半連續鑄造AZ31B鎂合金的熱壓縮變形行為

余 琨, 蔡志勇, 薛新穎, 陳福文, 譚 欣, 胡亞男

(中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083)

半連續鑄造AZ31B鎂合金的熱壓縮變形行為

余 琨, 蔡志勇, 薛新穎, 陳福文, 譚 欣, 胡亞男

(中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083)

針對半連續鑄造的AZ31B鎂合金，采用Gleeble?1500熱/力模擬機在變形溫度為473~723 K、應變速率為0.01~10 s?1、最大變形量為80%條件下進行熱/力模擬研究；結合熱變形后的顯微組織，分析合金力學性能與顯微組織之間的關系。結果表明：當變形溫度一定時，流變應力和應變速率之間存在對數關系，并可用包含Arrheniues項的Z參數描述半連續鑄造的AZ31B鎂合金熱壓縮變形的流變應力行為；實驗合金在523 K時開始發生動態回復；隨著變形溫度的升高和應變速率的降低，動態再結晶開始對AZ31B合金的變形行為產生明顯影響，在變形溫度623 K以上的各種應變速率下，AZ31B鎂合金易變形。

AZ31B鎂合金；熱壓縮變形；流變應力；組織演變

半連續鑄造(SC)獲得AZ31B鎂合金鑄錠進行熱軋加工是目前最常采用的一種鎂合金板材的熱加工方式。經過熱軋變形的鎂合金比一般壓鑄等其它工藝生產的鎂合金，具有更高的強度、更好的延展性和更多樣化的力學性能，可以滿足更多結構件的需求[1?4]。但是，由于鎂合金的晶體結構屬于密排六方(HCP)結構，造成其壓力加工性能差，尤其在板材軋制過程中成品率低，限制了鎂合金板材的工業化應用[5?6]。

為了研究AZ31B鎂合金的熱變形行為，研究其在不同溫度和不同應變速率條件下的流變應力變化規律是很重要的。流變應力是描述鎂合金塑性變形性能的一個基本量，并對鎂合金變形行為的數值分析有重要作用。 ZHANG等[7]對熱變形過程中的各種動態再結晶機制進行了研究，并分析了變形條件對熱變形過程的影響。SIVAPRAGASH等[4]研究了ZE41A鎂合金熱變形過程的流變應力行為，提出了修正過的流變模型并將模型與變形行為聯系起來分析組織演變。欒娜等[8]描述了變形溫度對流變應力、顯微組織和變形機制的影響。王忠堂等[9]在溫度523~623 K、應變速率0.01~1.0 s?1下進行了熱模擬實驗研究并得到了簡單的模型。但當前對鎂合金的模擬研究多采用較低的應變速率，分析變形過程的組織變化及其對合金性能的影響[3]，針對SC AZ31B鎂合金板材軋制過程的塑性變形本構關系的研究則很少。為此，本文作者結合工廠生產現場相關變形參數的選擇，對典型的SC AZ31B鎂合金在473~723 K高溫條件下的塑性變形行為進行熱/力模擬實驗，根據實驗應力—應變關系建立SC AZ31B鎂合金高溫流變應力的本構方程，尤其是針對熱壓縮變形過程中高應變速率條件下的流變應力—應變關系和流變應力行為進行研究，得到SC AZ31B鎂合金熱變形過程的材料參數，并結合熱變形后的顯微組織，分析合金力學性能與顯微組織變化的關系。由于相關參數選擇更接近實際的生產工藝，因此，為合理制定AZ31B鎂合金板材熱軋制、擠壓和鍛造擠壓、鍛造和軋制等塑性變形加工工藝參數提供指導。

1 實驗

實驗用SC AZ31B鎂合金的化學成分見表1。合金經(673 K, 16 h)均勻化退火后加工成直徑為 10 mm，高為15 mm的試樣。以石墨+機油作為潤滑劑減小試樣兩端與壓頭的摩擦力。熱模擬試驗在Gleeble?1500熱/力模擬試驗機上進行，應變速率為0.01、0.1、1、5和10 s?1，變形溫度為473、523、573、623、673和723 K，最大變形量為80%。采用Polyvar-MET金相顯微鏡觀察合金顯微組織。

