热轧过程对Mg-3%Al-1%Zn合金薄板微结构和机械性能的影响、水平定向钻机孔底钻具的研究与应用.docx

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1、热轧过程对Mg-3%A17%Zn合金薄板微结构和机械性能的影响L. Jia, b*, J. Dongd, b, R. Wangd, b, L. M. Penga, b(a国家轻合金形成工程研究中心,上海交通大学b国家金属基复合材料重点实验室，上海交通大学)摘要：本文对AZ31合金板材热轧过程中微观组织的演变和变形机制进行了试验研究。AZ31板材微观结构中原始晶粒平均大小为37um,此外，扩散、拉伸、挛生导致位错的滑移，滑移的方式由初始晶粒取向、晶粒尺寸和轧制温度决定。AZ31板材在热轧过程中晶粒细化的主要机制是连续动态回复和再结晶，1011晶面的拉伸以及沿1011- (1012)滑移系挛生加速

2、晶粒细化过程。在AZ31合金钢热轧过程中拉伸和挛生与晶粒细化和织构随机化成正比。在本研究中，400C每道次下轧50%条件下钢件比在300C每道次下轧30%条件下有更好的韧性。因此，提高轧制高温度和增加单道次下轧量有利于AZ31钢板微结构优化和机械性能改善。1引言镁板材目前被应用到各种各样的测试之中。然而，在室温下由于基体和近基体织构沿轧向扩展，因此轧制镁合金通常呈现相对较低的延伸率和较差的塑性o应用镁合金两个重要的要求是细化晶粒和随机纹理。在镁合金中织构的演变受到应变方式和最初微观结构相互作用的影响2,镁合金板材中基体织构产生与基体滑移活性有关3。据了解，基体纹理来源于(1012)扩展李生基础

3、上，这样的扩展李生是基于李生能调整与C轴平行的压应力，这些能够在试验4、5中得到证实。但是很难改变像AZ31和AZ61镁板材的基体组织，如果建立塑性变形模型和轧制过程参数之间的相互关系，那么基体组织的强度可以减弱，通过控制轧制过程的参数也可使晶粒尺寸减小。镁是通过滑移、挛生和边界滑移发生塑性变形。边界滑移适用于纳米材料成型或者超塑性变形，也同样适用于AZ31板材中的晶粒细化7-9。在基平面上的位错滑移导致大形变的塑性变形，但是只有两个单独的基滑移系远少于普通变形需要的5个单独滑移系统。在镁和镁合金中李生产生附加变形即1012 (1011)扩展李生和1011 (1012)拉伸李生。为了防止位错滑

4、移，菱方晶系1010 (1120)和正交晶系1011 (1120)应用于AZ31合金中来增加在基体晶系(0001) (1120)中的滑移。对于在持续升温中轧制AZ31板材，除了基滑移和扩展挛生，容易产生无基体的位错滑移和李生方式，在AZ31合金板材热轧过程中变形方式取决于原始晶粒结构和轧制工艺过程。另外，持续动态回复再结晶是作为在镁合金变形连续升温变形过程中晶粒细化和长大的一种现象14T5,这一点是来源于低能位错理论16。然而，轧制过程，变形机制和微结构的演变之间的关系并不是很明确。TotalMax FractionT 0.2400.2 0.2700.30.2150.40.1570.50,10

5、9FDR)max= 13.8448934576637212.4011.5501.000,0.645PartitionFraction0.2420.2720.2160.1590.110图1.AZ31合金板材原始微观结构：(a)反极图(b)极图(c)满足基滑移系的施密德因子而电子背散射衍射技术(EBSD)有助于理解AZ31板材在热轧过程中的挛生演化、取向偏差、织构和晶粒结构以及变形机制对微结构演化的影响。这样开创了一种通过设计合理的微结构轧制过程来控制机械反应的可能性。因此，本文旨在研究AZ31合金在热轧过程中微结构演变应用电子背散射衍射技术(EBSD),以及微结构和机械性能的关系。2材料和实验本

