高溫軋制對(duì)AZ31B鎂合金組織和性能的影響

丁春園，陳忠家，李趙明，許智鑫

(合肥工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，安徽 合肥 230009)

鎂合金具有比強(qiáng)度和剛度高的特點(diǎn)，在提高汽車燃油效率、減少二氧化碳排量等方面具有很大的應(yīng)用潛力[1]。現(xiàn)階段鎂合金應(yīng)用最為廣泛的仍然以鑄造鎂合金為主，變形鎂合金的應(yīng)用還未普及，主要原因在于變形鎂合金的某些性能無法達(dá)到可實(shí)際應(yīng)用的水平，特別是通過軋制工藝獲得的板材，其室溫沖壓成形性能仍無法滿足生產(chǎn)需求。其主要原因是鎂合金屬于密排六方結(jié)構(gòu)(hcp)，在室溫下可啟動(dòng)的滑移系較少，此外柱面滑移、錐面滑移等非基面滑移所需的臨界剪切應(yīng)力(Critical Resolved Shear Stress，CRSS)遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于基面滑移，室溫下非基面滑移很難啟動(dòng)[2]。因此通過常規(guī)軋制工藝(≤450℃)制備板材，在軋制過程中容易引入較強(qiáng)的基面織構(gòu)，導(dǎo)致板材存在嚴(yán)重的各向異性，大大限制了板材的二次成形能力。

調(diào)控織構(gòu)是提高鎂合金板材成形性能的有效方法。其中之一就是在鎂合金中加入稀土元素[3]。稀土元素加入可以削弱軋制鎂合金基面織構(gòu)的強(qiáng)度，從而改善板材的各向異性。Huang等[4]研究發(fā)現(xiàn)，在Mg-4Y合金中加入其它稀土元素，其(0002)基面織構(gòu)強(qiáng)度降低到了2.4，極大的改善了合金板材的各向異性。但由于稀土元素的價(jià)格昂貴以及儲(chǔ)量少等原因，大大增加了原材料的成本，限制了其實(shí)際應(yīng)用。因此通過改變軋制工藝，獲得性能良好的板材才是最有效的途徑。近年來，學(xué)者為了提高鎂合金的室溫成形性能，開發(fā)了許多優(yōu)秀的軋制工藝如異步軋制[5]、等徑角軋制[6]等。蔡建國等[5]研究了異步軋制工藝對(duì)AZ31鎂合金室溫成形性能的影響，研究發(fā)現(xiàn)采用小異速比和多道次異步軋制工藝能夠弱化基面織構(gòu)強(qiáng)度提高成形性能，異步軋制獲得的板材退火后的室溫杯突值達(dá)到了6.14mm。陳振華等[6]首次提出了等徑角軋制工藝，等徑角軋制可以通過調(diào)整模具結(jié)構(gòu)弱化基面織構(gòu)和改變板材內(nèi)部的織構(gòu)類型，達(dá)到提高板材室溫成形性能的目的，其獲得的板材室溫杯突值可以達(dá)到6.2mm。但現(xiàn)階段這些工藝仍然無法實(shí)現(xiàn)規(guī)模化應(yīng)用。因此通過改變常規(guī)軋制工藝，提高鎂合金板材室溫成形性能是實(shí)現(xiàn)規(guī)模化應(yīng)用最有效的方式。據(jù)文獻(xiàn)報(bào)道[7]，提高鎂合金的變形溫度可以降低非基面滑移系的CRSS，在高溫下變形時(shí)大量的非基面滑移系得以啟動(dòng)，這對(duì)削弱鎂合金基面織構(gòu)強(qiáng)度至關(guān)重要。然而，現(xiàn)階段的熱軋工藝，大都在450℃以下進(jìn)行。對(duì)于超過450℃的熱軋工藝，及其對(duì)鎂合金板材組織以及性能的影響規(guī)律相關(guān)報(bào)道較少。