表1 SC AZ31B鎂合金的化學成分Table 1 Chemical composition of SC AZ31B magnesium alloy (mass fraction, %)

2 結果與分析

2.1 流變應力分析及本構方程的建立

SC AZ31B鎂合金在不同變形條件下的真應力—應變曲線如圖1所示。峰值流變應力隨著變形溫度的升高而降低，隨著應變速率的增大而升高，并且隨著變形溫度的升高峰值應力所對應的真應變有所提前，最大真應變接近1。變形溫度和應變速率是對流變應力的影響最明顯的物理量，變形溫度的升高或應變速率的降低直接帶來應力的降低。在實際的高溫變形過程中，絕大多數變形功轉化成熱量，直接影響其材料的塑性變形和相變、析出、動態回復及動態再結晶。當應變速率增加時，單位變形的時間縮短，導致動態再結晶需要的軟化過程的時間不足，應變硬化相對加劇，合金的臨界切應力升高，穩態流變應力也相應升高[10?12]。

采用包括變形激活能Q和變形溫度T的雙曲正弦形式修正Arrhenius關系來描述這種熱激活穩態變形行為[13]：

式中:A，α和n均為與溫度無關的實驗常數；R為摩爾氣體常數，8.314 J/(mol·K)；T為熱力學溫度，K；Q為變形激活能，kJ/mol。

假定AZ31B鎂合金在熱壓縮時流變應力和應變服從這些規律，并假定在溫度一定時，變形激活能是一個常數，由式(1)可得：

式(2)在低應力水平(ασ<0.8)下接近lnε˙=lnA1+nln σ；在高應力水平(ασ>1.2)下接近lnε˙=lnA2+βσ[14]。其中：A1，A2，n和β均為與溫度無關的常數；α，β和n之間存在關系：α＝β/n。

式中:A、α、n均為與溫度無關的實驗常數。

由式(3)可得到：

將實驗數據代入式(4)中可繪出ln[sinh(ασ)]—1000/T關系曲線，如圖3所示。由圖3可知，兩者呈線性關系，證明了SC AZ31B鎂合金高溫變形時流變應力σ和變形溫度T之間可用包含Arrheniues項的Z參數描述高溫壓縮變形時的流變應力行為。

圖1 SC AZ31B鎂合金在不同應變速率下的真應力—真應變曲線Fig.1 True stress—strain curves of SC AZ31B alloy at different strain rates: (a) ε˙=0.01 s?1; (b) ε˙=0.1 s?1; (c) ε˙=1 s?1; (d) ε˙=5 s?1; (e) ε˙=10 s?1

圖2 SC AZ31B鎂合金熱壓縮流變應力和應變速率的關系Fig.2 Relationship between stress and strain rate for SC AZ31B magnesium alloy: (a) lnε˙—σ; (b) lnε˙—lnσ

圖3 SC AZ31B鎂合金峰值應力和穩態應力與變形溫度的關系Fig.3 Peak stress and steady-state flow stress as function of temperature reciprocal

變形溫度和應變速率對流變應力的影響可由圖4直觀表示。由以上討論可知，SC AZ31B鎂合金在高溫塑性變形過程中流變應力—應變速率—變形溫度滿足雙曲正弦關系。由式(2)可得：

將Q的平均值代入式(3)可得SC AZ31B鎂合金的熱加工參數Z的近似表達式：

高溫穩態流變應力對應變不敏感，因此，忽略應變的影響，根據計算所得σ和n的平均值可得用Z參數表示的峰值應力σ、應變速率ε˙和溫度T的本構關系式：

圖4 流變應力—變形溫度—應變速率關系曲線Fig.4 Curves of flow stress—temperature—strain rate

圖5 變形激活能與變形溫度、應變速率的關系Fig.5 Connection of apparent activation energy with deformation temperature and strain rate