6、实验中使用的是Z31合金。热轧前，合金为537K温度下下横截面积为110m10mm的矩形棒材。图1所示AZ31合金热轧前的微结构，包括反极图(1PF),极图和施密得因子。结果表明最初的基体织构有C轴垂直于板材平面的，极少有C轴平行于板平面的和原始挤压方向。图1(c)表明大部分区域的施密德因子值都小于0. 3,表明晶粒取向不利于基体滑移。基体棒材分别在573K和673K下预热0. 5小时，然后在热轧钢厂分别以单轧3096和5096将棒材热轧至厚度为3. 5mm和2. 5mio使用内部电子加热器将轧轮温度控制在473K左右。总的厚度减少量分别大约在65%和75%o卷板再次加热来保证可加工性。轧制方

7、向与所获得的棒材方向平行。轧制样本在每次轧制后都耍马上用水淬。水淬后的样本用LEOTM 1450扫描电子显微镜，20KV和带TSLTM EBSD相机照片来做电子背散射衍射技术(EBSD)分析，由于是在电子背散射衍射技术(EBSD)分析样品中的变形结构，因此在区域里有极低的指数特性、较多的位错反应和细晶季生，但是结果仍然表明了许多有用的信息。3结果和讨论图2中显示了在不同的每次下轧量和轧制温度下晶粒尺寸分布。最初的挤出材料晶粒尺寸大小从10T60um不等,平均晶粒尺寸为3729um图2 (a)表明在300C和每道次下轧30%时，在轧制前三次后晶粒结构就开始发生演变。在单次滚轧后，晶粒的平均尺寸急

8、剧减小，主要的晶粒尺寸范围在10-30um变化，但是相当大数量晶粒在40-85um变化。第二次轧制后，晶粒更加均匀细化，平均晶粒尺寸为8.8um0第三次轧制事实上导致了晶粒尺寸稍稍增加到13un)。在400下轧制也获得了相同的结果。图2 (b)概括了 AZ31板材在不同道次下轧和轧制温度下热轧时的平均晶粒尺寸大小，结果表明在下轧量确定时，平均晶粒尺寸在400C下要比300轧制要大一些；轧制温度确定时，在相同的总厚度前提下，增加每道次下轧会使晶粒更加细化。图2：分布Reduction(a) 1-3次每道次下轧3096, 300热滚轧后AZ31合金板材晶粒尺寸(b)在不同轧制过程中的平均晶粒尺寸大

9、小，其中晶粒是根据位错角大于15。的晶粒边界来划分的。图3给出了 AZ31合金板材热轧前和热轧后的拉应力。图中应力应变曲线表明AZ31合金板材热轧后应变减小，屈服应力增加,抗拉强度增加。轧制AZ31合金板材后有相同的屈服应力和抗拉强度，但是韧性发生了很大变化，韧性要比在更高温度和较大道次下轧量时大得多。3000 I I I I I I, I I, I,024681012141618strain图3.AZ31板材热轧前后的应力-应变曲线图4分别给出了 AZ31合金板材在300C每道次下轧30%和400每道次下轧30%和50%条件下的反极图。此时晶界为15-90取向偏差的大角度晶界和2-15取向偏

10、差的小角度晶界，在图4中大角度偏差晶界是黑线，小角度偏差晶界为白线。图2中计算出的晶粒尺寸大小用大角度偏差晶界来划分。图4 (a)表明尽管在300C每道次下轧30%条件下存在一些粗晶粒，微结构还是逐步在细化。细化的晶粒形成典型的链状结构，这是由于在细化的区域中轧制时晶粒的积聚导致产生了连续动态再结晶。在图4 (b)和(c)能够观察到400C每道次卜轧30%和50%条件下加工后粗品粗大。图4 (c),在粗晶内部有大量的小偏差晶界，这与位错的滑移和相互作用所产生的结果类似，这样可能导致在连续动态回复和再结晶方式下大角度境界偏差和晶粒细化。这与图2 (b)所得数据吻合，即较大的平均晶粒尺寸在400每

