等通道角挤压AZ31 镁合金的微观组织与力学性能

1、等通道角挤压 AZ31镁合金的微观组织与力学性能冯小明 艾桃桃 张 会(陕西理工学院材料科学与工程学院 摘 要 借助 X 射线衍射仪 、 光学显微镜等分析设备 , 研究了 AZ31镁合金在等通道角挤压变形过程中微观组织与力学性 能随加工道次的变化行为 。 结果表明 , 随挤压道次的增加 , 晶粒不断细化 , 力学性能发生显著变化 , 伸长率不断增大 , 抗拉 强度逐渐降低 。 挤压 8道次后 , 晶粒尺寸由最初的 120m 减小到 9m 。 由于晶粒细化效应 , 导致 相主要变形机制由 1道次的孪生变为随后道次的位错滑移 。 挤压后 (0001 晶面的取向分布分散性 , 影响抗拉强度 。伸长率

2、的增大与晶粒细化 和滑移面的激活有关 。关键词 镁合金 ; 等通道转角挤压 ; 微观组织 ; 力学性能 中图分类号 T G 24912; T G 14612+2 文献标志码 A 文章编号 1001-2249(2008 07-0499-03DOI :1013870/tzzz. 2008. 07. 003收稿日期 :2008203228第一作者简介 :冯小明 , 男 ,1962年出生 , 教授 , 陕西理工学院材料科学与工程学院 , 陕西汉中 (723003 , 电话 E -mail :fxmhz 126. com 铸造镁合金被广泛地应用于航空航天 、 汽车 、 电子

3、 工业等领域 14。 然而 , 变形镁合金比铸造镁合金具有 更优良的性能 , 更高的生产率 , 便于连续化 、 自动化 , 因 此研究变形镁合金及其晶粒细化具有十分重要的现实 意义和理论意义 。大量研究表明 , 严重塑性变形 (severe plastic de 2formation ,SPD 能够细化晶粒 , 实现超塑性 5,6。 SPD 包括等通道转角挤压 (equal 2channel angular , ECA P 、 高压扭转变形 (high HP T 多向锻造 (等 。经 ECA P 不同的力学行为 7,8。对纯 Mg 和 Mg 20. 9Al 合金的 ECA P 研究发现 , 少

4、量道次的 ECA P 加工便可实现强 度和塑性的同时提高 9。文献 10试图从组织和织构 的角度 , 解释 A Z91合金经 ECA P 处理后塑性增加的试 验现象 。 本课题对 A Z31镁合金进行了 ECA P , 研究了 ECA P 道次对 AZ31镁合金微观组织和力学性能的影 响 。1 试验方法试验所用合金的成分见表 1。铸锭经均匀化处理 后 , 挤压成 <15mm ×7mm 的圆棒作 ECA P 加工用 , 挤 压模具见图 1, 试验要求圆棒与模具间的间隙要小于 012mm 。 ECA P 模具两通道的内交角 (模角 =90°,外接圆弧 =20°(

5、见图 1 。 目前 , ECA P 的变形途径分 为 4种 :路径 A (试样不旋转 、 路径 B A (每两次挤压之间试样依次旋转 90° 、 路径 B C (每两次挤压之间试样始 终旋转 +90° 、 路 径 C (每 两 次 挤 压 之 间 试 样 翻 转180°。 由于合金的剪切变形特征与变形途径有密切关 系 , 且路径 B C 每道剪切面互相垂直 , 可获纤维状组织 , 在不产生死区的条件下 , B C 优先获大角度晶界 11, 故采取 B C 路径进行 , 即每次重复挤压时试样按同一方向转动 90°9。 试验前分别将试样和模具预热 , 预热温

6、度 为 350 , 预热时间为 40min , , 由 一样 。试验时 , 。 ECA P 加工温度为 216mm/s , 反复挤压 18道次 。拉伸试验在万能试验机上进行 , 试样尺寸为 <5mm ×25mm , 拉伸速度为 3mm/min 。用于 X 射线衍 射分析的样品均取自试样的横截面 ,X 射线衍射仪型号为 DX 22500, 采用 Cu K辐射 , 管电压 20kV , 管电流 20mA 。 采用 Epip hot 300型金相显微镜观察 ECA P 过程 中的组织变化 , 试样经机械磨光和抛光后 , 再由化学侵 蚀 , 侵蚀剂采用体积分数分别为 1%的 HNO 3

