Al含量及均勻化處理對AZ系列鎂合金組織的影響

彭 建,呂濱江,朱 熹,潘復生

(1重慶大學材料科學與工程學院,重慶400045;2重慶市科學技術研究院,重慶401123)

Al含量及均勻化處理對AZ系列鎂合金組織的影響

彭 建1,2,呂濱江1,朱 熹1,潘復生1,2

(1重慶大學材料科學與工程學院,重慶400045;2重慶市科學技術研究院,重慶401123)

為了在擠壓生產中獲取均勻的鎂合金變形組織,需要掌握合金含量及均勻化退火對熱擠壓組織的影響規律。本實驗通過在 Gleeble-1500D熱模擬實驗機上對不同Al含量的AZ10,AZ31,AZ61和AZ91鎂合金進行熱模擬擠壓,結果表明,經過400℃/12h均勻化退火,AZ10和AZ31合金均形成單一的α固溶體,AZ61合金中有細小的β-Mg17Al12相彌散分布于晶內,AZ91合金的晶界和晶內都有較大尺寸的第二相顆粒存在;經擠壓比20.3擠壓溫度390℃熱擠壓,擠壓前經均勻化的變形合金晶粒尺寸較大,未經均勻化的變形合金存在未變形條紋,組織均勻性差,但已發生了再結晶的晶粒較細小。

鎂合金;均勻化退火;擠壓;顯微組織;均勻性

鎂合金因密度低,與鋼和鋁合金相比具有更高的比強度和比剛度,作為航空、航天及汽車等交通工具的結構材料具有巨大的應用潛力[1-3]。AZ系列鎂合金,即在純鎂中添加不同含量的Al和少量的Zn,具有成本低應用廣的特點。AZ31和AZ61,作為低成本的變形鎂合金,其擠壓和軋制制品已取得廣泛的商業應用;AZ10合金是重慶大學為獲得具有高塑性和快速擠壓成形能力而進行的合金設計系列研究中,制備的研究用合金[4];AZ91以前主要用作鑄造合金,但隨著近年來鎂合金專用擠壓裝備和技術水平的提高,以及對低成本高強度擠壓型材制品需求的增長,AZ91的擠壓引起了多方面的關注[5,6]。

眾所周知,因所含合金元素種類和數量、工藝參數設定、模具設計等因素,以及擠壓變形特有的在截面上變形分布不均勻的特點,熱擠壓合金微觀組織通常是非均勻的[7]。在鋁、鋅含量和比例對鎂鋁鋅系合金鑄態組織及合金相的影響方面,楊明波[8]、曾小勤[9]、李冠群[10]、黃曉峰[11]等人分別進行了研究,但到目前為止,合金化元素含量變化及擠壓前均勻化退火處理,對商用AZ系列合金的變形組織及合金相的影響,鮮有系統的研究報道。由于熱變形組織的再結晶晶粒尺寸大小均勻性和第二相的尺寸及位置分布等因素,即合金微觀組織的均勻程度,直接影響合金的力學性能,所以選擇商用AZ系列變形鎂合金,探討Al,Zn元素含量和均勻化熱處理等工藝條件對合金微觀組織均勻性的影響規律,對掌握高品質鎂合金擠壓制品的合金設計及工藝選擇,具有重要的理論和應用意義。本工作主要對AZ10,AZ31,AZ61和AZ91鎂合金的組織、析出相以及微觀組織的均勻性受Al合金含量及擠壓前均勻化退火的影響規律進行研究。

1 實驗材料和方法

實驗所用AZ10,AZ31,AZ61和AZ91共4種AZ系列合金,其化學成分經光譜儀測試,如表1所示。

表1 實驗用AZ系列合金的化學成分(質量分數/%)Table 1 Chemical composition of AZ series alloy(mass fraction/%)