2.2 顯微組織演變

圖6所示為SC AZ31B鎂合金變形前和變形后的組織形貌，合金中存在β(Mg17Al12)或β(Mg17(Al , Zn)12相。從圖6(a)可看到，該第二相呈斷續塊狀分布在α(Mg)基體晶界上與枝晶網胞間。在T=523 K，=0.01 s?1時，壓縮后合金的組織比較粗大，而且晶粒內存在大量的孿晶(見圖6(b))。但孿生所引起的晶體變形量不會很大[15]，晶粒尺寸與鑄態的晶粒尺寸相當；隨著應變速率的升高(=5 s?1)，原始晶粒發生破碎，變形后的晶粒較細小，孿晶發生在幾個晶粒之間(見圖6(c))。低溫下鎂合金變形機制主要為基面滑移和孿生[16]，因此，低溫條件下應力水平高，材料難于變形。但在523 K下動態回復剛剛開動，圖6(b)中出現的鋸齒狀晶界為典型的動態回復開動的部位[16]。

圖6 SC AZ31B鎂合金變形前、后的組織形貌Fig.6 Microstructures of SC AZ31B magnesium alloys before and after hot-work deformation: (a) Before deformation; (b)T= 523 K, ε˙=0.1 s?1; (c)T= 523 K, ε˙=5 s?1; (d)T= 673 K, ε˙=1 s?1; (e)T= 673 K, ε˙=5 s?1

隨著變形溫度的升高，動態回復與動態再結晶提供的軟化過程成為此時材料變形的主要機制[16]。合金在T=673 K變形后，再結晶組織非常明顯(見圖6(d)和(e))。在該變形溫度下，材料的應力水平低并且很快進入穩態流變階段，易于變形；應變速率越低，再結晶過程的時間越長，原子的熱激活過程增強，原始晶粒被消耗得越多，形成完全再結晶區域也就越大；同時，位錯的活動能力也增強，軟化過程更為突出。在較高應變速率(ε˙=5 s?1)下，變形后的晶粒比在較低應變速率(ε˙=5 s?1)下的小很多，再結晶進行得不充分，部分晶粒甚至不到10 μm。

3 結論

1) SC AZ31B鎂合金的峰值流變應力隨著變形溫度的升高而降低，隨著應變速率的增大而增加，并且應力峰值所對應的真應變隨著變形溫度的升高而有所提前。

2) 當變形溫度一定時，流變應力和應變速率之間存在對數關系，平均線性相關系數大于0.97。用包含Arrheniues項的Z參數描述SC AZ31B鎂合金在高溫壓縮變形時的流變應力行為。變形激活能隨著變形溫度和應變速率的增加而增加，合金的激活能在523~573 K出現一個轉折后升高得較快。用Z參數表示的峰值應力σ、應變速率ε˙和溫度T的本構關系式為：

3) SC AZ31B鎂合金在T=523 K時開始發生動態回復；隨著變形溫度的升高、應變速率的降低，動態再結晶進行得更充分；在T≥623 K時，合金易變形。

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(編輯 楊 華)

Hot-compressive deformation behavior of semi-continuous cast AZ31B magnesium alloy

YU Kun, CAI Zhi-yong, XUE Xin-ying, CHEN Fu-wen, TAN Xin, HU Ya-nan
(School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

The deformation behaviors of AZ31B magnesium alloy at different strain rates of 0.01?10 s?1and different deformation temperatures of 473?723 K were investigated by using Gleeble-1500 simulator with a maximum strain of 80%. The microstructure of the experimental alloy was studied after the hot-compression procedure. The result shows that the relationship among the peak flow stress, strain rate and temperature can be described byZparameter containing Arrheniues item. The strain rate and the deformation temperature are the key parameters affecting the alloy deformation activation energy. Dynamic recovery starts at the temperature of 523 K. With increasing the temperature or decreasing the strain rate, the dynamic recrystallization procedure has great influence on the deformation behavior. The alloy is easy to deform at the temperature above 623 K.

AZ31B magnesium alloy; hot-compressive deformation; flow stress; microstructure evolution

TG146.2

A

中國?美國?加拿大聯合國際合作資助項目“鎂質車體前端結構研究與開發”(MFERD)

2009-11-27；

2010-03-02

余 琨，副教授, 博士；電話：13975808242；E-mail：kunyugroup@163.com

1004-0609(2010)11-2075-06