1 試驗(yàn)方法

本實(shí)驗(yàn)材料為自制的微合金化AZ31B鎂合金，合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為，Al 3.0，Zn 1.3，Mn 0.3，Ca 0.3，La 0.6，Mg余量。軋制實(shí)驗(yàn)前將鑄錠切割成厚度為5.7mm的板材，并在400℃下進(jìn)行24h均勻化處理。板材分別在450℃、500℃、525℃下通過5道次軋制，軋制速度為0.3m/s，將板材厚度從5.7mm軋制到2mm，道次壓下量為20%，總變形量為65%。軋制結(jié)束后將獲得的板材在350℃下退火60min。將退火完的板材分別切割成直徑為60mm的圓形杯突實(shí)驗(yàn)試樣，以及總長度為60mm，標(biāo)距為25mm的拉伸試樣，杯突實(shí)驗(yàn)(Erichsen)、拉伸實(shí)驗(yàn)均在室溫下完成。

采用截線法來計(jì)算平均晶粒尺寸，即每張金相圖橫向和縱向各均勻地畫8條線，再將每條線的平均晶粒尺寸求平均值，最后得出晶粒的平均尺寸，利用IPP軟件統(tǒng)計(jì)板材組織晶粒尺寸分布。使用背散射衍射(EBSD)、X射線衍射儀(XRD)分析板材退火前后宏觀織構(gòu)的演變。采用萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)對(duì)不同方向的拉伸試樣(RD、45°、TD)進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，測試合金板材的力學(xué)性能，拉伸速率為2mm/s。通過拉伸數(shù)據(jù)繪制出工程應(yīng)力應(yīng)變曲線，同時(shí)計(jì)算繪制出真實(shí)應(yīng)力應(yīng)變曲線，利用指數(shù)方程擬合得到不同軋制溫度、不同方向上的應(yīng)變硬化指數(shù)(n)。通過拉伸實(shí)驗(yàn)測量計(jì)算出材料的塑性應(yīng)變比(r，r=εw/εt)。根據(jù)GB/T4156-2007國標(biāo)規(guī)定，使用BTP-500板料成形試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫杯突試驗(yàn)。試樣的直徑為60mm，厚度1.5mm，實(shí)驗(yàn)過程中潤滑劑為石墨脂。沖頭直徑為20mm，沖頭速度和夾緊力分別為5mm/min和10kN。杯突值(IE)取同一狀態(tài)下的板材三次實(shí)驗(yàn)結(jié)果的平均值。

2 結(jié)果與討論

2.1 軋制溫度對(duì)微觀組織的影響

合金板材經(jīng)不同溫度(450℃、500℃、525℃)軋制后的金相圖(200×、500×)和晶粒尺寸分布圖如圖1所示。

圖1 不同軋制溫度軋制態(tài)金相圖和晶粒尺寸分布圖

從金相圖中可以看出，合金在不同軋制溫度下均出現(xiàn)了比較明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶及孿晶組織，且存在部分孿晶貫穿整個(gè)大的原始晶粒。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和孿晶的出現(xiàn)在很大程度上起到了細(xì)化晶粒的作用。但隨著軋制溫度的升高動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒出現(xiàn)了長大的現(xiàn)象，同時(shí)孿晶組織的數(shù)量也在不斷減少，此現(xiàn)象在軋制溫度達(dá)到525℃時(shí)表現(xiàn)的最為明顯。從晶粒尺寸分布圖中可以觀察到隨著軋制溫度的升高，晶粒尺寸介于(0