從φ124mm半連續鑄錠的相同部位切取合金,加工成φ9mm×10mm圓柱狀試樣。用于擠壓實驗的試樣分為經過400℃/12h均勻化退火和未經過均勻化退火兩種。模擬擠壓實驗在 Gleeble-1500D熱模擬實驗機上進行,擠壓筒內徑為9mm,擠壓模孔徑為2mm,擠壓比為20.3。擠壓前坯料以5℃/s的升溫速率加熱至390℃,保溫5min后擠壓,擠出速率為200mm/min。金相浸蝕劑配方為:苦味酸5g+冰乙酸5g+酒精100mL+水10mL,組織觀察在Olympus光學顯微鏡和配有OXFORD INCA Engery 350型號EDS裝置的捷克 TESCAN VEGA II型掃描電鏡上進行,同時在Olympus光鏡上用圖像分析軟件進行組織和相的定量分析。

2 實驗結果與分析

2.1 Al含量及均勻化對鑄態組織和合金相的影響

AZ系列各鎂合金的鑄態和經400℃/12h均勻化退火態的金相組織如圖1所示。鑄態組織主要由白色α-Mg基體和黑色第二相組成,各合金第二相含量和分布存在較大差異。隨著Al含量的增加,合金組織中的第二相數量逐漸增加,同時其分布由顆粒彌散狀分布逐漸向斷續網狀分布。經過用X射線衍射(XRD)儀對AZ系列各合金鑄態、均勻化退火態和擠壓變形態進行檢測,如圖2所示。

實驗所用AZ系列合金的鑄態組織具有基本相同的相組成:α-Mg基體相和金屬間化合物β-Mg17Al12,僅是物相衍射峰強度有微弱差異,即隨著Al含量的增加,化合物相Mg17Al12的衍射峰強度增加,表明游離于基體外的金屬間化合物體積比例增加。經過400℃/12h均勻化退火后空冷,AZ10和AZ31合金基本上形成單一的α固溶體,AZ61和AZ91合金的相組成仍為α-Mg基體和金屬間化合物β-Mg17Al12,但第二相的數量和位置發生了變化。均勻化退火包含第二相的固溶和合金成分均勻化兩個過程。AZ91中的β-Mg17Al12相大約在380℃可固溶[11],所以在加熱升溫及在400℃保溫的過程中,非平衡相β-Mg17Al12可逐漸溶解,枝晶偏析可逐漸消除。此過程主要由溶質元素Al的固態擴散主導,需要足夠的時間,而且在非平衡相剛溶解后固溶體內的成分仍不均勻,這種成分的不均將加大變形后合金微觀組織的不均勻性。

在均勻化退火空冷的冷卻過程中,隨著溫度的降低,基體過飽和程度增高,β相脫溶析出。由于AZ91合金含量高,部分β相未完全固溶,α和β相之間的界面自由能ΔFα/β是決定析出位置的主導因素[12],在顆粒為球形或小面形狀時ΔFα/β最小,所以此時析出相以點狀或針狀優先地在α和β相界面處析出并長大,所以AZ91的晶界和晶內都有較大尺寸的第二相顆粒存在。而對于第二相已完全固溶的固溶體而言,脫溶析出時彈性自由能ΔFelastic是決定因素,板狀形貌時ΔFelastic最小,β相趨于以層片狀在晶內連續析出,此時固溶體內的成分分布越均勻,則β相分布也越均勻。根據從400℃到室溫的溶解度變化可知,AZ31和AZ10不會形成明顯的析出物;AZ91均勻化退火后仍存在部分未溶解β相的情況下,其固溶體成分均勻化必定不充分,在晶內靠近晶界的區域析出程度應大于晶粒心部,同時由于晶界和靠近晶界的未溶第二相的誘導析出作用,AZ91中β相尺寸和位置分布的均勻性都較差;AZ61由于成分合金含量稍低,經均勻化保溫后成分均勻化更好,其脫溶析出物主要以在晶粒內部呈層片狀彌散分布[13]。

AZ10,AZ31合金鑄態組織晶粒大小比較均勻,均勻化退火后晶粒有所長大,以AZ31晶粒尺寸變大更為明顯。AZ61和AZ91鑄態組織的金屬間化合物網格在均勻化退火后消失,晶粒尺寸明顯比均勻化態的AZ10,AZ31小,說明在加熱和保溫過程中,AZ61和AZ91合金中較多的化合物顆粒起到了阻止晶粒異常長大的作用,尤以AZ91均勻化態晶粒尺寸更為均勻。

