AZ31鎂合金高應變速率多向鍛造組織演變及力學性能

吳遠志，嚴紅革，陳吉華，朱素琴，薄紅偉，王林偉

(湖南大學 材料科學與工程學院，長沙410082)

鎂及鎂合金是最輕的金屬結構材料，具有高的比強度和比剛度，是航空航天、汽車等領域節(jié)能減排的理想材料[1-2]。鎂合金一般為密排六方結構，獨立滑移系較少，塑性成形性能較差[3]。目前，鎂合金產(chǎn)品主要以鑄造尤其是壓鑄件為主，但鑄造產(chǎn)品存在力學性能不夠理想、易產(chǎn)生組織缺陷等缺點，因此變形鎂合金的研究逐漸成為鎂合金研究的重點[4]。其中鎂合金鍛件具有優(yōu)異的靜態(tài)和動態(tài)強度，并且組織致密、無孔隙，具有廣闊的應用前景[5]。

近年來多向鍛造(Triaxial-forging)作為大塑性變形方法之一，在鎂合金的研究中廣受關注[6-13]。郭強等[6-7]采用壓下速度為 12.5 mm/s的液壓機研究了AZ80合金的多向鍛造組織和力學性能演變，發(fā)現(xiàn)通過多向鍛造可以生產(chǎn)平均晶粒尺寸為1～2 μm的鎂合金錠坯，其強度和伸長率得到大幅提高。MIURA等[8-9]通過降溫多向鍛造在3×10-3s-1的應變速率下制備超細晶粒AZ31和AZ61合金錠坯，合金的平均晶粒尺寸分別為0.43和0.8 μm，兩種合金均具有良好的室溫強度和伸長率，并且在高溫低應變速率下具有超塑性。現(xiàn)有研究表明，多向鍛造可以有效的細化晶粒，大幅提高鎂合金性能。但鎂合金對應變速率敏感，鎂合金多向鍛造的研究大多在低應變速率下進行[14]。低應變速率多向鍛造變形耗時較長，在沒有保溫裝置的情況下需要反復加熱，生產(chǎn)效率較低，成本較高，不適于工業(yè)化生產(chǎn)。若能實現(xiàn)鎂合金高應變速率多向鍛造(HSRTF)，將對推動鎂合金鍛件的工業(yè)化生產(chǎn)有重要的意義。到目前為止，國內外關于鎂合金高應變速率鍛造研究的報道極少。本文作者采用空氣錘對 AZ31合金進行多向鍛造，通過高應變速率多向鍛造可以迅速細化晶粒、大幅提高合金力學性能。

1 實驗

實驗用材料是 AZ31鎂合金，成分為 Mg-3Al-1Zn-0.3Mn。在中頻感應爐中熔煉后鐵模鑄造成錠坯，經(jīng)390 ℃均勻化處理12 h后水淬，其平均晶粒尺寸為500 μm。將均勻化后的錠坯加工成尺寸為40 mm×35 mm×35 mm的鍛坯，并除去尖銳的棱角，避免由于應力集中引起的開裂。高應變速率鍛造實驗在空氣錘上進行，空氣錘的鍛打次數(shù)為200 次/min，鍛打速度約為5 m/s。鍛造前將試樣置于350 ℃的電阻爐中保溫10 min，所有試樣均采用一次加熱成形，即道次間不進行加熱。多向鍛造工藝如圖1所示，鍛打面按A-B-C-A··順序進行，每鍛一個面計作一道次，道次變形量為20%，即道次應變Δε為0.22。鍛造完成后對試樣進行水淬以保留高溫變形組織，鍛坯表面良好沒有明顯裂紋，取鍛坯芯部垂直于最終鍛造方向的平面進行組織觀察。沿圖1所示的方向在鍛坯芯部加工拉伸試樣進行室溫拉伸實驗，即拉伸方向平行于最終鍛造方向的下一鍛造方向，拉伸應變速度為0.5mm/min，并用掃描電鏡對斷口形貌進行分析。

