等通道角擠壓AZ31 鎂合金的微觀組織與力學性能

1、等通道角擠壓 AZ31鎂合金的微觀組織與力學性能馮小明 艾桃桃 張 會(陜西理工學院材料科學與工程學院 摘 要 借助 X 射線衍射儀 、 光學顯微鏡等分析設(shè)備 , 研究了 AZ31鎂合金在等通道角擠壓變形過程中微觀組織與力學性 能隨加工道次的變化行為 。 結(jié)果表明 , 隨擠壓道次的增加 , 晶粒不斷細化 , 力學性能發(fā)生顯著變化 , 伸長率不斷增大 , 抗拉 強度逐漸降低 。 擠壓 8道次后 , 晶粒尺寸由最初的 120m 減小到 9m 。 由于晶粒細化效應(yīng) , 導致 相主要變形機制由 1道次的孿生變?yōu)殡S后道次的位錯滑移 。 擠壓后 (0001 晶面的取向分布分散性 , 影響抗拉強度 。伸長率

2、的增大與晶粒細化 和滑移面的激活有關(guān) 。關(guān)鍵詞 鎂合金 ; 等通道轉(zhuǎn)角擠壓 ; 微觀組織 ; 力學性能 中圖分類號 T G 24912; T G 14612+2 文獻標志碼 A 文章編號 1001-2249(2008 07-0499-03DOI :1013870/tzzz. 2008. 07. 003收稿日期 :2008203228第一作者簡介 :馮小明 , 男 ,1962年出生 , 教授 , 陜西理工學院材料科學與工程學院 , 陜西漢中 (723003 , 電話 E -mail :fxmhz 126. com 鑄造鎂合金被廣泛地應(yīng)用于航空航天 、 汽車 、 電子

3、 工業(yè)等領(lǐng)域 14。 然而 , 變形鎂合金比鑄造鎂合金具有 更優(yōu)良的性能 , 更高的生產(chǎn)率 , 便于連續(xù)化 、 自動化 , 因 此研究變形鎂合金及其晶粒細化具有十分重要的現(xiàn)實 意義和理論意義 。大量研究表明 , 嚴重塑性變形 (severe plastic de 2formation ,SPD 能夠細化晶粒 , 實現(xiàn)超塑性 5,6。 SPD 包括等通道轉(zhuǎn)角擠壓 (equal 2channel angular , ECA P 、 高壓扭轉(zhuǎn)變形 (high HP T 多向鍛造 (等 。經(jīng) ECA P 不同的力學行為 7,8。對純 Mg 和 Mg 20. 9Al 合金的 ECA P 研究發(fā)現(xiàn) , 少

4、量道次的 ECA P 加工便可實現(xiàn)強 度和塑性的同時提高 9。文獻 10試圖從組織和織構(gòu) 的角度 , 解釋 A Z91合金經(jīng) ECA P 處理后塑性增加的試 驗現(xiàn)象 。 本課題對 A Z31鎂合金進行了 ECA P , 研究了 ECA P 道次對 AZ31鎂合金微觀組織和力學性能的影 響 。1 試驗方法試驗所用合金的成分見表 1。鑄錠經(jīng)均勻化處理 后 , 擠壓成 <15mm ×7mm 的圓棒作 ECA P 加工用 , 擠 壓模具見圖 1, 試驗要求圓棒與模具間的間隙要小于 012mm 。 ECA P 模具兩通道的內(nèi)交角 (模角 =90°,外接圓弧 =20°(

5、見圖 1 。 目前 , ECA P 的變形途徑分 為 4種 :路徑 A (試樣不旋轉(zhuǎn) 、 路徑 B A (每兩次擠壓之間試樣依次旋轉(zhuǎn) 90° 、 路徑 B C (每兩次擠壓之間試樣始 終旋轉(zhuǎn) +90° 、 路 徑 C (每 兩 次 擠 壓 之 間 試 樣 翻 轉(zhuǎn)180°。 由于合金的剪切變形特征與變形途徑有密切關(guān) 系 , 且路徑 B C 每道剪切面互相垂直 , 可獲纖維狀組織 , 在不產(chǎn)生死區(qū)的條件下 , B C 優(yōu)先獲大角度晶界 11, 故采取 B C 路徑進行 , 即每次重復擠壓時試樣按同一方向轉(zhuǎn)動 90°9。 試驗前分別將試樣和模具預熱 , 預熱溫