圖1 AZ系列合金的鑄態和均勻化態組織(a)鑄態AZ10合金;(b)均勻化態AZ10合金;(c)鑄態AZ31合金;(d)均勻化態 AZ31合金;(e)鑄態AZ61合金;(f)均勻化態 AZ61合金;(g)鑄態AZ91合金;(h)均勻化態 AZ91合金Fig.1 Microstructure of as cast and homogenized AZ series alloy(a)AZ10 as cast;(b)AZ10 homogenized;(c)AZ31 as cast;(d)AZ31 homogenized;(e)AZ61 as cast;(f)AZ61 homogenized;(g)AZ91 as cast;(h)AZ91 homogenized

2.2 Al含量及均勻化對合金變形組織的影響

如上所述,AZ10,AZ31,AZ61和AZ91鎂合金因Al含量不同和均勻化退火的作用,Al元素在合金中的分布和存在形式發生變化,即便在相同的熱擠壓變形工藝條件下,變形合金的組織也將存在差異。如圖3(a)所示,AZ10擠壓前經過均勻化熱處理的變形組織中,存在長條狀的白色條帶A,其長度方向與擠壓方向一致,部分該類條帶已逐漸轉變為若干相連接的大晶粒B。而在擠壓前未經過均勻化熱處理的變形組織中,如圖3(b)所示,此類長條狀組織已經全部轉變為相鄰的大晶粒B。圖3(a),(b)中已發生再結晶的等軸晶粒尺寸分布相似,圖3(a)的再結晶組織主要由25～40μm的大晶粒和7～10μm的小晶粒構成,平均晶粒尺寸為19μm;圖3(b)的主要由約為20～35μm的大晶粒和 5～8μm的小晶粒組成,平均晶粒尺寸為14μm。

圖2 AZ61合金的XRD譜Fig.2 XRD spectrum of AZ61 alloy

擠壓前經過均勻化熱處理的AZ31合金變形組織如圖3(c)所示,少量白色條帶已逐漸轉變為若干相連接的大晶粒B,再結晶組織主要由15～30μm的大晶粒和5～10μm的小晶粒構成,平均晶粒尺寸11μm。擠壓前未經過均勻化熱處理的AZ31合金變形組織如圖3(d)所示,存在大量白色條帶組織C,尚未完全分解為相連的大晶粒,已發生再結晶的等軸晶粒主要為10～15μm的大晶粒和3～5μm的小晶粒,平均晶粒尺寸為8μm。

圖3 均勻化退火對AZ系列鎂合金變形組織的影響(a)經均勻化的AZ10變形組織;(b)未經均勻化的AZ10變形組織;(c)經均勻化的AZ31變形組織;(d)未經均勻化的AZ31變形組織;(e)經均勻化的AZ61變形組織;(f)未經均勻化的AZ61變形組織;(g)經均勻化的AZ91變形組織;(h)未經均勻化的AZ91變形組織Fig.3 Effects of homogenization on microstructure of extruded AZ series alloy(a)AZ10 homogenized;(b)AZ10 not homogenized;(c)AZ31 homogenized;(d)AZ31 not homogenized;(e)AZ61 homogenized;(f)AZ61 not homogenized;(g)AZ91 homogenized;(h)AZ91 not homogenized

經過均勻化的AZ61合金擠壓變形組織,如圖3(e)所示,沒有白色長條帶組織,但存在黑色纖維狀條帶D,在適當的腐蝕程度下可辨別出是由呈串簇分布的極細小的等軸晶粒組成。合金的晶粒尺寸分布呈10～20μm大晶粒和4～6μm的小晶粒的兩極分化特點,平均晶粒尺寸約為7μm。AZ61合金未經過均勻化的擠壓變形組織見圖3(f),其白色長條帶組織與AZ31相比變得更少更細長,再結晶等軸晶粒更細小,平均尺寸為4μm。

