两步锻压提升铸态AZ80镁合金延伸率的研究①_郭俊成.pdf

两步锻压提升铸态 AZ80 镁合金延伸率的研究 ① 郭俊成1， 肖振宇2， 杨续跃2 1.宝钢湛江钢铁有限公司 制造管理部,广东 湛江 524086； 2.中南大学 材料科学与工程学院,湖南 长沙 410083 摘 要 结合光学显微镜和电子背散射衍射技术,对铸态 AZ80 镁合金中间退火两步锻压过程中的组织演化进行了观察。 采用室 温拉伸实验,检测了两步锻压后样品的力学性能,并将其组织、性能同普通一步锻压工艺进行了对比。 结果表明,与一步锻压后的 AZ80 镁合金相比,两步锻压工艺所得样品再结晶晶粒尺寸更均匀,再结晶体积分数更高,变形织构较弱；断裂延伸率从 9％大幅提 升至 18％,抗拉强度基本保持不变。 关键词 AZ80 镁合金； 两步锻压； 动态再结晶； 力学性能 中图分类号 TG146.2文献标识码 Adoi10.3969/ j.issn.0253-6099.2018.04.036 文章编号 0253-6099201804-0144-05 Enhancement of Ductility for Cast AZ80 Mg Alloy by a Two-step Forging Process GUO Jun-cheng1, XIAO Zhen-yu2, YANG Xu-yue2 1.Department of Products and Techniques Management, Baosteel Zhanjiang Iron Steel Co Ltd, Zhanjiang 524086, Guangdong, China； 2. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, Hunan, China Abstract A two-step forging process was employed for cast AZ80 Mg alloy in the study, and the microstructure evolution of the cast AZ80 alloy was observed by using an optical microscopy and an electron backscatter diffraction apparatus. Mechanical properties of products obtained after two-step forging process were detected by using a uniaxial tensile tests at room temperature. After the comparison of structure and properties between two-step forging and one-step forging processes, it is found that the two-step forging process can result in the obtained product with more uni grain size distribution after recrystallization, a higher volume fraction for recrystallized grains, and weakened deation texture. It is shown that the ductility at break increased from 9％ to 18％, and the tensile strength was almost kept unchanged. Key words AZ80 Mg alloy； two-step forging； dynamic recrystallization； mechanical properties 随着工业轻量化进程加快,越来越多的金属结构 材料向着更轻更安全的方向发展。 镁合金作为当下实 际应用最轻的金属结构材料,正在成为研究的热点。 