mg1,az31镁合金板带终轧阶段晶粒细化的研究

mg1,az31镁合金板带终轧阶段晶粒细化的研究

变形镁的性能通常优于铸造镁，但其生产和应用技术不如铸造镁。在形变镁合金的生产中(锻造、挤压、轧制),1mm以下镁板的轧制最容易出现裂纹,其原因是工业生产常用可逆轧机,随镁板的变薄,镁合金经历了降温轧制过程,终轧时轧辊温度不够。前期工作认为裂纹均起源于基面取向晶粒内压缩孪晶演变成的切变带。虽然早期曾有人报导,这类在基面取向晶粒内形成的与轧面成～45°的切变带是有利于在室温下的轧制,但绝大多数研究者认为它是有害的,应避免镁合金的室温轧制。不少文献报导,轧制后期得到的是形变组织,因此要插入中间再结晶退火以改善成形性,使进一步变形得以进行。六方结构的镁滑移系少,各向异性强,其轧制工艺比立方系金属(如铝、钢)要求更高。形变镁合金的发展方向应是大批量连续生产高成形性的薄板材,以实现在汽车、3C产业和航空航天上更广泛的应用。虽然轧制薄板时易产生开裂,但板材常比锻件和挤压件得到更细、更均匀的组织,因此要求严格控制并优化工艺参数已知晶粒细化可减少开裂的倾向,细化还能降低超塑形变温度,同时还可提高强度,所以有效细化在控制工艺、提高成形性时很关键。文献利用轧制时发生的动态再结晶实现了晶粒的有效细化,但较高的终轧温度不利于板型的控制和保持高的表面光洁度。静态再结晶在改善成形性的基础上也应可实现晶粒的细化。因此,轧制中晶粒细化的机理是不同的。本文目的是在常规轧制工艺下,研究1mm以下板材组织细化规律,探索退火改变组织和织构的可能性,并建立静态再结晶与形变温度的关系。1实验材料和热模拟所用材料为AZ31(MB2)和MB1镁合金。轧制挤压成6mm(AZ31)和1.2mm(MB1)厚镁板。AZ31板原始组织均匀,晶粒尺寸～100μm,MB1镁板原始组织不均匀,晶粒尺寸～200μm。用于热模拟平面应变压缩的是AZ31热轧板,原始晶粒尺寸为25μm。所有样品都以基面织构为初始织构。轧制在宽300mm,直径200mm热轧机上完成,轧辊经事先预热。热模拟在Gleeble-1500和Zwick-1860上完成。用扫描电镜观察组织,D-5000衍射仪测量宏观织构。2结果和分析2.1易应变条件下的动态再结晶形貌采用热模拟可更好地揭示形变组织与形变温度的关系。图1给出AZ31合金(原始晶粒尺寸为25μm)四个温度下的形变组织。可见,97℃下基面取向晶粒内的切变带压缩孪晶很平直,界面不能扩展(图1(a)),0.15应变下样品便沿45°方向断裂。185℃下切变带可会聚变长和扩宽(图1(b)),虽然真应变可达0.60而不断裂,明显改善了塑性,但应变过大仍可沿切变带产生裂纹(图1(c))。260℃下切变带不明显,动态再结晶出现,形成细晶(图1(d))。340℃下动态再结晶晶粒已长大(图1(e)),已达不到有效细化晶粒的效果。由此可见,轧制温度在180～260℃之间较合适。因本实验是在0.01s的低应变速率下的结果,而轧制在高应变速率下进行,因此,合理轧制温度区间应上移。应说明的是,在该温度区间的上限形变时,得到的细晶组织不需再退火(如图1(d)),而在该温度区间下限形变时,应对形变组织进行再结晶退火(图1(b)),但又不能使晶粒明显长大。过高的轧制温度对板形控制和表面光洁度是不利的。2.2形貌组织及尺寸因实验条件限制,无法准确测定不同道次样品轧制时的温度,只能根据形变组织来推测形变温度。图2给出14道次轧制的AZ31镁合金形变及380℃5～10min退火的组织。原始组织为～100μm的均匀等轴晶。可见,第2道次轧后为等轴细晶,压下量为25%,说明轧制温度高,出现动态再结晶,晶粒已细化到～4μm。第3道次以后均为形变组织,从晶粒内平直的切变带可知,形变温度较低,相当于低应变速率下97℃时的形变组织,因压下量低而未产生裂纹第7道次的组织见图2(c),压下量为11%,退火后虽都是均匀的等轴晶,但晶粒内还隐约可见切变带的痕迹,可能只发生了部分静态再结晶,大晶粒可能只经历了回复。第12,14道次有相同的组织变化规律,轧到0.286mm后晶粒尺寸为7.5μm,未进一步细化。图3给出MB1镁合金16道次轧制后典型轧后组织和退火组织。该样品原始组织为粗大不均匀等轴晶。