6、度 為 350 , 預熱時間為 40min , , 由 一樣 。試驗時 , 。 ECA P 加工溫度為 216mm/s , 反復擠壓 18道次 。拉伸試驗在萬能試驗機上進行 , 試樣尺寸為 <5mm ×25mm , 拉伸速度為 3mm/min 。用于 X 射線衍 射分析的樣品均取自試樣的橫截面 ,X 射線衍射儀型號為 DX 22500, 采用 Cu K輻射 , 管電壓 20kV , 管電流 20mA 。 采用 Epip hot 300型金相顯微鏡觀察 ECA P 過程 中的組織變化 , 試樣經(jīng)機械磨光和拋光后 , 再由化學侵 蝕 , 侵蝕劑采用體積分數(shù)分別為 1%的 HNO 3

7、+24%的 C 2H 6O 2+75%的 H 2O 。表 1 AZ 31鎂合金成分%w BAl Zn Mn Fe Si Cu Mg其它2. 80. 90. 240. 004<0. 01<0. 01平衡<0. 1圖 1 試驗過程示意圖994試 驗 研 究 特種鑄造及有色合金 2008年第 28卷第 7 期2 結(jié)果與討論2. 1 ECAP 擠壓道次對微觀結(jié)構(gòu)的影響圖 2a 為 ECA P 擠壓前 A Z31鎂合金的微觀結(jié)構(gòu) 。 由圖 2a 可見 , 預擠壓后 A Z31鎂合金呈現(xiàn)為鑄造 +擠 壓后的形貌 , 多數(shù)晶粒粗大 , 整個形貌呈現(xiàn)等軸晶狀 , 平均晶粒尺寸約為 120m

8、。與標準圖譜作比較 , 預擠壓 后的 AZ31鎂合金主要為單相固溶體 (相 , 衍射的最 強峰為 1010晶面衍射 , 見圖 2b 。(a 微觀結(jié)構(gòu)(b X 射線衍射譜圖 2 ECAP 擠壓前 AZ 31鎂合金的微觀結(jié)構(gòu)和 X 射線衍射譜 經(jīng) ECA P 擠壓后合金組織的典型變化見圖 3。變形開始階段 , 晶粒沿軸向方向壓縮 , 徑向方向拉長 , 沒有 明顯的變形纖維組織特征 , 但表現(xiàn)出很明顯的方向性 , 同時晶間開始出現(xiàn)再結(jié)晶晶粒組織 , 整個組織顯現(xiàn)為變 形形貌 。 隨著 ECA P 道次的增加 , 組織不斷細化 。出 現(xiàn)了細小的等軸晶組織 , 變形的大顆粒周圍被動態(tài)再結(jié) 晶小晶粒包圍

9、, 呈現(xiàn)出 “項鏈” 狀組織特征 12,13, 總的顯 微組織呈現(xiàn)出變形的大顆粒和動態(tài)再結(jié)晶的小晶粒共 存的現(xiàn)象 。 ECA P8道次之后 , 平 均晶粒 尺寸 約為 9m , 此時組織較為均勻 。由此可見 , 對 AZ31鎂合金 , ECA P 工藝細化晶粒效果非常明顯 。圖 4為 A Z31鎂合金擠壓不同道次后的 XRD 譜 。 由圖可見 , 經(jīng)過第 1道次 ECA P 加工后 , 衍射的最強峰 轉(zhuǎn)移到了 1011晶面衍射 , 而在隨后的 ECA P 加工過 程中 , 衍射最強峰不再變化 , 始終停留在 1011晶面衍射 。 另外 , 隨著擠壓道次的增加 ,1012和 1013晶面 的衍射

10、峰強度逐漸增強 ,1020晶面的衍射峰強度逐漸 降低 。 (a 1道次 (b 3道次 (c 5道次 (d 8道次圖 3 AZ31鎂合金 ECA P 擠壓后的微觀結(jié)構(gòu)圖 4 AZ31鎂合金 ECAP 不同道次后的 X 射線衍射譜(a 1道次 (b 3道次 (c 5道次的相對程度 。 由于測試樣品取自試樣的橫截面 , 所以最強衍射峰對應(yīng)的晶面 , 對應(yīng)著在橫截面上擇優(yōu)分布最強 的晶面 。在塑性變形過程中 , 位錯滑移并不會使晶體位向發(fā) 生變化 。 能夠使晶體學位向改變的因素主要有位錯增 殖 (包括晶內(nèi)和晶界位錯增殖 和孿生 。位錯增殖是一 個漸變的過程 , 而且由位錯增殖引起的微結(jié)構(gòu) , 如位錯