由于镁合金晶体结构为密排六方结构,室温下滑移系 较少,塑性加工过程中极易形成强基面织构,以至于后 续加工性能劣化［1-2］。 现有提升镁合金强度与延伸率 的主要方法为晶粒细化［3-4］,可通过降温多向锻压［5］、 等径角挤压［6］、累积叠轧［7］、异步轧制［8］等工艺实现。 此类研究多选用变形态 AZ 系镁合金,对于铸态镁合 金鲜有人研究。 镁合金加工成本较高,如何利用较为 简单的工艺获得较高强度与较高延伸率的镁合金成为 研究热点。 本文采用中间退火两步锻压工艺对铸造 AZ80 镁合金进行加工,以促进锻压中动态再结晶的发 生,旨在均匀细化铸造 AZ80 镁合金组织,改善其综合 力学性能。 1 实验材料及方法 实验所用材料为铸造态 AZ80 镁合金,其化学成 分质量分数为Al 8.40％,Zn 0.48％,Mn 0.02％,Mg 余量。 固溶热处理条件为 663 K 固溶 19 h,固溶之后 的平均晶粒尺寸为 300 μm,固溶之后切取样品规格为 10 mm 10 mm 10 mm。 ①收稿日期 2018-01-25 基金项目 国家自然科学基金51771230 作者简介 郭俊成1988-,男,辽宁锦州人,硕士,工程师,主要从事钢铁及有色金属加工研究。 通讯作者 杨续跃1959-,男,湖南长沙人,博士,教授,主要从事有色金属材料研究。 第 38 卷第 4 期 2018 年 08 月 矿矿 冶冶 工工 程程 MINING AND METALLURGICAL ENGINEERING Vol.38 №4 August 2018 ChaoXing 图 1 为中间退火两步锻压工艺示意图。 两步锻压 实验在附有加热与快速水淬装置的万能电子试验机 WDW-100A 型上进行,总真应变为 1.6,应变速率 为 310 s -1 ,实验温度为 640、680 和 720 K。 变形前将 磨具进行预加热,待炉温稳定在变形温度 15 min 后放 入样品进行预热,预热时间为 5 min。 为减少塑性变形 过程中摩擦力的影响,变形前用石墨乳均匀涂抹样品 表面凹槽。 两步锻压样品在第一步锻压真应变 0.5 之 后,进行锻压温度同温保温不等时间,经过中间等温退 火处理 10 min 后即进行第二步锻压,锻压真应变也为 0.5,累积真应变为 1.6,随后于 3 s 内进行淬火处理。 第 二步锻压与第一步锻压变形参数完全一致。 作为对比, 另一样品则直接一步锻压至真应变为 1.6,以作参照。 时间 真应变1.6 真应变0.5 中间退火 锻压 锻压 加热 变形量 图 1 两步锻压工艺示意图 将锻后样品沿平行于锻压方向沿中心轴剖开,对剖 面进行研磨、抛光处理后用腐蚀液进行浸蚀,腐蚀液成分 为4.2 g 苦味酸C6H3N3O7、10 mL 冰醋酸CH3COOH、 10 mL 蒸馏水H2O和 70 mL 酒精C2H5OH。 随后采 用 OLYMPUS 光学显微镜进行显微组织观察。 通过电 解抛光制备 EBSD 样品后,采用 Sirion2000 型场发射扫 描电子显微镜及其配备的 OIM Data Collection 5.3 和 OIM Analysis 5.3 对样品变形织构进行观测及分析。 锻 后拉伸力学性能测试实验在室温下进行,拉伸试样的标 距尺寸为 1.5 mm 5 mm 1.2 mm。 2 结果与讨论 2.1 流变曲线 图 2 为不同变形温度下一步锻压与两步锻压样品 的真应力-应变曲线。 从图 2 中可以看出,两步锻压的 第一步锻压过程与一步锻压在真应变为 0.5 之前几乎 一致,这也是由于两步锻压的第一步锻压与一步锻压 变形参数完全相同所致,可以近似认为是两个完全一 致的过程。 在第一步锻压之后有个卸载过程,并在卸 载之后进行中间退火,退火之后准备第二步锻压完成 整个变形。 真应变 150 120 90 60 30 0 0.40.00.81.21.6 真应力/ MPa 卸载 640 K一步锻压 680 K一步锻压 640 K两步锻压 720 K一步锻压 680 K两步锻压 720 K两步锻压 图 2 不同变形温度下锻压样品真应力-真应变曲线 在一步锻压过程中,真应变 0.2 之前,随着真应变 增加,真应力急剧上升,这是由于随着变形增加,材料 累积了较多的位错,表现出了很强的变形抗力,并且在 变形初期变形抗力急剧上升。 