az31镁合金热成形后的组织与织构

az31镁合金热成形后的组织与织构

变形银粉的性能通常比铸造银粉好。一般来说，它是在热形成后，组织均匀，颗粒细，这是为了消除铸造缺陷。然而,相同晶粒尺寸、不同形变工艺的样品性能测试显示了很大的差异,这说明,织构对热成形镁合金的强度贡献很大。由于镁合金热成形后即使发生了动态再结晶也总产生较强的织构,认识织构变化规律,利用有益于成形性或造成高强度的织构有着实际应用的意义。本文研究了不同挤压比热挤压棒的织构特征和退火时的织构变化,并分析它们对性能可能产生的影响。1宏观织构的制备使用AZ31形变镁合金,一部分为商用ϕ33mm,ϕ50mm热挤压棒(挤压比90∶33,90∶50)及铸造镁合金。另一部分为德国VAW联合铝业公司提供的热轧板(板厚12mm,宽250mm)及ϕ20mm的热挤压棒(挤压比为90∶20)。热挤压温度～350℃。因原始铸造棒材直径基本相同,则ϕ20mm热挤压棒的形变量最大。退火在空气箱式炉中进行。利用X射线法测量宏观织构,由实测的6张不完整极图计算取向分布函数(ODF)。因六方结构的六次对称性,选φ2=0°,30°两个截面表示取向分布。用于ϕ33mm及ϕ50mm热挤压的铸造镁合金平均晶粒尺寸为168μm,尺寸分布较均匀,测出的晶粒取向分布基本为随机的。使用AC-2电解液,苦味酸+醋酸溶液制备样品,使用莱卡H800图像分析系统测量晶粒尺寸;使用背散射电子衍射技术测定单个晶粒取向和取向成像分析。2结果与讨论2.1织构的分布及取向分析图1为不同尺寸热挤压棒及热轧板组织。从图1a可看出,ϕ20mm热挤压棒中有明显的形变长条晶粒,表明热挤压时动态再结晶不完全。定量金相结果表明,约13%的区域未再结晶。动态再结晶晶粒平均尺寸仅为5μm(图7a)。ϕ33mm(图1b)及ϕ50mm热挤压棒中晶粒尺寸稍粗(图7b,c),平均晶粒尺寸分别为8.2μm和14μm,晶粒尺寸分布不均匀,有些象是异常长大的晶粒。相反,热轧板已发生完全的(动态)再结晶,组织很均匀(图1c),平均晶粒尺寸12.8μm(图7d)。一般大挤压比下应变速率也会较高,所以大形变量及高应变速率是产生组织差异的原因。图2为热挤压棒及热轧板的织构。可见,尽管发生了动态再结晶,但随形变量的加大(图2a,b),形成的<1ˉ100><11¯00>及<11ˉ20><112¯0>线织构强度不同。形变量较低时,两类织构强度相近;随形变量的加大(从ϕ50mm到ϕ20mm)‚<1ˉ100>ϕ20mm)‚<11¯00>变强,<11ˉ20>消失。其原因在于挤压时,样品在轴向受拉应变及径向压应变。滑移的结果是滑移方向<11ˉ20>平行于拉伸轴从而得到<11ˉ20>线织构。但<11ˉ20>并不是最终稳定取向,晶粒为<11ˉ20>∥拉伸轴的取向时将发生双柱面滑移,最后得到<1ˉ100>∥压缩轴的稳定取向。所以,随应变量的加大,取向集中在稳定的<1ˉ100>上(图2a)。热轧板中则形成了非常简单的基面织构(图2c),即基面滑移的结果。图2说明,不论哪种热变形,虽发生了动态再结晶,但织构仍较强;并且再结晶织构与形变织构是对应的,表明滑移起了很大作用。图3为用EBSD分析法测出的图1a中形变长条晶粒的取向,可知多数晶粒的<1ˉ100>平行于挤压轴(X0方向)(图3a),而垂直于挤压轴的方向为从<0001>到<1ˉ210>而不固定。说明此时的强织构(图2a)在很大程度上是未再结晶的形变长条晶粒造成的。同时,长条形变晶粒的存在表明这种取向的晶粒形变能力很强,且均匀变形而不易再结晶。图4为ϕ20mm热挤压棒细晶区的取向成像。可见,再结晶晶粒也有强的择尤取向(图4b)。灰色(包括深,浅)晶粒为柱面取向(<0001>‖TD)。取向差在30°处有峰值,但到90°仍有较大比例(图4c),这与基面织构样品中晶粒取向差分布不同。图5为平面应变压缩100%后产生强基面织构时(图5a)取向成像分析测出的取向差及转轴分布(图5b,c)。因六方结构六次对称性的限制,形成的(0001)线织构总对应较多的小角晶界(图5b)以及两个理想的(0001)基面取向晶粒间最大的取向差30°,转轴为<0001>(图5c)。所以不同织构对应晶粒间不同的取向差分布,也会对随后的晶粒长大产生影响。