因道次压下量较低,在较高温度下的形变与退火组织差异不大(图3(a),(b),拉伸孪晶可能是样品制备时产生的)。第7道次的形变组织内以切变带为主(图3(c)),因原始晶粒大,切变带也长。退火后为部分再结晶组织(图3(d)),过小的形变量未得到均匀细化。第10道次压下量较大,为12.8%,形成切变带,退火后完全再结晶而均匀细化,晶粒尺寸为7.2μm(图3(f))。此时总变形量为55%。在随后的各道次轧制中,形变组织都含切变带,退火组织都是等轴晶。因切变带分布不均匀,再结晶组织中粗、细晶分布也不均匀。可明显看出,最细的晶粒分布对应原形变组织的切变带。最终晶粒尺寸为6.9μm。总体上,轧制及退火可明显细化晶粒,但晶粒内部存在的平直切变带不是拉伸孪晶说明形变温度较低,这限制了单道次的压下量。细化在头几道次较为有效,后几道次的退火虽消除了切变带,也未发生晶粒的明显长大,但未能进一步细化晶粒。较低的形变温度不能形成大面积的扩展的切变带,每个晶粒内只有一两个小的压缩孪晶,其再结晶或回复不足以进一步细化晶粒晶粒尺寸变化也说明这一点2.3织构的分布及织构加工大量文献报导,镁合金轧制过程中只形成强的基面织构。基面织构有正、负两方面的作用。有利的方面是这类织构对应的晶粒间的最大取向差只有30°,取向差分布均匀且存在较多小角晶界,对应晶粒尺寸分布均匀而不易长大所以轧板的组织都细小均匀异常长大倾向小。不利的方面是导致裂纹的切变带都是从这类取向的晶粒内产生,因此,这类取向的晶粒在较低温度下不能有大的道次压下量。图4给出AZ31镁合金几个道次轧后及退火后的织构测定结果,表明都是强的基面织构。但均未出现文献轧制时测出的绕TD倾转的双峰基面织构。2.4组织和细晶的制备模型图5给出热模拟时AZ31镁合金185℃压缩应变0.5(图5(a),(b),原始晶粒尺寸25μm)、加热到350℃保温10min(图5(c)),再冷至185℃应变0.3后的组织(图5(d),(e))。可见,形变温度较高,形成扩展的切变带(图5(a)),切变带内含大量细小(亚)晶粒(图5(b))。退火后得到较均匀的再结晶组织,～10μm,说明退火时间稍长。再次冷至180℃形变后又形成扩展的切变带,带内亚晶尺寸不到1μm。若再退火则又会再结晶。按此方式,形成较大面积的切变带区域,通过静态再结晶削弱基面织构并消除切变带形成细晶,最终顺利完成1mm以下薄带的轧制并得到均匀的细晶。前人结果表明,强基面织构存在时,平行于轧板的拉伸方向是高性能的方向。3扩展切变带和织构总结图1～图5及前期工作结果可知,镁薄板轧制成0.3mm后可得到7μm细晶时涉及两种细化机制及工艺。一是低温动态再结晶温度区间。这时道次压下量可比较大,可大大减少中间退火过程而降低生产成本但随板厚的减小很难保持这个温度而不出现形变组织,且较高的轧制温度不利于板形的控制和高的表面光洁度。二是得到不同的切变带组织,对应较低的形变温度。平直的切变带可将晶粒分割,退火时通过静态再结晶细化晶粒。但单道次形变量不能太大,否则切变带上产生裂纹,过低的形变量会伴随部分再结晶组织,造成晶粒尺寸分布不均匀。扩展的切变带可显著扩大退火后的细晶区,且道次压下量可较大。最佳工艺应是得到尽可能多的扩展切变带区域而又不产生裂纹,再退火得到细晶。细晶的存在可防止切变带裂纹,提高成形性。织构在晶粒细化中起重要作用。拉伸、压缩两类孪晶存在时都可通过静态再结晶细化晶粒。孪晶界是新的再结晶形核地点,孪晶首先可将晶粒进一步分割,一个晶粒内孪晶变体出现的越多,细化的效果应越好。但压缩条件下拉伸孪晶只在柱面取向的晶粒内发生,大晶粒内容易形成孪晶,而一个随机取向的铸态样品热轧过程中轧到薄板阶段已形成较强的基面织构而不利于拉伸孪晶的形成。将铸态样品直接冷至较低温度形变可产生大量拉伸孪晶,退火后虽可细化晶粒,但不易将晶粒尺寸细化到10μm以下。所以,从节约能源、降低成本的角度考虑,连铸出的镁厚板应分别利用低温动态再结晶和扩展的切变带加适当退火作为应用工艺,可较容易地得到7μm的细晶。4上限温度和思维模式对晶粒细化的影响(1)通过调整压下量和引入道次间退火可顺利将两类镁合金轧成0.3mm的薄板。180℃～250℃是较合适的终轧温度。该温度范围的下限轧制要引入较多的中间退火,上限温度轧制则可施加较大的应变和较少的中间退火。为提高效率,选择温度区间上限,加大形变量以提高