11、胞或高密度位錯墻 , 其位向的統(tǒng)計分布是隨機的 , 而由孿生引起的位向改變則是固定的 。如果合金的各晶粒 在變形前具有某種擇優(yōu)取向 , 在經(jīng)過一個變形過程后 , 各晶粒擇優(yōu)分布在另一個晶體學方向上 , 則說明發(fā)生了 孿生過程 。 通過圖 2b 和圖 4對比發(fā)現(xiàn) , 衍射最強峰在 第 1道次 ECA P 前后從 1010轉(zhuǎn)移到 1011, 說明是 一種孿生行為產(chǎn)生的結(jié)果 。隨著 ECA P 道次的增加 , 其衍射最強峰不再發(fā)生變化 , 可以認為在相應(yīng)的變形過 程中主要發(fā)生的是位錯滑移過程 。 這與劉騰等人 14的 研究結(jié)果相似 。由于鎂合金為六方結(jié)構(gòu) , 獨立的滑移系較少 , 在塑 性變形過程中

12、 , 尤其在較低的溫度和較大的晶粒尺度 下 , 孿生的變形方式很容易發(fā)生 , 以使塑性形變連續(xù)進 行 。 但在細晶條件下 , 變形機制便會有所不同 。 從試驗 結(jié)果看 , 整個 ECA P 加工過程中發(fā)生最顯著的變化是 晶粒細化 , 即使在少量 ECA P 道次后 , 也可以有非常明顯的晶粒細化效果 。 ECA P 之前 ,相的平均晶粒尺度 在 120m 左右 ; 經(jīng) 5道次以后 ,相的組織已經(jīng)被細化 005特種鑄造及有色合金 2008年第 28卷第 7 期到約 9m ; 當增加到 8道次后 , 晶粒大小不再發(fā)生變 化 , 但組織的均勻性得到明顯改善 。 正是由于這種組織 細化效應(yīng) , 彌補了

13、 相相對較少的獨立滑移系的數(shù)目 , 抑制了孿晶機制的發(fā)生 , 使 相在 3道次以及更多道次 的 ECA P 加工過程中的主要變形方式變?yōu)槲诲e滑移 。 2. 2 ECAP 擠壓道次對力學性能的影響A Z31鎂合金 ECA P 加工不同道次后的力學性能 見圖 5。 由圖 5可見 , ECA P 之前 AZ31鎂合金的抗拉 強度為 32112M Pa , 伸長率為 28%。隨著 ECA P 擠壓 道次的增加 , AZ31鎂合金的伸長率顯著增加 , 擠壓 2道次后伸長率達到 50%, 隨后變化趨勢較小 。抗拉強 度明顯降低 , 擠壓 1道次后約為 267. 6M Pa , 擠壓 2道 次后 , 又增加

14、到 283. 9M Pa , 隨后又降低 , 但與 ECA P 加工前的鎂合金相比 , 其值都要低 , 且變化不具有規(guī)律 性 。 整個變化與 Zan 等人 15的研究具有相似之處 , 即 AZ31合金經(jīng) ECA P 多道次擠壓后 , 室溫伸長率隨著擠 壓道次的增加而提高 , 抗拉強度隨著擠壓道次的增加而 降低 。圖 5 AZ31鎂合金 ECAP 不同道次后的力學性能從力學性能的變化曲線看 , 晶粒細化對力學性能有 重要的影響 。 預擠壓態(tài)鎂合金平行于擠壓方向具有強 烈的 (0001 織構(gòu)取向 , 即基面平行于擠壓方向 , 基面滑 移系的 Schmid 因子近似為零而不能啟動 , 塑性變形主 要

15、依靠柱面滑移和錐面孿生實現(xiàn) , 因而變形抗力較大 , 表現(xiàn)為較高的抗拉強度 。 ECA P 擠壓后 , 由于織構(gòu)發(fā)生 了明顯的變化 , 組織不斷細化 ; 另一方面 ECA P 擠壓后 鎂合金的 (0001 晶面的分布較分散均勻 , 且為軟取向 , 由于鎂合金基面 (0001 滑移的臨界分切應(yīng)力只有非基 面滑移的 1%16, 故 (0001 晶面織構(gòu)的分布分散化應(yīng)該 是抗拉強度降低的原因 。由于鎂合金為密排六方晶體結(jié)構(gòu) , 低于 225 時 , 塑性變形限于基面 0001<1120>滑移及錐面 1012 <1011>孿生 , 只有 3個幾何滑移系和 2個獨立滑移 系 ,