圖2為不同軋制溫度(450℃、500℃、525℃)下合金板材經(jīng)350℃保溫60min退火之后的金相圖、平均晶粒尺寸變化曲線圖以及用來表征組織均勻性的RG-RS變化曲線圖。從圖2(a)(b)(c)退火態(tài)金相圖不難發(fā)現(xiàn)，退火后，板材內(nèi)部孿晶組織已完全消失，組織內(nèi)部由大量再結(jié)晶晶粒以及少量殘余母晶粒組成。但不同軋制溫度下退火態(tài)金相組織的平均晶粒尺寸和組織均勻性存在一定差距。如圖2(d)所示，450℃、500℃、525℃下軋制退火之后板材平均晶粒尺寸分別為6.78μm、7.16μm、7.88μm，隨著軋制溫度的升高板材退火后的組織平均晶粒尺寸呈現(xiàn)出增大的趨勢。為了表征組織的均勻性，引入RG(RG=dmax/dm)、RS(RS=S/Lnd，其中S為Lnd的標(biāo)準(zhǔn)偏差)參數(shù)衡量組織的晶粒尺寸分散度[10]，如圖2(e)所示。軋制溫度為450℃時(shí)退火后的板材組織RG、RS值分變?yōu)?.51和0.261，當(dāng)溫度升高到525℃時(shí)其值分別為2.61和0.226。表明隨著軋制溫度的升高，板材退火后的組織平均晶粒尺寸有所增加，但組織的均勻性得到了很好的改善。

圖2 不同軋制溫度下退火態(tài)金相圖、平均晶粒尺寸和RG-RS變化曲線圖

2.2 軋制溫度對(duì)板材織構(gòu)的影響

圖3為合金板材經(jīng)不同軋制溫度熱軋后板材的(0002)極圖，從圖中可以直觀的看出，隨著軋制溫度的升高板材內(nèi)部基面織構(gòu)強(qiáng)度逐漸減弱，其值分別為11.03、10.03、8.95，同時(shí)(0002)基面極密度分布也隨著溫度的變化而變化。450℃軋后的板材內(nèi)部(0002)基面極密度在軋制方向和橫向上都出現(xiàn)了加強(qiáng)點(diǎn)，形成了雙峰織構(gòu)，軋制溫度升高到500℃時(shí)(0002)基面極密度僅在橫向上出現(xiàn)了加強(qiáng)點(diǎn)，在軋向上的極密度加強(qiáng)點(diǎn)開始減弱，并且基面極密度逐漸向橫向擴(kuò)展，當(dāng)軋制溫度升高到525℃時(shí)(0002)基面極密度分布與橫向近乎平行，并且在軋向上的極密度加強(qiáng)點(diǎn)消失。這表明隨著軋制溫度的升高，板材內(nèi)部基面極密度沿軋制方向逐漸減弱，沿橫向逐漸加強(qiáng)。軋制溫度對(duì)合金板材(0002)基面織構(gòu)強(qiáng)度和基面極密度分布的影響主要?dú)w因于溫度對(duì)不同滑移系臨界剪切應(yīng)力的影響[6]，隨著軋制溫度的升高，柱面滑移、錐面滑移的臨界剪切應(yīng)力逐漸降低，因而得以大量的啟動(dòng)，特別是柱面滑移的啟動(dòng)對(duì)基面極密度向橫向擴(kuò)展影響最大[11]。

(a)450℃；(b)500℃；(c)525℃

(a)退火前；(b)退火后；比值變化曲線

2.3 軋制溫度對(duì)合金板材性能的影響

表1 合金性能隨溫度變化數(shù)據(jù)表

圖5 不同軋制溫度下合金板材的室溫杯突值

3 結(jié)論

(1)在高溫軋制條件下，隨著軋制溫度的升高，非基面滑移逐漸大量地啟動(dòng)，基面織構(gòu)強(qiáng)度逐漸降低，由450℃時(shí)的11.03降低到525℃時(shí)的8.95，降低約18.9%。而退火之后的板材其基面織構(gòu)強(qiáng)度的減弱更為明顯，這對(duì)提高板材的室溫成形性能至關(guān)重要。

(2)隨著軋制溫度的升高，退火后的板材各項(xiàng)性能均呈現(xiàn)出規(guī)律性的變化，軋制溫度越高板材的各向異性也就越弱，且杯突值由450℃時(shí)的5.6mm增大到525℃下的6.3mm，比450℃下的5.6mm提高了約12%。