11、道次下轧50%条件下第一道次轧制后获得，但是最细的晶粒尺寸在相同条件下第二道次轧制下获得。图4也给出了热轧过程中发生挛生的位置.，由于分辨率较低很难确定挛生的模式。图4(c)中所标定的微结构区域所示为电子被反射衍射技术(EBSD)在0 5um尺寸下的分析，结果在图5中给出。图4.(a)在300C每道次下轧30%后AZ31合金板材的反极图(b)在400每道次下轧30%后AZ31合金板材的反极图(c)在400每道次下轧50%后AZ31合金板材的反极图图5 (a)和(b)给出了点阵取向反极图和确定的李生边界粒子形状图。图中可以看到粒子1、2、3中挛生的晶粒，在晶粒1中挛生的形式为1012 (1011

12、)扩展季生，由孳生边界定理可知，2、3晶粒学生方式为1011-1012双向学生。2、3晶粒由于双向挛生被分开，结果原始晶粒被细化成3-5个更细的粒子。结果表明，挛生过程中，尤其是拉伸和双向李生，加速晶粒细化过程。学生现象可解释如下，挛生后有更多的挛生边界产生，这些边界在变形过程中是位错滑移的障碍。季生边界位错密度和取向偏差增加，在大的应变下，大角度晶界取向偏差就会发生，从而使晶粒细化。正如汉弗莱斯所述，不用考虑粒子形核机制的影响,动态再结晶主要来源于大角度晶界。但是晶粒形核和长大是由于二次晶粒变形和大角度晶界偏差细化晶粒的连续动态再结晶机制作用下产生的。Boundaries. Axis Ang

13、lePlarw Norm。 Dlrecllon1-2101二21 6-121 01210121 0121OAngleTolerancePhaseFracton865。Magnesium0.029ST50Magnesium0 00138esMagnsum0010图5.第一次在400每道次下轧50%条件加工后AZ31合金板材的微结构，(a)母相和挛生的反极图和晶格取向晶粒形状，李生边界，扩展李生边界(86。5。)用红线标记，拉伸挛生边界(56。5。)用绿线标记。双向挛生边界(38。5。)用蓝线标记(对于在图例中颜色参考文献的解释，读者可参考本文的网络版本)图6表明，AZ31合金板材在300每道次下

14、轧30%条件下三次轧制和在400每道次下轧50%条件下两次轧制后细化的挛生晶界晶粒形状图。图6 (b)中的晶粒尺寸要比图6 (a)和(c)中的都要大，表明晶粒在大下轧量和较低温度下加工得到更加细化的晶粒。事实上，小尺寸晶粒之所以能够在大的下轧量得到，其原因是塑性变形所储存的能量比较高从而形核需要有更大的驱动力和更细小的晶粒。在低温下，软化速率变慢，从而产生加工硬化和更大的形核驱动力，但是这里晶粒长大也变慢。此外，在图6的大晶粒中可以看到拉伸李生，享生和扩展享生，拉伸李生和享生比扩展享生要占更大的体积分数，尤其是在高温轧制中扩展李生更少。图6同样表明，挛生的方式由晶粒尺寸大小决定。在母相晶粒中晶

15、粒尺寸超过20um的挛生容易产生，然而，在图6 (c)在小晶粒尺寸中几乎没有发现超过20um的挛生。外,是,正如在图1所示，AZ31合金板材最初晶粒取向不利于基平面的位错滑移；此大部分晶粒的C轴与压应力平行，这样就不利于在晶粒中产生扩展挛生。但基本滑移仍然是主要的塑性变形方式，这取决于于临界最低切应力。而且拉伸李生很有可能是粒字的C轴压缩而产生。在图1 (a)中，蓝色和绿色粒子中的C轴平行于切平面，1012方向扩展挛生容易发生。一般扩展李生将会由最初的角度转到86 ,而且母相粒子会被扩展挛生所取代，这是由于李生的长大的速度很快。由于新粒子的方向，在扩展李生后的新李生中只有在基平面上和拉伸李生发生位错滑移。在1011拉伸