异速比对异步轧制AZ31镁合金板材组织和织构的影响

李　振　蔡庆伍　江海涛　孟　强

摘　要　采用不同异速比对AZ31镁合金板材进行异步轧制,并将轧后样品进行显微组织和X射线衍射分析,研究异速比对镁合金板材组织和织构转变的影响. 结果表明:异速比的变化对晶粒形貌影响较大但晶粒细化效果不明显;当异速比为2.800时,板材内出现了长条晶粒;快速辊侧{0002}基面织构强度高于慢速辊侧,且板材两侧表面{0002}晶面的偏转方向相反;异速比对基面织构的强度影响显著,随着异速比的增大,基面织构的强度先增加后下降. 这种特殊的织构变化与异步轧制过程中沿厚度方向引入的剪切变形有关.

关键词　镁合金; 异步轧制; 组织; 织构

变形镁合金因其高的组织均匀性和细小的晶粒而具有优于铸造镁合金的性能. 但是,镁合金无论是热变形还是冷变形都产生强的基面织构和对应的强各向异性,这使得镁合金轧板和挤压板的拉伸方向是硬取向,一般只有约15%的延伸率,导致镁合金的室温成形性较差,所以在加工过程中如何控制织构的强度和取向具有重要意义. 已有研究表明,采用异步轧制( differential speed rolling, DSR)可减弱镁合金板材的基面织构,提高其性能^[1—2] . 目前关于异步轧制工艺参数包括轧制温度、变形量和轧制道次等对镁合金板材组织和织构的影响已有研究^{[ 3—6 ]} ,但关于异速比对异步轧制镁合金组织及织构的影响,文献报道较少. 因此,本文以热挤压镁合金板材为原料,对其进行不同异速比的异步轧制,研究其组织和织构的演变,以期为工业化生产提供理论基础.

1　实验

1.1　实验材料

实验所用的材料采用厚度为2155mm的AZ31镁合金热挤压板材,具体化学成分如表1 所示.AZ31属于Mg22Al22Zn系合金,是目前工业界使用较广泛的变形镁合金牌号. 除了Al和Zn,在AZ31中加入了Mn,它的作用是改善合金的耐蚀性能,且由于成分配方中所用的元素均为工业中常见元素,故该合金的成本较低. 与铸态镁合金板材相比,热挤压板材晶粒更加细小因而具有更好的可加工性.

1.2　实验过程

从挤压板材上截取150mm ×60mm的板材作为轧前试样,将该试样在400 ℃下保温1 h,以便提高其可轧制性能. 实验方式采用单道次轧制,变形温度为300 ℃,变形量为20% ,异速比分别为1.125、1.300、1.700、2.000、2.400和2.800,轧后试样直接放入水中淬火,以保存其轧制状态下的组织. 轧制过程中通过改变上下工作辊的直径来实现异步轧制异速比的改变,上工作辊为小辊,下工作辊为大辊.轧材和轧辊表面均无润滑,轧制方向平行于板材挤压方向.

采用电火花线切割设备从所有轧后板材中部截取用于金相观察和进行X射线衍射的试样. 将金相试样沿轧制方向上的断面磨光,然后采用硝酸+甲醇溶液电解抛光,采用苦味酸+冰醋酸溶液侵蚀,在Carl Zeiss光学金相显微镜下进行组织观察. X射线衍射的试样经2000 号砂纸磨平后,在Dmax1400X射线衍射仪上进行织构的测量,采用Cu Kα射线,管电压40 kV,电流100mA. 结合透射法和反极图法测量(0002)晶面的晶粒取向密度,并通过计算机自动分析得到试样的极图.