2.2晶粒尺寸及织构图6,图7为热挤压棒及热轧板退火后的组织及晶粒尺寸变化。从图6a可知,ϕ20mm样品退火后形变晶粒消失,即发生了静态再结晶,晶粒长大较均匀(图7a)。晶粒平均尺寸由退火前的5μm长大到500℃下的24μm。而原始组织已很不均匀的ϕ33mm及ϕ50mm样品退火后晶粒长大很明显,且出现非均匀长大(图6b,图7b,c)。ϕ33mm样品的晶粒尺寸由退火前的8.24μm长到500℃下的49μm;ϕ50mm样品的晶粒尺寸由退火前的14μm长到500℃下的63μm。热轧板因原始组织均匀,退火后晶粒长大很慢。晶粒尺寸由退火前的12μm长到500℃下的21μm(图6c,图7d)。显然,成形方式不同的晶粒有不同的长大倾向。有了不同温度下的平均晶粒尺寸及退火时间,可粗略估算晶粒平均长大速度。对ϕ20mm热挤压棒,420℃下的晶粒平均长大速度为1×10-3μm/s,500℃下1.9×10-3μm/s。对ϕ33mm热挤压棒,430℃下为1.1×10-3μm/s;500℃下为4×10-3μm/s;对ϕ50mm热挤压棒,500℃下为7×10-3μm/s;热轧板500℃下为1.1×10-3μm/s。从上述数据可看出一些规律,如:热轧板的晶粒长大速度最低,这应是其基面织构特征造成,此时大多数晶粒间是30°<0001>的取向关系(图5),虽被认为是最高迁移率的晶界,但毕竟取向差较小。而热挤压棒晶粒间的取向差可达90°(图4)。本实验条件下,不同形变状态下晶粒的长大速度相差不超过7倍。图8为退火后的织构。对ϕ20mm样品(图8a),织构已明显减弱,说明<1ˉ100>形变长条晶粒在消失。从500℃完全再结晶的组织及织构看,可知原先动态再结晶的晶粒也有较强的织构,退火过程中仍能保留下来。对ϕ33mm样品(图8b),退火时织构变化不明显,说明原始组织中形变晶粒不多。对ϕ50mm样品(图8c),500℃退火后<1ˉ100>织构减弱,与ϕ20mm退火规律相同。热轧板500℃退火后在晶粒长大时没有织构变化(图8d),原因很明显,原始组织已再结晶完毕,晶粒尺寸均匀,基面织构取向的晶粒间主要是0～30°<0001>的取向关系,主要为倾转晶界的特征,晶界迁移速率差异不大,所以晶粒尺寸分布均匀。对热挤压棒,形成<1ˉ100>或<11ˉ20>织构,晶粒间主要是0～90°<uvt0>的取向关系,不同晶粒间的晶界迁移率相差较大,容易造成不均匀长大。2.3柱面滑移和相干合成的织构测定结果表明,AZ31镁合金热成形后不论动态再结晶是否完全都存在较强的织构,应造成力学性能及成形性的各向异性。从前人大量的热挤压棒及热轧板的性能数据及测试取样方式看,性能数据中都包含了织构的影响。热轧板不论从平行于轧板哪个方向取样进行拉伸实验,都是从<1ˉ100>和/或<11ˉ20>方向进行的,此时难以进行基面滑移和{10ˉ12}孪生,是有利的柱面滑移取向位置。从平行于挤压轴方向取样也是在<1ˉ100>或<11ˉ20>方向测性能。所以两者的性能差异不会大。目前尚不知拉伸轴为<0001>方向的性能如何?但可预测,该方向拉伸时的形变机制是先{10ˉ12}孪生,然后是柱面滑移。有报导,热挤压并退火后的ZC71镁合金平行及垂直于挤压轴的σ0.2分别是300MPa和130MPa。因室温下柱面滑移的临界分切应力比基面滑移高2个数量级,所以只能靠有限的基面滑移,最后出现切变带而断裂。在压缩条件下,柱面取向比基面取向的断裂应变值可高一倍以上,例如,单晶下分别为>10%和5%;>17%和5%;多晶下为>12%和2%;我们的多晶实验值是>25%和15%。Mukai等和Chino等分别测定了两个晶粒尺寸相同的热挤压和ECAE方法制备的AZ31(晶粒尺寸均为15μm)及AZ91(晶粒尺寸为1μm)合金的性能,发现形变行为完全不同,性能上相差100MPa,他们意识到织构是造成这种差异的主要原因。因此,在探索不同的提高性能的途径中,也应搞清织构所起的作用并加以利用。3织构增强的作用机理(1)AZ31合金热挤压或热轧后有较强的织构。热挤压时存在<1ˉ100>及<11ˉ20>∥挤压轴的线织构;随挤压比的提高,<1ˉ100>织构增强,它与稳定的双柱面滑移机制相