得到广泛的应用,很多技术还处在实验室阶段,技术还不是十分成熟。镁合金板材轧制工艺和方式还需进一步探索和改进,探究镁合金的塑性变形机理和轧制原理,改善轧制工艺或方式,以大规模高效率的生产高性能的镁合金板材。
板材轧制 篇2
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。
板材轧制 篇3
关键词：AZ31镁合金,热处理,成形性能
由于镁合金具有密排六方晶体结构, 这样的结构特点决定了其室温下变形困难、滑移系少、塑性差, 因此它的这些缺陷限制了镁合金的广泛应用。随着对镁合金研究的深入, 已经表明镁合金的室温成形性能与它的晶粒尺寸存在着一定的关系, 也就是说细小均匀的晶粒不但能提高室温下镁合金的力学性能同时还有利于激活镁合金新的滑移系, 从而通过提高镁合金组织内的晶间协调变形能力, 达到了镁合金室温下的塑性变形能力。因此, 本文主要研究的是, 如何通过热处理细化晶粒的方法提高镁合金的室温成形性能。
1 试验材料和方法
1.1 试验材料
试验材料为厚度为1 mm的AZ31镁合金轧制板材, 其质量分数为Al:3.18:%、Zn:1.02%、Mn:0.34%;Fe:0.002%;Si:0.022%等。
1.2 试验方法
本文按照GB4156-84《金属杯突试验方法》在GBS-60B数显自动杯突试验机上进行室温下的杯突试验。杯突试件的尺寸:90mm×250mm×1mm, 采用0.5cm/min~2cm/min的试验速度, 1000N的压边力。试验时, 球形冲头把板材压入凹模内, 当板材出现裂纹时, 测量冲头的压入深度, 此深度即为试样的杯突值。试验过程中记录不同时刻的冲压深度值和冲压力的大小, 根据冲压深度值和冲压力的大小做出成形力-凸模位移曲线。
按照GB/T228-2002《金属材料室温拉伸试验方法》加工拉伸试样, 在线切割机上分别沿着板材的横向 (TD) 和轧制方向 (RD) 取标距长为15mm、宽为10mm的试样。取样后在微机控制电子万能拉伸试验机上进行单向拉伸实验。
2 试验结果与分析
2.1 热处理对板材胀形性能的影响
本试验用杯突实验来研究板材室温下的成形性能。杯突实验是用来测定或评价板材胀形成形性能的一种模拟试验。一般情况下, 如果室温下的杯突值越大, 那么材料的室温胀形性能就相对越好, 材料就越容易成形。
由图1可知, 在杯突试验中, 热处理前后AZ31镁合金轧制板材的破裂部位均在凸模的正下方, 裂纹呈直线分布大多平行于轧制方向。图1中的 (c) 和 (d) 中可以看出;凸包的高度明显变大, 并且在沿着XD方向的横向裂纹也比较明显, 因此, 从宏观角度表明图1中的 (c) 和 (d) 两种热处理条件下板材逐渐趋于各向同性, 室温成形性能最好。
(a) 供应态 (b) 200℃、保温30 min (c) 300℃、保温30min (d) 350℃、保温15 min (e) 350℃、保温30 min (f) 400℃、保温5 min
镁合金板材在不同热处理条件下的室温杯突值如表1所示。AZ31镁合金板材的杯突值随着热处理温度的升高, 先增加后降低。在200℃的热处理温度下, 由于板材的显微组织几乎没有变化, 室温下的杯突值稍有增加;在400℃热处理温度下, 由于板材氧化严重和晶粒严重长大, 其室温下的杯突值反而下降。在350℃、15min空冷的热处理条件下, 板材的杯突值达到最大, 由供应态的2.50mm增加到3.88mm。这可能是由于在此热处理条件下板材内部孪晶消失、基本完成了再结晶、且晶粒均匀细小的原因。
在杯突试验中, 成形力与凸模位移与的变化曲线如图2所示。
由图2可以得出:当凸模运动相同位移时, 供应态板材的成形力均大于经过热处理的板材成形力, 即经过热处理, 板材具有更好胀形性能和室温成形性能。另外, 从凸模的位移变化中可看出:热处理后的板材凸模位移大于供应态板材的凸模位移, 这表明热处理后板材的杯突值大于供应态板材的杯突值。
2.2 热处理对板材各向异性的影响
图3分别表示了不同状态下AZ31镁合金轧制板材沿着轧制方向和垂直于轧制方向的室温应力-应变曲线。
由图3可得:供应态板材沿着RD和XD方向抗拉强度、屈服强度和断后延伸率存在着明显的变化, 也就是说在室温下供应态板材表现出了一定的各向异性, 并且板材沿着轧制方向的室温成形性能高于沿着垂直于轧制方向的室温成形性能;在350℃、15min空冷的热处理条件下, 板材沿着轧制方向和垂直于轧制方向的抗拉强度、屈服强度和断后延伸率几乎相同 (因为板材室温下沿着轧制方向和沿着垂直于轧制方向的应力-应变曲线几乎是重合的) ;在400℃、5min空冷的热处理条件下, 板材沿着轧制方向和垂直于轧制方向的抗拉强度、屈服强度和断后延伸率也几乎相同。由此可见, 经过热处理后, 板材沿着轧制方向和垂直于轧制方向的抗拉强度、屈服强度和断后延伸率几乎相同, 即热处理后板材逐渐趋于各向同性。
3 总结
本文通过杯突和拉伸实验的方法, 研究AZ31镁合金轧制板材在不同热处理条件下的室温成形性能, 得出如下结论:
(1) AZ31镁合金板材的杯突值随着热处理温度的升高, 先增加后降低。在350℃、15min空冷的热处理条件下, 室温杯突值最大, 与比供应态杯突值提高了55.2%, 此条件下板材的胀形性能最好。
(2) 热处理后板料由供应态的各向异性逐渐趋于各向同性, 在350℃、15min空冷的热处理后, 板料沿着RD方向和TD方向的性能基本相同, 表现出明显的各向同性, 板材的室温成形性能得到了显著提高。
参考文献
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