2　结果和讨论

2.1　显微组织

图1为异步轧制之前原始挤压板材的显微组织和(0002)晶面极图. 可以看出,挤压板材组织极不均匀,是由很细的再结晶晶粒和沿挤压方向拉长的粗大晶粒组成的混合组织,晶粒尺寸为6～200μm不等,形成原因可能是挤压态的变形组织在退火过程中发生了部分再结晶,如图1 ( a)所示;由图1 (b)可以清楚地看到,挤压后的AZ31镁合金板材中呈现很强的基面织构组分,其基面平行于板面,大部分晶粒的(0002)晶面平行于挤压方向,晶粒取向分布极值点向轧向的相反方向偏转了大约15°,与其他金属类似,镁合金在挤压变形过程中形成了典型的

纤维织构.

图2 为双辊驱动, 轧制温度300℃, 变形量20% ,不同异速比下的异步轧制AZ31镁合金板材金相组织照片.

从图2可以看出, AZ31镁合金经过不同异速比轧制后,样品的晶粒大小不均匀,晶粒内部都出现了大量的变形孪晶,孪晶方向与轧制方向(水平方向为轧向)呈45°. 其原因是镁合金具有密排六方( hcp)结构,滑移系较少,且层错能低,滑移变形较困难,低的层错能降低了孪晶界的界面能,促使在位错开动前金属所受应力已达到孪生变形所需应力,发生孪生^{[ 7 ]} . 孪生有两个主要作用:一方面,孪生应变一定程度上满足塑性应变;另一方面,孪生导致新的取向,使得滑移在新取向的晶粒中发生. 根据孪晶生长的动力学理论和孪晶中的位错生长机制可知,变形镁合金中存在{101-1}压缩孪晶与{101-2}拉伸孪晶. 这两类孪晶在金相显微镜中的形貌存在很大差异: {101-2}拉伸孪晶形貌是呈宽的透镜状,晶界容易迁移;压缩孪晶的两侧界面平直且平行,宽度很窄,说明压缩孪晶晶界不易扩展. 因此,图2的微观组织表明:随着异速比的增加,异步轧制板材中均出现压缩孪晶和拉伸孪晶且两类孪晶的数量比例无规律可循,证明异速比的变化对镁合金板材的孪生模式影响较小^{[ 8—9 ]} .

同时,由图2还可以得出,随着异速比的增大,晶粒沿着轧制方向被压扁拉长,晶粒细化效果不明显. 当异速比为21800时,试样内存在一些长条晶粒,如图2 (f)所示. 这说明异速比的变化对晶粒形貌影响较大,而对晶粒大小影响较小. 关于镁合金在热轧过程中长条晶粒的形成有两种看法:一是认为原来是等轴晶,高温下有合适的晶粒取向和足够的独立滑移系(如< a + c >滑移系)的开动,最终形成长条状,就像立方系金属晶粒的变形一样;二是认为它有原始等轴状粗大晶粒经高温条件下水平方向的不断剪切摩擦作用形成,大晶粒消失的慢而部分保留下来. 杨平^{[ 10 ]}对含有这种晶粒的区域进行电子背散射衍射分析,结果显示大的长条状形变晶粒内亚晶界较少而晶粒内部菊池带质量较高,没有大量位错滑移造成的不同方向的亚晶界,说明滑移主要发生在晶界附近,大的形变长条晶粒应是逐渐被剪切而演变成的.

另外,观察六种异速比下金相组织,没有发现大量的动态再结晶晶粒. 在镁合金热轧变形过程中,影响其金相组织变化的因素非常复杂,主要涉及位错滑移、孪生和动态再结晶等因素. 虽然AZ31镁合金的层错能较低,热轧时不易发生动态回复而易发生动态再结晶,但与静态再结晶相比,动态再结晶需要更大的临界变形程度才能发生. 由于实验条件下轧辊未预热,实际轧制温度可能低于300 ℃,因此当道次压下量为20%时,变形时储能较低而使动态再结晶发生得不够完全,金相组织中只有少量细小的动态再结晶新晶粒.

2.2　织构

图3 为异速比为1.125、1.300、1.700、2.000、2.400和2.800,快(下表面) 、慢(上表面)速辊侧(0002)晶面织构极图.

