AZ31镁合金板材复合形变的孪晶组织及晶粒尺寸

陈永志，王忠堂，符和锋

(沈阳理工大学 材料科学与工程学院，辽宁 沈阳 110159)

AZ31镁合金板材复合形变的孪晶组织及晶粒尺寸

陈永志，王忠堂，符和锋

(沈阳理工大学 材料科学与工程学院，辽宁 沈阳 110159)

研究了复合形变对镁合金AZ31板材性能的影响规律，比较了不同变形齿间比、温度和压下量对镁合金板材微观组织的影响。研究结果表明，在复合变形条件下，随着齿间比的增大，板材孪晶体积分数逐渐减小，平均晶粒尺寸有先减小后增大的趋势。随着压下量的逐渐增大，板材的孪晶体积分数逐渐增大，平均晶粒尺寸也有先减小后增大的趋势。同时过大的压下量容易导致板材断裂。随着变形温度的提高，板材能完成较大的变形量，但是孪晶体积分数逐渐减少，晶粒尺寸先减小后增大。

镁合金AZ31；复合形变；孪晶组织；晶粒尺寸

镁合金具有高比强度、高比刚度，电磁屏蔽效果佳、机械加工性能优良，易于回收等优点[1]。但是镁合金为密排六方晶体结构，没有足够的独立滑移系，低温下变形主要靠孪晶进行协调。高温下镁合金板材塑性有所提高，但是其容易氧化，最终限制了镁合金普及推广。因此，研究变形镁合金的性能，提高其在低温甚至室温的成形性能具有重要的意义。之前一些研究人员主要通过细化晶粒来提高镁合金的强度和延展性[2-4]。Q.Yang与A.K.Ghosh通过循环波浪模具压制镁合金板材(ABRC)，使其微观晶粒细化到1.4μm[5-6]。Huang等人通过单向循环弯曲使镁合金板材平均晶粒尺寸得到细化[7].杨续跃等人利用低温双向反复弯曲方法并且应用一定的退火工艺细化了AZ31镁合金晶粒[8]。

以上工艺都是在降温过程中进行，实验不易操作并且不能有效量化工艺参数，具有一定的生产局限性。比如ABRC工艺不能生产较厚板材、单向弯曲和双向反复弯曲工艺只能生产镁合金带材等。本文综合以上几种方法优点，提出一种镁合金板材复合形变新技术，该复合形变工艺是一种将弯曲变形与压平相结合的一种工艺方法，工艺过程中对模具进行加热和保温。该复合形变工艺使板材产生大量的压缩与拉伸孪晶，通过诱导孪晶组织发生动态再结晶细化晶粒尺寸。本文研究其对AZ31B镁合金板材的微观组织的影响，并且对齿间比(凸齿半径与凸齿边部到另一凸齿边部的距离之比)、压下量、温度等工艺参数进行比较与优化，为变形镁合金板材的生产应用和理论研究提供理论依据。

1 实验方法

本实验采用商用镁合金AZ31板材，板材厚为7mm，在450℃温度下退火60min后随炉冷却，平均晶粒尺寸约为56μm，如图1所示，组织比较均匀，晶粒内部没有孪晶。用专用复合形变模具对镁合金板材进行弯曲—压平复合形变。复合形变模具通过加热电阻棒加热保持150℃恒温，弯曲凸齿半径为2mm，齿间比分别为1∶1、1∶2、1∶3。实验在1000KN的四柱万能液压机上进行，液压机压下速度为10mm/s。不同温度下最大压下量为复合形变后板材表面出现裂纹而结束，表1为不同温度下能进行的不同最大压下量。

图1 AZ31镁合金板材450℃退火60min微观组织

表1 不同温度下能进行的不同最大压下量%

2 复合形变齿间比对镁合金AZ31板材微观组织的影响

在250℃，凸齿半径为2mm，压下量都为43%条件下分别选取三种齿间比进行实验研究，齿间比分别为1∶1、1∶2、1∶3。分别研究对齿部位和齿间隔部位微观组织，如图2所示。从图2中可以发现，随着齿间比的增大，在间隔部位镁合金晶粒尺寸逐渐增大，孪晶体积分数逐渐减小。这是因为当齿间比小时，板材在弯曲过程中除了受到相同的压应力以外还受到模具对突起板材部位的侧向挤压力。有利于产生孪晶并且使晶粒破碎成较小晶粒。