2 結果與分析

2.1 組織演變

AZ31合金高應變速率多向鍛造組織演變如圖2所示。累積應變?yōu)?.22時，大量的孿晶分割初始晶粒，同時在初始晶界和孿晶上形成少量的再結晶晶粒，如圖2(a)所示；隨著變形量的增大，再結晶程度迅速增加，累積應變?yōu)?.88時，合金組織大部分為細小的再結晶晶粒，少數(shù)沒有發(fā)生再結晶的區(qū)域有大量的孿晶，如圖2(b)所示；進一步增大變形量，再結晶程度進一步加大，累積應變?yōu)?.32時，獲得了均勻細小的完全再結晶晶粒組織，其平均晶粒度為7.4 μm，再結晶組織晶界彎曲，為典型的大塑性變形組織，并且在再結晶晶粒內部出現(xiàn)了少量的孿晶，如圖2(c)和(d)所示。繼續(xù)增大變形量，晶粒組織有所長大，累積應變?yōu)?.64時，部分再結晶晶粒長大到35 μm，如圖2(e)和(f)所示。由此可見，AZ31合金高應變速率多向鍛造組織演變分為晶粒細化和晶粒長大兩個階段。與鎂合金低應變速率多向鍛造變形相比[7]，高應變速率多向鍛造可以通過較小的變形量獲得均勻的再結晶組織，其晶粒細化具體過程如圖3所示。隨著累積應變的增大，孿晶上的再結晶數(shù)量增多，同時孿晶密度也不斷升高，如圖3(b)和(c)所示；累積應變?yōu)?.1時，合金組織基本為再結晶晶粒，如圖3(d)所示。

圖1 AZ31合金高應變速率多向鍛造及拉伸方向示意圖Fig.1 Schematic diagram of triaxial forging process and tensile direction for AZ31 alloy

圖2 不同累積應變的AZ31合金顯微組織Fig.2 Microstructures of HSRTFed AZ31 alloy at different accumulated strains: (a)0.22; (b)0.88; (c); (d)1.32; (e)1.76; (f)2.64

滑移、孿生和晶界滑移是鎂合金塑性變形的主要機制。晶界滑移是超細晶粒鎂合金的主要變形機制，由于實驗所用的材料初始組織粗大，晶界滑移難以在變形初期發(fā)揮作用。另外，由于應變速率較大，變形在很短的時間內完成，位錯滑移的有效時間縮短[15]，因此，在AZ31合金高應變速率鍛造過程中孿生發(fā)揮著至關重要的所用。孿晶界與晶界一樣可以阻礙位錯運動，為再結晶提供儲能，從而在孿晶上形成再結晶晶粒[16]。結合圖3分析可知，孿晶再結晶是晶粒細化的主要機制，與ZK21[15]和ZK40[17]合金高應變速率單向壓縮變形相似。孿晶界阻礙位錯運動是發(fā)生孿晶再結晶的前提，孿晶的數(shù)量決定了孿晶再結晶的速度。本實驗中，隨著再結晶程度的提高，晶界的強化作用增強，使變形集中在未發(fā)生再結晶的區(qū)域，從而導致孿晶密度的上升，加速再結晶進程。獲得均勻的完全再結晶組織之后繼續(xù)增大變形量，孿生的作用明顯減弱，新生的再結晶晶粒內部不再出現(xiàn)大量的孿晶。這是由于合金組織細化到一定程度時，晶界滑移的作用增強，孿生不再主導合金變形過程，因此合金不能再通過孿晶再結晶繼續(xù)細化。此時，變形能量一部分以位錯的形式聚集在晶界附近，導致晶界表面能的升高，另一部分轉化成變形溫升。由于高應變速率鍛造時變形在很短的時間內完成，變形所產(chǎn)生的熱量在短時間內難以散失，從而導致鍛坯的溫度大幅上升。在強烈的熱激活作用下，晶界的表面能通過晶粒的長大自發(fā)降低，從而引起再結晶晶粒的長大。

2.2 力學性能

圖4所示為AZ31合金高應變速率多向鍛造不同累積應變鍛坯室溫拉伸曲線，表1給出了其力學性能。從圖4和表1可以看出，累積應變∑Δε＜1.32時，合金的強度和伸長率隨累積應變的增大而增大，累積應變∑Δε=1.32時，合金的強度和伸長率達到最大，其抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為313 MPa、209 MPa和 28.6%；累積應變∑Δε＞1.32時，合金的強度和伸長率隨累積應變的增大而減小。