7、+24%的 C 2H 6O 2+75%的 H 2O 。表 1 AZ 31镁合金成分%w BAl Zn Mn Fe Si Cu Mg其它2. 80. 90. 240. 004<0. 01<0. 01平衡<0. 1图 1 试验过程示意图994试 验 研 究 特种铸造及有色合金 2008年第 28卷第 7 期2 结果与讨论2. 1 ECAP 挤压道次对微观结构的影响图 2a 为 ECA P 挤压前 A Z31镁合金的微观结构 。 由图 2a 可见 , 预挤压后 A Z31镁合金呈现为铸造 +挤 压后的形貌 , 多数晶粒粗大 , 整个形貌呈现等轴晶状 , 平均晶粒尺寸约为 120m

8、。与标准图谱作比较 , 预挤压 后的 AZ31镁合金主要为单相固溶体 (相 , 衍射的最 强峰为 1010晶面衍射 , 见图 2b 。(a 微观结构(b X 射线衍射谱图 2 ECAP 挤压前 AZ 31镁合金的微观结构和 X 射线衍射谱 经 ECA P 挤压后合金组织的典型变化见图 3。变形开始阶段 , 晶粒沿轴向方向压缩 , 径向方向拉长 , 没有 明显的变形纤维组织特征 , 但表现出很明显的方向性 , 同时晶间开始出现再结晶晶粒组织 , 整个组织显现为变 形形貌 。 随着 ECA P 道次的增加 , 组织不断细化 。出 现了细小的等轴晶组织 , 变形的大颗粒周围被动态再结 晶小晶粒包围

9、, 呈现出 “项链” 状组织特征 12,13, 总的显 微组织呈现出变形的大颗粒和动态再结晶的小晶粒共 存的现象 。 ECA P8道次之后 , 平 均晶粒 尺寸 约为 9m , 此时组织较为均匀 。由此可见 , 对 AZ31镁合金 , ECA P 工艺细化晶粒效果非常明显 。图 4为 A Z31镁合金挤压不同道次后的 XRD 谱 。 由图可见 , 经过第 1道次 ECA P 加工后 , 衍射的最强峰 转移到了 1011晶面衍射 , 而在随后的 ECA P 加工过 程中 , 衍射最强峰不再变化 , 始终停留在 1011晶面衍射 。 另外 , 随着挤压道次的增加 ,1012和 1013晶面 的衍射

10、峰强度逐渐增强 ,1020晶面的衍射峰强度逐渐 降低 。 (a 1道次 (b 3道次 (c 5道次 (d 8道次图 3 AZ31镁合金 ECA P 挤压后的微观结构图 4 AZ31镁合金 ECAP 不同道次后的 X 射线衍射谱(a 1道次 (b 3道次 (c 5道次的相对程度 。 由于测试样品取自试样的横截面 , 所以最强衍射峰对应的晶面 , 对应着在横截面上择优分布最强 的晶面 。在塑性变形过程中 , 位错滑移并不会使晶体位向发 生变化 。 能够使晶体学位向改变的因素主要有位错增 殖 (包括晶内和晶界位错增殖 和孪生 。位错增殖是一 个渐变的过程 , 而且由位错增殖引起的微结构 , 如位错

11、胞或高密度位错墙 , 其位向的统计分布是随机的 , 而由孪生引起的位向改变则是固定的 。如果合金的各晶粒 在变形前具有某种择优取向 , 在经过一个变形过程后 , 各晶粒择优分布在另一个晶体学方向上 , 则说明发生了 孪生过程 。 通过图 2b 和图 4对比发现 , 衍射最强峰在 第 1道次 ECA P 前后从 1010转移到 1011, 说明是 一种孪生行为产生的结果 。随着 ECA P 道次的增加 , 其衍射最强峰不再发生变化 , 可以认为在相应的变形过 程中主要发生的是位错滑移过程 。 这与刘腾等人 14的 研究结果相似 。由于镁合金为六方结构 , 独立的滑移系较少 , 在塑 性变形过程中

