等通道角擠壓變形鎂合金微觀組織與力學(xué)性能研究.pdf

1、鎂合金是很有吸引力的最輕的一類金屬結(jié)構(gòu)材料,它們?cè)谄?、機(jī)車和航空工業(yè)上的應(yīng)用有廣闊的前景.鎂是密排六方結(jié)構(gòu),只有有限的滑移系,又缺乏有效的強(qiáng)化相,限制了鎂合金比強(qiáng)度的大幅度提高.目前細(xì)化晶粒成為優(yōu)先考慮用來(lái)提高鎂合金強(qiáng)度和塑性的一種有效手段,已有的研究表明,等通道角擠壓工藝(ECAE)容易實(shí)現(xiàn)深度塑性變形.經(jīng).ECAE變形后鎂合金的延伸率提高,但合金的強(qiáng)度卻明顯降低,綜合提高鎂合金的強(qiáng)韌性依然非常困難.另外,對(duì)ECAE變形過(guò)程中Mg-

2、A1-Zn鎂合金金的微觀組織演變及晶粒細(xì)化機(jī)制的研究也比較薄弱,而對(duì)ECAE變形后細(xì)晶粒鎂合金的室溫變形機(jī)制的理解也不夠清晰.本文旨在研究ECAE變形過(guò)程中Mg-AI-Zn系鎂合金的微觀組織演變和變形后合金力學(xué)性能.重點(diǎn)討論ECAE變形過(guò)程中合金的晶粒細(xì)化機(jī)制,變形后合金的室溫變形及斷裂機(jī)制,以及第二相粒子對(duì)微觀組織演變及力學(xué)性能的影響,以期提出改善Mg-Al-Zn系鎂合金室溫強(qiáng)韌性的有效方法及理論. 為此,選取了應(yīng)用比較廣泛的

3、擠壓態(tài)Mg-A1-Zn系列鎂合金,AZ31、AZ61及AZ91合金作為研究對(duì)象.采用金相顯微分析(OM)手段以及室溫靜態(tài)拉伸測(cè)試,探討了Mg-Al-Zn系鎂合金室溫強(qiáng)韌性與晶粒大小、ECAE變形工藝之間的關(guān)系,尋求改善合金強(qiáng)韌性的有效途徑；采用OM、掃描電子顯微鏡(SEM)、電子背散射技術(shù)(EBSD)以及透射電子顯微術(shù)(TEM)從不同尺度分析了ECAE變形過(guò)程中鎂合金的組織演變規(guī)律,探討了ECAE變形過(guò)程中Mg-Al-Zn系鎂合金的晶粒

4、細(xì)化機(jī)制；采用X射線衍射技術(shù)分析了ECAE變形過(guò)程中織構(gòu)的演變,討論了織構(gòu)對(duì)鎂合金力學(xué)性能的影響；采用原位拉伸-SEM分析方法研究了鎂合金在室溫拉伸變形過(guò)程中的組織演變,討論了合金室溫變形行為.通過(guò)對(duì)比AZ31、AZ61和AZ91合金ECAE變形后的微觀組織和力學(xué)性能,分析討論了第二相粒子對(duì)ECAE變形過(guò)程中組織演變和變形后合金力學(xué)性能的影響.結(jié)合微觀組織分析與力學(xué)性能結(jié)果綜合討論了影響鎂合金室溫強(qiáng)韌性的關(guān)鍵因素.取得如下結(jié)果:

5、 AZ31鎂合金經(jīng)ECAE變形后,鎂合金晶粒明顯細(xì)化.變形后合金室溫延伸率隨晶粒細(xì)化而提高,但合金的屈服強(qiáng)度隨晶粒細(xì)化而降低,與Hall-Petch關(guān)系的趨勢(shì)相反.通過(guò)兩步ECAE變形工藝,降低了 AZ31 鎂合金的變形溫度,獲得亞微米級(jí)的鎂合金,合金中含有較多的位錯(cuò)及亞結(jié)構(gòu).從而綜合提高了AZ31合金的室溫強(qiáng)韌性.AZ61合金經(jīng)兩步ECAE變形后,合金的室溫強(qiáng)韌性也得到綜合改善.ECAE變形過(guò)程中AZ31鎂合金的晶粒細(xì)化機(jī)制可以歸結(jié)為