由图3可以看出,在六种异速比实验条件下,异步轧制AZ31镁合金板材上下表面均表现为基面织构特征,但其晶粒取向有所差别. 与原始挤压板材相比,轧制板材下表面即快速辊侧(0002)晶面密度极值点围绕板材横向(TD) 由法向(ND)向轧向(RD)偏转角度有所改变, c轴偏转角度由轧制之前的15°减小到5～8°,即基面c轴由法向(ND)向轧向(RD)偏转了5～8°. 上表面即慢速辊侧基面c轴垂直于轧面, (0002)晶面平行于轧面,表现为典型的镁合金热轧基面织构特征,且随着异速比的增大,基面c轴偏转角度变化不明显. 另外,板材上下表面的基面取向分布也有所不同,下表面( 0002)晶面取向沿轧向分布,而上表面基面取向分布则与轧向相反. 特别是当异速比为21000时,下表面即快速辊侧基面取向强度分布偏向横向,原因可能与轧制过程中柱面滑移的激活有关.

　图4是样品在轧制过程中,基面织构强度随异速比的变化曲线.

由图4可见,当异速比为11125时,与同步轧制类似,板材上下表面基面织构强度差别不大. 随着异速比的不断增加,快速辊侧基面织构强度先增大然后不断减小,而在慢速辊侧基面织构强度变化不大, (0002)晶面织构取向和强度沿厚向呈不对称分布. 这种织构取向和强度的不对称分布可能与异步轧制特殊的变形过程有关. Kim等^{[ 11 ]}认为,同步轧制过程中,板材上下表面中性点(剪切应力方向发生改变的一点)的位置是固定不变的. 但是,在异步轧制过程中,作用剪切变形区上的轧制压力、摩擦力和张力与常规轧制不同,中性点的相对位置是变化的,快速辊侧指向出口方向,慢速辊侧指向入口方向. 即与同步轧制相比,异步轧制的搓轧区与快、慢辊接触弧的摩擦阻力方向完全相反. 快速辊侧板带的摩擦力指向出口方向,而慢速辊侧板带的摩擦力指向入口,如图5所示^{[ 6 ]} . 因此,在慢辊侧,剪切应力的方向指向入口,而在快辊侧剪切应力的方向指向出口,这与图2的基面取向分布方向相同. 在轧件出口处,慢速辊侧的板材已完全脱离轧辊而快速辊侧仍与轧辊相接触,因此快速辊侧存在很大的剪切应力和压应力且该侧金属发生了剪切滑动. 所以,在快速辊侧产生大角度基面滑移,形成基面滑移织构,晶粒c轴沿轧向的相反方向发生了轻微的偏转,如图5 ( b)所示;而在慢速辊侧表面几乎不产生剪切变形,形成锥面滑移织构. 从而使轧制过程中金属流动产生了特殊变化,快速辊侧基面织构强度高于慢速辊侧且晶体取向沿板厚的分布呈非对称分布. 尽管剪切应力对热轧镁合金板材织构的具体演变机理还有待进一步研究,结合图3和图4的结果,仍可以认为剪切力是基面织构弱化的一个重要原因.

此外,研究表明,异速比增大,剪切力和压应力同时增大,但剪切力增加的速率高于压应力^{[ 12—13]} .当异速比较小(1.125和1.300)时压应力对晶体取向转动的贡献大于剪切力, (0002)晶面平行于轧面,试样形成了较强的基面织构,当异速比为1.300时基面织构强度最大. 随着异速比的不断增大,大于11300时,剪切力弱化基面织构的作用逐渐增强,促使c轴由法向向轧向发生了一定角度的偏转,(0002)晶面择优取向减弱. 因此,基面织构强度随异速比的变化表现为先增大后减小的趋势. 虽然异速比为1.125和2.800时,基面织构强度相差不大,但由图3 ( a)、图3 (f)可以看出两种试样的基面织构取向有所不同. 异速比为1.125时(0002)晶面平行于轧面,而异速比为21800时基面c轴发生了偏转.同时,对比图2 (a) 、图2 (f)可知,两种异速比的金相组织差异较大,在高异速比下( 21800时)试样内出现了一些长条晶粒. 这种不同异速比下组织和织构的差异将会对后续退火组织和织构的演变产生重要影响,关于这一问题还有待于进一步的研究.