12、 , 尤其在较低的温度和较大的晶粒尺度 下 , 孪生的变形方式很容易发生 , 以使塑性形变连续进 行 。 但在细晶条件下 , 变形机制便会有所不同 。 从试验 结果看 , 整个 ECA P 加工过程中发生最显著的变化是 晶粒细化 , 即使在少量 ECA P 道次后 , 也可以有非常明显的晶粒细化效果 。 ECA P 之前 ,相的平均晶粒尺度 在 120m 左右 ; 经 5道次以后 ,相的组织已经被细化 005特种铸造及有色合金 2008年第 28卷第 7 期到约 9m ; 当增加到 8道次后 , 晶粒大小不再发生变 化 , 但组织的均匀性得到明显改善 。 正是由于这种组织 细化效应 , 弥补了

13、 相相对较少的独立滑移系的数目 , 抑制了孪晶机制的发生 , 使 相在 3道次以及更多道次 的 ECA P 加工过程中的主要变形方式变为位错滑移 。 2. 2 ECAP 挤压道次对力学性能的影响A Z31镁合金 ECA P 加工不同道次后的力学性能 见图 5。 由图 5可见 , ECA P 之前 AZ31镁合金的抗拉 强度为 32112M Pa , 伸长率为 28%。随着 ECA P 挤压 道次的增加 , AZ31镁合金的伸长率显著增加 , 挤压 2道次后伸长率达到 50%, 随后变化趋势较小 。抗拉强 度明显降低 , 挤压 1道次后约为 267. 6M Pa , 挤压 2道 次后 , 又增加

14、到 283. 9M Pa , 随后又降低 , 但与 ECA P 加工前的镁合金相比 , 其值都要低 , 且变化不具有规律 性 。 整个变化与 Zan 等人 15的研究具有相似之处 , 即 AZ31合金经 ECA P 多道次挤压后 , 室温伸长率随着挤 压道次的增加而提高 , 抗拉强度随着挤压道次的增加而 降低 。图 5 AZ31镁合金 ECAP 不同道次后的力学性能从力学性能的变化曲线看 , 晶粒细化对力学性能有 重要的影响 。 预挤压态镁合金平行于挤压方向具有强 烈的 (0001 织构取向 , 即基面平行于挤压方向 , 基面滑 移系的 Schmid 因子近似为零而不能启动 , 塑性变形主 要

15、依靠柱面滑移和锥面孪生实现 , 因而变形抗力较大 , 表现为较高的抗拉强度 。 ECA P 挤压后 , 由于织构发生 了明显的变化 , 组织不断细化 ; 另一方面 ECA P 挤压后 镁合金的 (0001 晶面的分布较分散均匀 , 且为软取向 , 由于镁合金基面 (0001 滑移的临界分切应力只有非基 面滑移的 1%16, 故 (0001 晶面织构的分布分散化应该 是抗拉强度降低的原因 。由于镁合金为密排六方晶体结构 , 低于 225 时 , 塑性变形限于基面 0001<1120>滑移及锥面 1012 <1011>孪生 , 只有 3个几何滑移系和 2个独立滑移 系 ,

16、因此镁合金的室温塑性较差 。晶粒细化对于协调 、 均匀变形具有有利影响 。高温 ECA P 挤压后 A Z31镁 合金伸长率得到较大提高 , 不仅与晶粒的细化有关 , 还 应该与棱柱滑移面 1010<1120>的激活有关 , 由此使 镁及其合金更具延展性 , 易于塑性变形 。 3 结论(1 采用模角为 90°的模具 , 以 B C 路径对 AZ31镁 合金进行了等通道角挤压试验 。 随挤压道次的增加 , 晶 粒显著细化 , 伸长率不断提高 , 抗拉强度降低 。挤压 5道次后 , 平均晶粒从 ECA P 挤压前的 120m 降低到 9m 。 挤压 2道次后 , 伸长率从 E