AZ91經過均勻化后熱擠壓的變形組織,見圖3(g),其中的黑色條帶比AZ61更多,黑色條帶區域的晶粒更細小,因晶界易腐蝕,故經腐蝕后顏色更深。除極小晶粒組成的黑色條紋外,其他區域的晶粒尺寸分布在10～25μm之間,合金的平均晶粒尺寸為8μm。AZ91未經過均勻化而熱擠壓后的變形組織如圖3(h)所示,白色長條帶組織相對于AZ61更少,部分條帶已經分解成大晶粒,已發生再結晶的等軸晶粒平均尺寸約為3μm。

如上所述,擠壓前均勻化熱處理和合金含量對AZ系列鎂合金的組織均勻性影響明顯。擠壓前經均勻化處理的熱擠壓變形組織更均勻,但平均晶粒尺寸更大;未經均勻化的熱擠壓合金組織存在擠壓條紋,組織均勻性差,但平均晶粒度更小。擠壓前未經均勻化,則隨著合金含量增加未再結晶的變形條帶數量減少,寬度變小,分布更均勻。AZ系列合金經熱擠壓后的再結晶晶粒平均尺寸與合金含量的關系如圖4所示,隨著Al含量的增高,再結晶晶粒尺寸減小,尤以擠壓前未經均勻化的熱擠壓變形合金晶粒尺寸細化更為明顯。

圖4 Al含量和均勻化處理對晶粒尺寸的影響Fig.4 Effects of Al content and homogenization on the grain size of extruded AZ series alloys

2.3 合金的變形條帶及混晶組織分析

熱擠壓態合金中的未再結晶變形條帶破壞基體均勻性,對力學性能有不利影響,本研究對其結構和成因進行了分析。圖5(a)為AZ61未經過均勻化處理而擠壓的變形組織SEM形貌圖,顯示該變形條帶被周圍的再結晶細晶粒所包圍,呈吞噬態勢,以此趨勢發展,變形條帶將被周圍的再結晶細晶粒逐漸吞滅,直到轉變成若干等軸的大晶粒,只是因擠壓變形溫度較低、變形后溫度降低過快或變形能不足的原因而未發生再結晶,致使變形后的組織停滯在未變形的條帶狀態,如圖5(b)。變形條帶的長度方向與擠壓方向基本一致,條帶中存在一些平行條紋,平行條紋與擠壓方向約成45°的傾角,見圖5(c)。長條狀晶粒內部的平行條紋是由變形產生的晶內亞結構,因變形儲藏能不足而未完成再結晶,殘留了變形組織特征。沿該變形條帶寬度方向進行能譜線掃描,分析其化學成分分布,結果如圖5(c)所示。變形條帶相對于鄰近的完全再結晶等軸晶粒區域,所含合金元素的含量濃度更低。說明在熱擠壓變形中,AZ系列合金α固溶體中合金元素含量不均勻時,合金元素含量較高的區域更易于在熱擠壓變形過程中發生再結晶。

圖5 AZ61未均勻化擠壓合金的SEM及能譜分析(a)未經均勻化處理的AZ61變形鎂合金組織形貌;(b)圖(a)微觀結構的局部放大;(c)放大的圖(a)局部微觀結構及其EDS檢測結果Fig.5 SEM and EDS of extruded AZ61 alloy(a)morphology of extruded AZ61 alloy without homogenization;(b)local amplification of microstructure in fig.(a);(c)local amplification of microstructure in fig.(a)and its EDS test result

鎂屬于密排六方晶體結構,室溫下α-Mg相的塑性變形只有(0001)1個滑移面和該面上的和密排方向組成的3個滑移系,在200℃以上鎂及其合金第一類角錐面{1011}上的滑移系可以開動,225℃以上第二類角錐面{1012}上的滑移系也可以開動。本實驗所用擠壓變形溫度為390℃,此溫度可激活棱柱面{1011}〈1120〉滑移系,開動第二類角錐面滑移系,提供協調形變所需的5個獨立滑移系,合金可通過滑移實現持續塑性形變及熱變形過程中的再結晶,但α-Mg相中合金含量的不均勻及未溶共晶化合物的存在,會造成合金各局部區域塑性變形方式的改變和變形程度的差異,以及再結晶發生先后及程度的差異,最終導致變形組織各局部不均勻。

