AZ31镁合金的织构对其力学性能的影响

2010-11-23 08:17唐伟琴张少睿范晓慧李大永彭颖红

中国有色金属学报 2010年3期

关键词：不对称性织构基面

唐伟琴，张少睿，范晓慧，李大永，彭颖红

(上海交通大学机械与动力工程学院，上海 200240)

AZ31镁合金的织构对其力学性能的影响

唐伟琴，张少睿，范晓慧，李大永，彭颖红

(上海交通大学机械与动力工程学院，上海 200240)

利用电子背散射衍射(EBSD)取向成像技术，分析AZ31镁合金热挤压棒材和轧制薄板的织构特点；对具有不同初始织构的镁合金棒材和薄板进行力学性能分析，并从织构角度分析棒材的拉压不对称性和薄板的力学各向异性。结果表明：挤压镁合金棒材具有主要以(0001)基面平行于挤压方向的基面纤维织构，存在严重的拉压不对称性，其原因在于压缩时的主要变形方式为{1 012}<10 1 1>孪生；热轧镁合金薄板具有主要以(0001)基面平行于轧面的强板织构，具有显著的力学性能各向异性，其原因在于拉伸时不同方向的基面滑移Schmid因子不同。

AZ31镁合金；织构；力学性能

镁合金具有低密度、高强度、易回收等优点，近年来作为轻质结构材料被逐渐应用于汽车、交通、电子及其他民用产品等领域[1]。变形镁合金通常通过挤压、轧制、锻造等变形方式来改善合金的结构，提高镁合金的性能，但镁合金在变形后会在合金内产生择优取向即织构。大量研究表明[2-9]，镁合金织构的存在对镁合金的性能有着显著影响。因此，研究镁合金在变形过程中产生的织构，明确织构产生的原因及织构对合金性能的影响，就可以对镁合金的变形加工提供理论依据，达到控制织构的目的，用以改善合金的性能以适应结构件的使用要求。

传统研究织构的方法主要有X射线衍射分析和中子衍射分析，它们得到的是材料宏观上的晶体择优取向的平均结果。而新兴的电子背散射衍射技术(EBSD)能在得到材料宏观择优取向的同时，得到单个晶粒的取向以及相邻晶粒的取向差异[10]，为镁合金织构研究提供一种有力的手段。

目前，关于镁合金棒材和板材在加工过程中织构的演化规律及其对力学性能影响的研究日益增多。尹树明等[11]对 AZ31D镁合金挤压棒材的拉压不对称性以及在拉伸和压缩变形过程中的组织演化进行系统研究及分析。汪凌云等[12]对 AZ31B板材在加工过程中织构的演变规律以及对板材力学性能各向异性的影响进行了研究。CHINO等[13]对AZ31挤压棒材在不同温度下进行了单向拉伸和压缩实验研究，并以{1012}〈10 1 1〉孪生为因素分析拉压不对称性。BOHLEN等[14]通过对6种镁合金板材分别进行3个不同方向(轧向、横向、45˚)的单向拉伸性能研究，得出镁合金板材力学性能各向异性的结论，并从织构角度分析其各向异性。由此可见，织构的存在及对力学性能的影响已成为热题。

在此，本文作者以热挤压AZ31镁合金棒材和热轧AZ31镁合金薄板为对象，通过EBSD分析技术，分析在塑性变形过程中形成的织构；通过对挤压棒材的室温单向拉伸和单向压缩性能测试，得出镁合金拉压不对称性的结论，并从织构角度分析其机理；通过对轧制薄板沿3个不同方向的室温单向拉伸实验，研究镁合金的各向异性性能。

1 实验

实验材料为d100 mm的AZ31镁合金铸锭和厚度为0.99 mm的AZ31镁合金轧制薄板，主要成分如表1所列。将铸锭分别挤压成挤压比为6.25∶1和25∶1的圆棒，挤压工艺参数：挤压筒温度440 ℃，模具温度410 ℃。

表1 AZ31镁合金的化学成分Table1 Chemical composition of AZ31 magnesium alloy(mass fraction, %)

用电火花切割出铸锭、挤压棒和轧制板上用于测量织构的样品，用AC-2电解液进行电解抛光，在Zeiss Suppa 55 场发射扫描电镜上进行 EBSD实验，所用EBSD附件为丹麦HKL公司的Channel 5.0。

将挤压比为25∶1的棒材加工成标准拉伸、压缩样品，加载方向均为挤压方向；在轧制板材上分别沿着与轧向(RD)成0˚，45˚和90˚的3个方向切割拉伸样品。室温拉伸、压缩实验在Zwick T1-FR020TN.A50型电子万能材料实验机上完成，初始加载速度为 0.5 mm/min；当材料拉伸至Rp0.2时，加载速度提升为2.5 mm/min。