6、連續(xù)動(dòng)態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶(CDRR).變形初期在粗晶粒內(nèi)產(chǎn)生許多位錯(cuò),位錯(cuò)會(huì)發(fā)生交互作用,重新排列形成位錯(cuò)界面以及亞晶界,而形成的位錯(cuò)界面及亞晶界會(huì)進(jìn)一步演化為小角度晶界和大角度晶界,鎂合金晶粒得以細(xì)化. ECAE變形過(guò)程中AZ31合金微觀組織演變同時(shí)受變形程度和變形溫度的影響. AZ31合金經(jīng)ECAE變形后,晶粒細(xì)化效果明顯,但是在一定溫度下晶粒細(xì)化程度有限,225℃溫度下ECAE變形4道次合金細(xì)化到1.29μm,在此溫

7、度下繼續(xù)變形8道次,合金進(jìn)一步細(xì)化的效果并不明顯,但晶粒分布更加均勻.兩步ECAE變形降低變形溫度后,晶粒進(jìn)一步細(xì)化.AZ31合金在ECAE變形過(guò)程中,變形初期,亞晶界和小角度晶界的比率高,隨著變形道次增加,晶粒間位向差增加,大角度晶界的比率增加.其中大角度晶界分別在位向差臨近30°和90°的位置出現(xiàn)峰值,并且隨著ECAE變形道次增加,峰值效應(yīng)更加明顯.經(jīng)兩步 ECAE降低溫度變形后,細(xì)小的晶粒內(nèi)部位錯(cuò)密度增加,位錯(cuò)交互作用形成新的位錯(cuò)

8、界面和亞晶界,合金中含有高比率的位錯(cuò)胞和亞結(jié)構(gòu).ECAE變形后的AZ31鎂合金,由于晶粒比較細(xì)小以及含有較多的大角度晶界,室溫拉伸變形中發(fā)生了晶界滑移現(xiàn)象,由于晶界滑移的發(fā)生,使得合金變形抗力降低,從而合金的強(qiáng)度并沒(méi)有隨晶粒細(xì)化而提高 (反Hall-Petch關(guān)系). Mg-Al-Zn 系合金中,隨著β-Mg<,17>Al<,12>相顆粒增加,ECAE變形過(guò)程中晶粒細(xì)化效果越明顯.在相同的變形溫度下經(jīng)相同的變形程度變形,AZ9

9、1合金晶粒細(xì)化的程度比 AZ31、AZ61合金更大.AZ91 合金室溫拉伸變形過(guò)程中,粗大β-Mg<,17>Al<,12>相破碎后的裂紋、α-Mg/β-Mg<,17>Al<,12>相界面微裂紋、α-Mg/Al<,8>Mn<,5>相界面微裂紋,以及α-Mg基體中的晶界微裂紋是主要的裂紋源.AZ91合金經(jīng)ECAE變形后,隨著變形道次增加,晶粒細(xì)化,粗大β-Mg<,17>Al<,12>相破碎,α-Mg/β-Mg<,17>Al<,12>相界面增

10、加,晶界的比率增加,加速了裂紋在相界與晶界之間的擴(kuò)展以及合金的斷裂,所以AZ91合金經(jīng)ECAE變形后延伸率降低. Mg-Al-Zn 鎂合金的室溫強(qiáng)韌性受合金中晶粒大小、織構(gòu)、晶界結(jié)構(gòu)以及第二相粒子的大小和分布的綜合影響.對(duì)于 ECAE變形后AZ31鎂合金,由于織構(gòu)優(yōu)化和晶粒細(xì)化,合金的延伸率明顯提高.當(dāng)晶粒大小、織構(gòu)分布相近時(shí),合金中位錯(cuò)密度增加、亞結(jié)構(gòu)增多,合金的強(qiáng)度提高.兩步ECAE變形后的AZ31合金,由于晶粒細(xì)化、織構(gòu)

11、對(duì)應(yīng)的高Schmid因子值,以及含有較多的亞結(jié)構(gòu)及位錯(cuò)胞,所以合金的室溫強(qiáng)韌性得到明顯的改善.對(duì)于含較多第二相粒子的AZ61和AZ91合金,β-Mg<,17>Al<,12>相顆粒增加以及β-Mg<,17>Al<,12>相顆粒尺寸太大都會(huì)加速合金的斷裂,但是控制B.Mgl7All2相顆粒的尺寸與晶粒大小的比率在一定的范圍(<0.1),可以獲得較好的第二相強(qiáng)化效果.兩步ECAE變形后AZ61合金由于晶粒細(xì)化及析出細(xì)小彌撒的Mgl7All2相