16、因此鎂合金的室溫塑性較差 。晶粒細化對于協(xié)調(diào) 、 均勻變形具有有利影響 。高溫 ECA P 擠壓后 A Z31鎂 合金伸長率得到較大提高 , 不僅與晶粒的細化有關(guān) , 還 應(yīng)該與棱柱滑移面 1010<1120>的激活有關(guān) , 由此使 鎂及其合金更具延展性 , 易于塑性變形 。 3 結(jié)論(1 采用模角為 90°的模具 , 以 B C 路徑對 AZ31鎂 合金進行了等通道角擠壓試驗 。 隨擠壓道次的增加 , 晶 粒顯著細化 , 伸長率不斷提高 , 抗拉強度降低 。擠壓 5道次后 , 平均晶粒從 ECA P 擠壓前的 120m 降低到 9m 。 擠壓 2道次后 , 伸長率從 E

17、CA P 擠壓前的 28%增 加到 50%, 之后隨擠壓道次的增加變化不大 。(2 由于晶粒細化效應(yīng) , 導致 相主要變形機制由 1道次 的孿 生 變 為 隨 后 道 次 的 位 錯 滑 移 。擠 壓 后 , (0001 晶面取向分布的分散性 , 對抗拉強度有重要影 響 。 而伸長率的增大不僅與晶粒細化有關(guān) , 還與棱柱滑 移面 1010<1120>的激活有關(guān) 。參 考 文 獻1 MORDIKE B L , EBER T T. Magnesium properties 2application 2po 2 tentialJ.Mater. Sci. Eng . , 2001, A 3

18、02:37245.2 AN YANWU I A , KAMADO S , KOJ IMA Y. Creep properties of Mg 2Gd 2Y 2Zr alloys J .Materials Transactions , 2001, 42(1 :1 21221218.3 L UOAL AN A. Recent magnesium for automo 2 .Science Forum , 2003, 422(256., , . 22., 2005, 15(12 :192521932. , ISLAM GAL IE R K , AL EXANDROV I V. Bulk 2st ru

19、ctured materials from severe plastic deformation J . Prog. Mater. Sci. , 2000, 45:1032189.6 郭強 , 嚴紅革 , 陳振華 , 等 . 多向鍛造工藝對 AZ80鎂合金顯微組 織和力學性能的影響 J.金屬學報 , 2006, 42(7 :7392744. 7 MABUCHI M , IWASA KI H , YANASE K , et al. Low tempera 2 ture superplasticity in an AZ91magnesium alloy processed by ECA EJ.Sc

20、r. Mater. , 1997, 36:6812686.8 WA TANABE H , MU KAI T , ISHIKAWA K. Low temperature superplasticity of a fine 2grained ZK60magnesium alloy processed by equal 2channel angular extrusion J .Scr. Mater. , 2002, 46: 8512856.9 YAMASHITA A , HORITA Z , L AN GDON T G. Improving t he mechanical properties o

21、f magnesium and a magnesium alloy t hrough severe plastic deformation J.Mater. Sci. Eng . , 2001, A300: 1422147.10 KIM W M , AN C W , KIM Y S , et al. Mechanical properties and microstructures of an AZ61Mg Alloy produced by equal channel angular pressingJ.Scr. Mater. , 2002, 47:39244.11 李金山 , 曹海濤 ,

22、胡銳 , 等 . 等徑角擠壓法制備超細晶的研究現(xiàn) 狀 J.特種鑄造及有色合金 , 2004(3 :123.12 KAIB YSH EV R , GAL IYEV A. On t he possibility of superplas 2 ticity enhanced by recrystallizationJ.Materials Science Forum , 1997, 2432245:1312136.13 GAL IYEV A , KAIB YSH EV R , SA KAI T. Continuous dynamic recrystallization in magnesium all

23、oyJ.Materials Science Forum , 2003, 4192422:5092514.14 劉騰 , 張偉 , 吳世丁 , 等 . 雙相合金 Mg 28Li 21Al 的等通道轉(zhuǎn)角擠 壓 : . 擠壓過程中的變形方式 J.金屬學報 , 2003, 39(8 : 7902794.15 ZAN W H , YU Y , LAWRENCE C , et al. Microstructures and tensile properties of wrought magnesium alloys processed by ECA EJ.Materials Forum , 2003, 4

24、192422(1 :2432248. 16 MU KAI T , YAMANOI M , WA TANABE H , et al. Ductility en 2 hancement in AZ31magnesium alloy by controlling it s grain struc 2 tureJ.Scripta Materialia , 2001, 45:89294.(編輯 :袁振國 105等通道角擠壓 A Z31鎂合金的微觀組織與力學性能 馮小明等 Co 2S ponsored by t he Found ry I nstit uteof Chi nese M echanical

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