2 结果与分析

2.1 镁合金的织构组分和演变规律

2.1.1 纤维织构

图1所示为AZ31镁合金的铸态组织。由图1可看出，铸态镁合金初始取向比较散漫，平均晶粒尺寸为 135.58 µm。

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图2所示为挤压比为6.25∶1的平行于挤压方向的组织。由图2可以看出，挤压样品基本上为沿挤压轴向的细长条晶两侧分布的等轴细晶的混晶组织，平均晶粒尺寸为8.28 µm，而细晶粒仅为5 µm，大晶粒则达到50 µm。由此可知，在热挤压过程中出现再结晶。图 2(a)的取向成像图则表明，挤压后 AZ31镁合金的择优取向，图中每种颜色代表一个晶体学取向，颜色相近则晶粒的取向相近。由图2(b)得知，挤压后大部分晶粒的(0001)基面平行于挤压方向。

图3所示为挤压比为25∶1的平行于挤压方向的组织。由图3可看出，挤压样品仍旧为沿细长条晶两侧分布的等轴细晶的混晶组织，平均晶粒尺寸为 7.41µm。与挤压比为6.25∶1的相比，织构漫散度更小，主要织构的晶粒取向沿挤压方向(ED)的漫散度在0˚~15˚的范围内，而沿横向(TD)的漫散度则在 60˚~90˚的范围内。

由以上分析可以得出，随着挤压比的增大，镁合金逐渐形成纤维织构，即{0001}晶面和〈10 1 0〉晶向平行于挤压轴，合金的晶粒得到细化。

图4所示为挤压态镁合金在垂直于挤压方向上的取向极图，其基面织构明显低于与挤压方向平行的截面上的织构(如图3所示)。由此可见，对于挤压变形，大部分晶粒的基面平行于挤压方向，很少有晶粒的基面垂直于挤压方向。

2.1.2 板织构

图1 铸态AZ31镁合金的取向成像图和取向极图Fig.1 Orientation map (a) and {0002},{1 010} and {1 120} pole figures (b) of as-cast AZ31 magnesium alloy

图2 热挤压AZ31镁合金的取向成像图和取向极图(挤压比为6.25∶1)Fig.2 Orientation map (a) and {0002},{1 010} and {1 120} pole figures (b) of extruded AZ31 magnesium alloy with extrusion ratio of 6.25∶1

图3 热挤压AZ31镁合金的取向成像图取向极图(挤压比为25∶1)Fig.3 Orientation map (a) and {0002},{1 010} and {1 120}pole figures (b) of extruded AZ31 magnesium alloy with extrusion ratio of 25∶1

图4 热挤压AZ31镁合金垂直于挤压方向的取向极图Fig.4 {0002},{1 010} and {1 120} pole figures of extruded AZ31 magnesium alloy perpendicular to ED

图5 所示为0.99 mm厚的AZ31镁合金轧制薄板的组织。由图5可看出，此薄板组织为均一的等轴晶，其基本特征为(0001)基面平行于轧板表面，〈10 1 0〉晶向平行于轧向。在{0002}极图中，基面法向沿轧板轧向偏转一定角度。形成这种强的基面织构的原因是：在薄板轧制过程中，大部分晶粒的c轴与外力夹角小于 25˚，甚至平行于外力方向，即基面和棱柱面的Schmid因子很小，导致滑移模式难以启动，孪生便成为最主要的塑性变形机制。拉伸孪生{1 012}的结果是使晶粒的 c轴平行于轧板法向，从而形成强的基面织构。

2.2 织构对AZ31镁合金力学性能的影响

2.2.1 拉伸与压缩不对称性

图5 轧制AZ31镁合金薄板的取向成像图和取向极图Fig.5 Orientation map (a) and {0002},{1 010} and {1 120} pole figures (b) of as-rolled AZ31 magnesium alloy

为了确定织构对挤压AZ31镁合金力学性能的影响，对挤压棒沿挤压方向分别进行室温单向拉伸和单向压缩测试，其应力—应变曲线如图6所示。由图6可以看出，拉伸、压缩屈服表现出明显的不对称性，拉伸屈服强度约为压缩屈服强度的2倍。拉伸屈服后硬化呈现一定的单调性，而压缩曲线则可分为3个阶段：1) 当应力很小时发生屈服(大约为拉伸时的一半)，接着以较小的硬化率继续塑性变形；2) 硬化率变大，应力以较快的速度增长；3) 硬化率降低。

可从材料的织构来解释拉压不对称性。AZ31镁合金的轴比(c/a)为1.624，根据文献[15]，当c/a小于3时，只有存在沿c轴方向的拉应力或垂直于c轴方向的压应力分量，{1 012}孪生才能发生。由图3所示的AZ31挤压棒材的极图可以看出，大多数晶粒的{0001}基面和{1 010}晶向平行于挤压方向。这种取向使得加载方向与大多数晶粒的c轴垂直，因此，只有在压缩变形时才能发生{1 012}孪晶。YI等[16]认为在拉伸初期以基面滑移为主，而{1 012}孪生是压缩时的主要变形方式，而且基面滑移的临界分切应力远高于孪生变形，因此，单向拉伸的屈服应力远大于单向压缩的。尹树明等[11]认为，柱面滑移是拉伸时的主要变形方式，{1 012}孪生是压缩时的主要变形方式，从而导致拉压不对称性。