图3为对齿压下部位微观组织。从图3中可以看出：当齿间比1∶1时，平均晶粒尺寸约为17μm；当齿间比1∶2时，平均晶粒尺寸最为均匀细小，平均晶粒尺寸约为7μm；当齿间比1∶3时，平均晶粒尺寸约为10μm。这是因为对齿部位最先直接受到模具的压应力产生孪晶。在中间退火过程中，板材发生静态再结晶，使大部分孪晶消失。在该实验中当齿间比过小的时候，在弯曲过程中对齿部位受到较大的应力作用，孪晶储存大量的能量，当中间道次压平退火时，晶粒迅速形核并长大，在该条件下平均晶粒尺寸较大。当齿间比过大时，孪晶体积分数变小且孪晶储存能量较少，中间退火时，晶粒形核、长大缓慢，未发生再结晶组织得以保留。在图3c中明显存在未发生再结晶区域，组织均匀性不佳，平均晶粒尺寸较大。

图2 不同齿间比压下量为43%时AZ31镁合金齿间隔部位微观组织

图3 不同齿间比压下量为43%时AZ31镁合金对齿部位微观组织

3 复合形变压下量对镁合金AZ31板材微观组织的影响

选取齿间比1∶2，温度250℃时，研究镁合金板材不同压下量对其微观组织的影响。图4为板材齿间隔部位微观组织，图5为板材对齿部位微观组织。从图4可以看出，随着压下量的增大，间隔部位晶粒大小没有明显变化，但是孪晶体积分数逐渐增大。这是因为随着压下量的增加，板材变形量逐渐增大。孪晶的产生不是热激活过程而是应力激活过程，随着压下量的增大，其所施加应力增大，孪晶产生数量增加，体积分数逐渐增大。

从图5中可以看出，板材已经发生了明显的再结晶行为。在压下量14%时，对齿部位平均晶粒尺寸发生细化约为12μm，晶粒大小不均匀；当压下量为29%时，晶粒进一步细化，但是因为组织不均匀，组织内明显存在个别较大孪晶晶粒，平均晶粒尺寸并没有明显改变，约为10μm；当压下量为43%时，由于压下量增大晶粒细化明显，晶粒尺寸在7μm左右，孪晶消失。这是因为较大的变形量产生的孪晶组织较多，储存能量较多，在相同条件的中间道次退火过程中容易发生再结晶行为，晶粒细化明显。

图4 不同压下量时AZ31镁合金齿间隔部位微观组织

图5 不同压下量时AZ31镁合金对齿部位微观组织

4 复合形变温度对镁合金AZ31板材微观组织的影响

为了进一步研究在该工艺下温度对板材微观组织的影响，选取压下量为14%，温度分别为150℃、250℃、350℃进行研究，不同温度下最大单道次变形量如表1所示。图6为不同温度下变形量为14%时板材齿间隔部位微观组织，从图6中可以看出，随着温度的升高，孪晶体积分数逐渐减小，350℃时基本没有孪晶产生。这主要是由于镁合金在低温下变形，其柱面和锥面滑移系不容易启动，孪生为主要变形机制之一，随着温度的升高，柱面和锥面滑移系的临界剪切应力降低，从而取代孪生，位错的滑移成为主要的变形机制[9-10]。在相同变形量情况下，孪晶减少直至基本消失。

图7为不同温度下变形量为14%时板材对齿部位微观组织。在图7中可以看到，温度低于150℃时，板材对齿部位产生的孪晶不能在中间道次退火中发生完全的再结晶，基本没有发生再结晶，平均晶粒尺寸约为32μm；而在250℃以上时，板材完成了再结晶行为，在对齿部位孪晶消失，250℃晶粒最为均匀细小约为12μm；在350℃随着温度的升高，晶粒不断变大，这是因为过高的温度有利于板材晶粒长大，平均晶粒尺寸约为21μm。

图6 不同形变温度下变形量为14%时镁合金板材齿间隔部位微观组织

图7 不同形变温度下变形量为14%时镁合金板材对齿部位微观组织

5 结论

(1)在复合形变工艺下，随着齿间比的增大，在齿间隔部位孪晶体积分数逐渐减少，对齿部位发生静态再结晶，平均晶粒尺寸先减小后增大。当齿间比为1∶1时，平均晶粒尺寸约为17μm；当齿间比为1∶3时，平均晶粒尺寸约为13μm；当齿间比为1∶2时，板材组织较为均匀细小，平均晶粒尺寸约为7μm。