17、CA P 挤压前的 28%增 加到 50%, 之后随挤压道次的增加变化不大 。(2 由于晶粒细化效应 , 导致 相主要变形机制由 1道次 的孪 生 变 为 随 后 道 次 的 位 错 滑 移 。挤 压 后 , (0001 晶面取向分布的分散性 , 对抗拉强度有重要影 响 。 而伸长率的增大不仅与晶粒细化有关 , 还与棱柱滑 移面 1010<1120>的激活有关 。参 考 文 献1 MORDIKE B L , EBER T T. Magnesium properties 2application 2po 2 tentialJ.Mater. Sci. Eng . , 2001, A 3

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25、En gi neeri ngS ociet ySPECIAL CASTIN G &NON FERROU S ALLO YS V ol. 28 No. 7 2008 Monthly (Series :No. 184 CONTENTS & ABSTRACTSLow Cycle F atigue B ehavior and Its Mechanism of Al 2 7Si 20. 3Mg Alloy Mo Defeng 1, He Guo qiu 1, Zhu Zhengyu 1, Hu Zhengfei 1, Liu X i ao sha n 1, Zha ng Weihua 2

26、(1. School of Materials Science and Engineer 2 ing , Tongji U niversity , Shanghai , China ; 2. State Key Laboratory of Traction Power , Sout hwest Jiao 2 tong University , Chengdu , china 2008,28(7 493 495Abstract Low cycle fatigue behavior of Al 27Si 20. 3Mg alloy was examined by mechanical fatigu

27、e testing wit h equivalent strain amplit ude varied f rom 0115%to 0135%, and t he dislocation evolution in t he specimens was observed by TEM (t ransmission elect ron micro 2 scope . The result s indicate t hat t he dislocation st 2 t ure is clo sely dependent on st rain ude and t density of disloca

28、tion in iswit hhardening can as of heinteraction and pinning , and hardening region can been t hroughout t he entire fatigue p rocess wit h t he st rain amplit ude more t han 0135%.Fatigue life is decreased wit h t he increase of t he equivalent st rain amplit ude ,confirming to t he equation of t h

29、e Manson 2 Coffin.K ey Words :C ast Al Alloy , Low Cycle F atigue , Disloca 2 tionApparent Viscosity of In 2situ Synthesized P articulate R einforced Aluminum Matrix Composites Li Guiro ng , Chen Ruilo ng , Zhao Y ut ao , Wa ng Ho ngming , Chen Ga ng , Dai Qixun , Cheng X i ao no ng (School of Mate

30、2 rials Science and Engineering , Jiangsu University , Zhenjiang ,China 2008, 28(7 496498Abstract In 2sit u (Al 3Zr +Al 2O 3 /Al particulate rein 2 forced aluminum matrix composites was synt hesized by direct melt reaction met hod in Al 2Zr (CO 3 system wit h t he reinforced particulate size of 0153

31、m. The apparent visco sity of t he compo sites melt during syn 2 t hesized p rocess was measured wit h rotary cylinder met hod. The result s indicate t hat apparent visco sity via time curves of t he compo sites wit h 5%particle vol 2 umet ric fraction belongs to a parabolic one , and keep s a const

32、ant value of 0175Pa s after 25min and is two times higher t han t hat of 0124Pa s of p ure alumi 2 num , which is att ributed to t he uniform and dispersivedist ribution of micron particulate in composites. Melt apparent visco sity of t he composites wit h 15%particu 2 late volumet ric fraction is i

33、ncreased wit h t he increase of time , and t he particulate aggregation can be ob 2 served in t he microst ruct ure.K ey Words :Apparent Viscosity , P articulate R einforced Aluminum Matrix CompositesMicrostructure and Mechanical Properties of Equal 2 channel Angular Pressed AZ31Magnesium Alloy Feng

34、 X i ao ming ,Ai Taot ao , Zha ng Hui (ment of Ma 2 terials and U niversity of , (7 499501 of t he p o n t he micro 2 of AZ31magnesi 2 equal 2channel angular prissing (P were investigated by X 2ray diff raction and optical microscope. The result s indicate t hat wit h in 2 ceasing in t he pressing passes ,elongation of t he alloy is increased and t he tensile st rengt h is decreased as a result of t he refinement of grain size. After 8passes , grain size in t he alloy is decreased from 120m to 9m ,which is responsible for t he deformation mode of p hase from twining in