3　结论

(1) 异速比对异步轧制镁合金板材的组织影响较小,但对织构的演变影响较大.

(2) 镁合金在六种异速比条件下,快速辊侧基面c轴由法向(ND)向轧向(RD)的偏转角度变化规律不明显,而慢速辊侧基面c轴并没有发生偏转,表明异速比对基面c轴偏转角度影响较小.

(3) 快、慢速辊侧基面取向分布方向与剪切应力方向相同,说明沿板材厚度方向分布的剪切应力是基面取向发生转动的重要原因.

(4) 快速辊侧基面织构强度高于慢速辊侧,且随着异速比的增加, (0002)晶面织构强度先增加后减小.

参　考　文　献

[ 1 ] 　Huang X S, Suzuki K. Mechanical p roperties ofMg2Al2Zn alloywith a tilted basal texture obtained by differential speed rolling.M ater Sci Eng A, 2008, 488 (1 /2) : 214

[ 2 ] 　Watanabe H, Mukai T, Ishikawa K. Differential speed rolling ofan AZ31 magnesium alloy and the resultingmechanical p roperties.J Mater Sci, 2004, 39 (4) : 1477

[ 3 ] 　Kim W J, Park J D, KimW Y. Effect of differential speed rollingon microstructure and mechanical p roperties of an AZ91 magnesi2um alloy. J A lloys Com pd, 2008, 460 (1 /2) : 289

[ 4 ] 　Watanabe H, Mukai T, Ishikawa K. Effect of temperature of dif2ferential speed rolling on room temperature mechanical p ropertiesand texture in an AZ31 magnesium alloy. J M ater Process Technol, 2007, 182 (123) : 644

[ 5 ] 　Huang X S, Suzuki K, Watazu A, et al. Effects of thickness re2duction per pass on microstructure and texture ofMg23Al21Zn alloysheet p rocessed by differential speed rolling. ScriptaMater, 2009,60 (11) : 964

[ 6 ] 　Huang X S, Suzuki K, Watazu A, et al. Microstructure and tex2ture ofMg2Al2Zn alloy p rocessed by differential speed rolling. JA lloys Com pd, 2008, 457 (1 /2) : 408

[ 7 ] 　MaoW M, Zhao X B. Recrystallization and Grain Grow th of Met2al. Beijing: Metallurgical Industry Press, 1994(毛卫民,赵新兵. 金属的再结晶与晶粒长大. 北京:冶金工业出版社, 1994)

[ 8 ] 　Chen Z H. W roughtM agnesium A lloys. Beijing: Chemical Indus2try Press, 2005(陈振华. 变形镁合金. 北京:化学工业出版社, 2005)

[ 9 ] 　Li X, Yang P, Wang L N, et al. Orientational analysis of staticrecrystallization at comp ression twins in a magnesium alloy AZ31.M ater Sci Eng A, 2009, 517 (1 /2) : 160

[ 10 ] 　Yang P. Electron B ackscattered D iffraction Technology and Appli2cation. Beijing: Metallurgical Industry Press, 2007(杨平. 电子背散射衍射技术及其应用. 北京:冶金工业出版社, 2007)

[ 11 ] 　Kim S H, You B S, Yim C D. Texture and microstructure chan2ges in asymmetrically hot rolled AZ31 magnesium alloy sheets.M ater Lett, 2005, 59 (29 /30) : 3876

[ 12 ] 　Kim K H, Lee D N. Analysis of deformation textures of asymmet2rically rolled aluminum sheets. Acta Mater, 2001, 49 ( 13 ) :2583

[ 13 ] 　Li H T. Stress state and rolling force of entire cross shear coldrolling. J Univ Sci Technol B eijing, 1982 (3) : 139(李弘褆. 全异步轧制的应力状态及轧制力. 北京科技大学学报, 1982 (3) : 139)