(2)齿间比1∶2时，随着压下量的增大，在齿间隔部位孪晶体积分数逐渐增大。在对齿部位随着压下量的增大再结晶体积分数逐渐增大，平均晶粒尺寸逐渐减小。当压下量为14%时，平均晶粒尺寸约为12μm；当压下量为29%时，平均晶粒尺寸约为10μm；当压下量为43%时，平均晶粒尺寸约为7μm。

(3)复合形变温度对板材微观组织有明显影响，在齿间隔部位随着温度的升高，孪晶体积分数逐渐减小，350℃时基本没有孪晶产生。在对齿部位，150℃以下时没有发生完全再结晶，晶粒尺寸约为32μm；当温度在250℃以上时，板材完成了再结晶行为，在对齿部位孪晶消失，晶粒最为均匀细小约为12μm；而在350℃时随着温度的升高，晶粒不断长大，晶粒尺寸约在21μm左右。

[1]Mordike B L,Ebert T.Magnesium properties applications-protential [J].Materials Science and Engineering A,2001,302(1):37-45.

[2]Kim W J,Lee M J,Lee B H.A strategy for creating ultrafine-grained microstructure magnesium alloy sheets [J].Materials Letters,2010,64(6):647-649.

[3]ZHANG Da-tong,XIONG Feng.Superplasticity of AZ31 magnesium alloy prepared by friction stir proessing [J].Trans.Nonferrous Metals Society of China,2011,21(9):1911-1916.

[4]陈振华,夏伟军,程永奇.镁合金织构与各向异性[J].中国有色金属学报,2005,15(1):1-11.

[5]Yang Q,Ghosh A K.Deformation behavior of ultrafine-grain AZ31B Mg alloy at room temperature [J].Acta Materialia,2006,54(19):5159-5170.

[6]Yang Q,Ghosh A K.Production of ultrafine-grain microstructure in Mg alloy by alternate biaxial reverse corrugation [J].Acta Materialia,2006,54(19):5147-5158.

[7]HUANG Guang-sheng,ZHANG Lei,SONG Bo.Cold stamping for AZ31B magnesium alloy sheet of cell phone house [J].Trans.Nonferrous Met.Soc.China,2010,20(2):608-612.

[8]张雷,杨续跃,霍庆欢.AZ31镁合金板材低温双向反复弯曲变形及退火过程的组织演化[J].金属学报,2011,47(8):990-996.

[9]詹美燕,李春明,尚俊玲.镁合金的塑性变形机制和孪生变形研究[J].材料导报,2011,52(2):1-7.

[10]王忠堂,马康,梁海成，等.温循环弯曲对镁合金板材组织及力学性能的影响[J].特种铸造及有色合金,2013,33(1)：12-14.

TwinsandGrainSizeofAZ31MagnesiumAlloySheetbyCompoundDeformation

CHEN Yongzhi,WANG Zhongtang,FU Hefeng

(Shenyang Ligong University,Shenyang 110159，China)

The law of performance of magnesium alloy AZ31 sheet attected by compound deformation had been researched.The effect of the different deformation ratio,temperature and reduction between teeth on the microstructure of magnesium alloy sheet was compared.The research results show that under the condition of compound deformation,the volume fraction of the twin crystal decreases gradually with the increasing of the tooth space ratio.The average grain size tends to decrease at first and then increase.With the increasing of rolling reduction,the volume fraction of the twin crystal gradually increases,and the average grain size also has a tendency to decrease first and then increase.Excessive reduction will fracture the sheet easily.With the increasing of deformation temperature,the greater deformation degree of sheet had obtained,while the volume fraction of the twin crystal decreases gradually,but the grain size of twin crystal decreases first and then increases.

magnesium alloy AZ31;compound deformation;twins;grain

2013-10-14

沈阳市科技局应用基础计划资助项目(F14-231-1-32)

陈永志(1988—)，男，硕士研究生；通讯作者：王忠堂(1962—)男，教授，研究方向：先进塑性成形技术.

1003-1251(2014)05-0048-05

TG146.22；TG115.21

A

马金发)