应变继续增加,变形产 生的堆叠与位错则慢慢转变成再结晶过程,发生了动 态软化,这一过程也是最为经典的再结晶过程。 值得 注意的是,在变形过程中峰值应力随着变形温度升高 而降低,并且随着变形温度升高,峰值应力对应的真应 变也逐渐减小。 这是由于再结晶过程为热激活过程, 当变形温度升高时,镁合金更容易开启非基面滑移等 其他滑移系,更容易产生再结晶,与此同时,只需更小 的变形量累积的位错就可以开启其他滑移系形成再结 晶。 当真应变增至 0.6 时,流变曲线达到稳态,表明加 工硬化与动态软化进入到平稳状态,再结晶持续进行。 随着温度升高变形稳态值也在减小,这是由于变形温 度越高,再结晶越容易发生。 两步锻压的第一步锻压过程与一步锻压几乎完全 一致,而经过中间退火之后进行第二步锻压,表现出的 行为与一步锻压有所不同。 第二步锻压过程中,随着 变形温度升高峰值应力也出现一个下降趋势,这个过 程发生的再结晶规律可以看作与第一步锻压类似。 但 第二步锻压的稳态值明显比一步锻压的稳态值低,并 且随着变形温度升高,稳态值差值逐渐减小。 即变形 温度小于 680 K 时,两步锻压对于优化再结晶有着明 显作用；变形温度为 720 K 时,两步锻压对于优化再结 晶有作用,但不明显。 2.2 光学显微组织分析 图 3 为不同温度下一步锻压样品的光学组织。 由 图 3 可以看到,当温度较低时,原始粗大晶粒沿着垂直 于压缩轴向被压扁,并且在原始粗大晶粒内部可以看 到类似变形带的细长条状组织。 细长条状组织为动态 再结晶细晶粒,且平均尺寸不足 1 μm。 在原始粗大晶 粒被变形带组织分割同时,原始粗大晶粒晶界周围也 布满动态再结晶晶粒。 而在变形温度提升至 680 K 541第 4 期郭俊成等 两步锻压提升铸态 AZ80 镁合金延伸率的研究 ChaoXing 时,在原始粗大晶粒附近仍然有着较多的细小再结晶 晶粒,但与 640 K 时变形组织不同的是,此时出现了较 为粗大的再结晶晶粒,这些粗大的再结晶晶粒是由于 在再结晶过程当中,细小的再结晶晶粒不断吸收能量 长大形成,粗大再结晶晶粒尺寸在 1～10 μm 之间。 当 变形温度升高至 720 K 后,再结晶晶粒尺寸增大,但是 仍然可见较为细小再结晶。 随着变形温度升高,再结 晶体积分数逐步升高。 图 3 不同温度下一步锻压样品光学组织 a 640 K； b 680 K； c 720 K 不同温度下两步锻压样品的光学组织见图 4。 由 图 4 可见,随着变形温度升高,再结晶体积分数也表现 出与一步锻压相同的上升规律。 但与一步锻压最明显 的差异是在 640 K 时,两步锻压就已经出现了粗晶再 结晶且再结晶体积分数远远高于同温度下的一步锻压。 图 4 不同温度下两步锻压样品光学组织 a 640 K； b 680 K； c 720 K 图 5 为锻压样品再结晶体积分数以及再结晶平均 晶粒尺寸随温度的变化。 由图 5 可知,一步锻压时,在 640 K 时并没有出现粗晶再结晶；而此时细晶再结晶 的体积分数约为 50％。 随着变形温度增加,逐渐出现 了粗晶再结晶,与此同时细晶再结晶的体积分数也在 逐渐减少,而其和值总体再结晶体积分数则在继续提 升。 当温度增加至 720 K 时,细晶再结晶近乎消失,粗 晶再结晶体积分数继续增加,总体再结晶体积分数达 到约 70％。 两步锻压工艺有着近似的规律,即随着变 形温度升高,粗晶再结晶体积分数持续增加而细晶再 结晶体积分数则一直下降,整体动态再结晶体积分数 远远高于同温下的一步锻压。 当温度达到 720 K 时, 达到完全再结晶。 细晶再结晶平均晶粒尺寸在 1 μm 左右,粗晶再结晶平均晶粒尺寸在 10 μm 左右,而在 680 K 时,是粗晶再结晶与细晶再结晶共存最为明显 的状态。 锻压温度/K 100 50 0 640680720 动态再结晶体积分数/ 锻压温度/K 10 1 640680720 再结晶晶粒平均尺寸/μm 一步锻压粗晶再结晶 一步锻压粗晶再结晶 一步锻压 细晶再结晶 一步锻压细晶再结晶 两步锻压粗晶再结晶 两步锻压粗晶再结晶 两步锻压细晶再结晶 两步锻压细晶再结晶 图 5 锻压样品再结晶体积分数以及再结晶平均晶粒尺寸随温 度的变化 2.3 变形织构分析 结合电子背散射衍射技术,获取变形组织中的晶 粒取向分布图,以分析两种锻压方式下的变形织构。 