圖3 AZ31合金高應變速率多向鍛造再結晶過程Fig.3 DRX of AZ31 alloy during HSRTF at different accumulated strains: (a)0.22; (b)0.44; (c)0.66; (d)1.1

圖4 AZ31高應變速率多向鍛造室溫拉伸曲線Fig.4 Tensile curves of HSRTFed AZ31 alloy at room temperature and different accumulated strains

合金材料的力學性能與眾多因素有關，其中材料的組織均勻性和平均晶粒尺寸起著重要作用。不均勻的合金組織在塑性變形時容易造成應力分布不均，從而引起應力集中，導致塑性下降；另外，由Hall-Petch公式可知，材料平均晶粒尺寸的減小可以提高材料強度。因此，均勻的超細晶粒組織是提高材料的強度和塑性的有效途徑之一。結合金相組織觀察和分析可知，本實驗中，累積應變∑Δε＜1.32時，隨著累積應變的增加，平均晶粒尺寸減小，再結晶組織趨于均勻，因此合金的強度和塑性隨之提高；累積應變∑Δε＞1.32時，合金平均晶粒尺寸在熱激活作用下長大，強度和塑性都有所降低。AZ31合金最佳性能出現(xiàn)在累積應變?yōu)?.32時，與晶粒尺寸相當?shù)臄D壓坯性能相比[18]，高應變速率鍛造坯的強度和塑性都優(yōu)于擠壓坯的，因此變形鎂合金的力學性能不僅取決于平均晶粒尺寸，還與合金的變形方式有關。高強度是由于晶界彎曲以及再結晶晶粒內的孿晶造成的，彎曲的晶界和晶內的孿晶可以阻礙位錯滑移，在宏觀上則表現(xiàn)為變形抗力的增大即強度的提高。而伸長率的提高則與織構有關，鎂合金經(jīng)常規(guī)加工如普通軋制、擠壓等變形會形成的強烈基面織構，引起塑性下降[19]；而織構可以通過改變變形路徑加以控制[20]，多向鍛造變形時三向載荷的作用可有效地減小材料各向異性[21]，從而引起合金塑性的提高。

表1 AZ31合金不同累積應變鍛坯室溫力學性能Table 1 Mechanical properties of HSRTFed AZ31 specimens at different accumulated strain

圖5所示為不同累積應變鍛坯室溫拉伸斷口形貌。累積應變?yōu)?.88時，試樣斷口存在部分解理面和解理臺階，同時也有部分分布不均的韌窩，如圖5(a)所示，鍛坯斷裂方式為準解理斷裂。累積應變?yōu)?.32時，材料的塑性隨組織的細化和均勻化而提高，解理面和解理臺階被分布均勻的韌窩代替，韌窩較大并且較深，如圖5(b)所示，鍛坯斷裂方式為塑性斷裂。

圖5 AZ31合金不同累積應變拉伸斷口形貌Fig.5 Fracture morphologies of HSRTFed AZ31 alloy at different accumulated strains: (a)0.88; (b)1.32

3 結論

1)AZ31合金高應變速率多向鍛造組織演變分為兩個階段，分別對應兩種不同的機制：第一階段為累積應變∑Δε＜1.32時，主要機制為孿晶再結晶，晶粒尺寸由500 μm細化到7.4 μm；第二階段為累積應變∑Δε＞1.32時，主要機制為熱激活長大，部分晶粒長大到 35 μm。

2)累積應變∑Δε＜1.32時，晶粒組織逐漸細化并趨于均勻，合金強度和伸長率隨累積應變的增大而提高；累積應變∑Δε＞1.32時，再結晶晶粒在熱激活作用下逐漸長大，合金強度和伸長率隨累積應變的增大有所下降。

3)累積應變?yōu)?1.32時，合金抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為313 MPa、209 MPa和28.6%，這表明高應變速率多向鍛造是制備高性能AZ31變形鎂合金的有效途徑。

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