图 6 为不同锻压工艺下样品的晶粒取向分布图。 两步 锻压过程中,真应变为 0.5 时,原始晶粒经过一定程度 变形后旋转至基面0001方向,且有着较强的基面织 构。 而细晶再结晶多为红色,也就是基面0001 方 向,粗晶再结晶由于长大,发生旋转,因而取向分布较 为随机。 退火后,随着晶粒的长大以及旋转,晶粒取向 641矿 冶 工 程第 38 卷 ChaoXing 较为随机,并没有绝大部分晶粒的强基面织构情况,这 可能是随机取向的晶粒经过退火之后长大一定程度上 弱化了强基面织构。 在第二步锻压完成之后,虽然大 部分晶粒仍然为红色强基面织构,但更多的是粉红 色,也就是说退火后的强基面织构晶粒由于其他晶粒 长大有向着其他方向旋转的行为。 一步锻压样品则大 部分晶粒均有着较强基面织构,且仍有一部分细小再 结晶。 图 6 锻压样品晶粒取向分布图 a 两步锻压,真应变 0.5； b 两步锻压,中间退火后； c 一步锻 压,真应变 1.6； d 两步锻压,真应变 1.6 图 7 为图6 对应的0001极图。 从图7 中可以看 出,由于有较为粗大的晶粒为基面织构,所以整体织构 强度明显强于其他状态。 有研究表明,镁合金在单向 压缩变形时,更容易形成 15～30的角度,这更有益于 滑移开动,形成再结晶［9］。 将其退火后,取向随机化 分布,多个晶粒展现出不同择优取向,同时织构强度急 剧下降。 由于两步锻压并没有转变压缩方向,所以两 步锻压与一步锻压一样都形成了强基面织构,但由图 3 可知,一步锻压之后的样品并没有发生完全再结晶, 可以预测粗大晶粒将有着极强的基面织构。 在完全再 结晶组织区域,两步锻压的织构强度已经小于一步锻 压,而一步锻压也有着强基面且未发生再结晶的粗大 晶粒,以全局来看,两步锻压的织构强度应远远弱于一 步锻压。 2.4 力学性能分析 图 8 为不同变形温度下一步锻压与两步锻压后样 品的拉伸曲线。 由图 8 可以看出,在相同温度下,两步 图 7 锻压样品0001极图 a 两步锻压,真应变 0.5； b 两步锻压,中间退火后； c 一步锻 压,真应变 1.6； d 两步锻压,真应变 1.6 锻压工艺无法改善材料的抗拉强度,但能极大程度地 提升材料的延伸性能。 这是由于两步锻压相比一步锻 压有着很高的再结晶体积分数以及较弱的织构。 延伸 性能在 680 K 时提升很明显,从 9％提升至 18％。 工程应变/ 375 300 225 150 75 0 408121620 工程应力/MPa 720 K两步锻压 680 K两步锻压 640 K一步锻压 640 K两步锻压 680 K一步锻压 720 K一步锻压 图 8 不同锻压工艺下样品的拉伸曲线 图 9 为不同变形温度下一步锻压与两步锻压后样 品的力学性能。 从图 9 可以看出,虽然经过退火过程, 但是材料的抗拉强度并没有像传统退火过程一样降 低,而是由动态再结晶的晶粒细化引起小幅提升。 中 间退火两步锻压工艺的完全再结晶和织构弱化过程对 741第 4 期郭俊成等 两步锻压提升铸态 AZ80 镁合金延伸率的研究 ChaoXing 于材料的延伸性能提升有着重要意义,从图中可以看 出无论哪个变形温度下的两步锻压都有着显著的提升 延伸效果。 锻压温度/K 375 300 225 150 75 0 25 20 15 10 5 640680720 抗拉强度/MPa 断裂延伸率/ 一步锻压强度 两步锻压强度 一步锻压延伸率 两步锻压延伸率 图 9 不同锻压工艺样品的力学性能 3 结 论 1 两步锻压工艺能够较大幅度提升再结晶体积 分数,避免了残余粗大晶粒对力学性能的损害。 2 两步锻压能够弱化织构,提升延伸率,变形温 度为 680 K 时,提升幅度很明显,从 9％提升至 18％。 3 两步锻压工艺中第一步锻压累积的储能,更利 于第二步锻压的完全再结晶,使得抗拉强度几乎没有 下降。 参考文献 ［1］ Huo Q, Yang X, Ma J, et al. 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