AZ系列鎂合金在熱擠壓變形中經受極大程度的變形,首先形成纖維狀變形組織,在擠壓應力和熱能作用下,纖維狀條帶內部由位錯滑移形成如圖5(c)所示的亞晶結構,進而通過亞晶合并機制形成較大尺寸的大角度亞晶,隨后通過晶界遷移,亞晶進一步合并和轉動,發生動態再結晶,最終形成大角度晶粒,如圖3中的B。在熱擠壓過程中,合金元素含量高的區域,因溫降和形變誘導等原因,更容易形成Mg17Al12等第二相粒子,第二相粒子阻礙位錯的滑移而形成位錯纏結,利于積蓄較大的變形儲藏能,促進再結晶的形核[14,15]。所以,當合金的成分均勻化不充分時,合金含量高的區域在熱變形中將優先發生再結晶,并消耗大量的變形儲藏能,使得相鄰的合金含量低的區域因驅動能不足而遲滯再結晶的進行,殘留下變形條帶。另一方面,低合金含量的區域隨著時間的延續完成了再結晶,但是由于高合金濃度的區域再結晶優先發生,并因軟化而變形抗力降低,在后續的變形中易于優先獲得足夠的變形量而反復再結晶,形成極細小晶粒組成的纖維狀條帶,而使得整個合金產生如圖3(g)的混晶組織。

由此分析可知,AZ系列鎂合金經過均勻化退火處理,尤其經過充分的成分均勻化形成的單一的α-Mg固溶體,有利于避免變形合金中殘留未再結晶條帶組織,避免形成再結晶混晶組織,獲得均勻的熱變形再結晶組織。

3 結論

(1)AZ系列鎂合金鑄態組織均主要由α-Mg基體和Mg17Al12相所組成,經過400℃/12h均勻化退火空冷,AZ10和AZ31合金形成單一的α固溶體,AZ61合金中有細小的β-Mg17Al12相彌散分布于晶內,AZ91合金的晶界和晶內都有較大尺寸的第二相顆粒存在。

(2)AZ系列鎂合金在390℃擠壓比為20.25時,擠壓前經均勻化熱處理的擠壓變形組織更均勻,但平均晶粒尺寸更大,未經均勻化的擠壓變形組織存在殘留變形條紋,組織均勻性差,但已發生再結晶的晶粒平均尺寸更細小。

(3)AZ系列鎂合金在成分均勻化不充分時,合金含量低區域易產生未再結晶的變形條帶;高合金濃度區域再結晶易優先進行,產生由極細晶粒組成的纖維狀條帶,形成混晶組織。

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Effects of Al Content and Homogenization on Microstructure of the AZ Series Alloys

PENGJian1,2,LU Bin-jiang1,ZHU Xi1,PAN Fu-sheng1,2
(1 College of Materials Science and Engineering,Chongqing University,Chongqing 400045,China;2 Chongqing Academy of Science and Technology,Chongqing 401123,China)

In order to get extruded magnesium alloy with uniform microstructure,it is important to understand the effects of the content of alloying element and the homogenization annealing on the deformed microstructure.The AZ10,AZ31,AZ61 and AZ91 magnesium alloys were deformed with simulated extrusion system on Gleeble-1500D simulator.The results show that with homogenization annealing of 400℃/12h,the AZ10 and AZ31 alloys are in single solid solution phase,the AZ61 alloy has fineβphase particles inside the grain,while the AZ91 alloy has coarseβphases both inside the grains and on the grain boundary.After the extrusion with temperature of 390℃and extrusion ratio of 20.3,the extruded alloy with homogenization annealing before extrusion has more uniform grains in size,while the extruded alloy without previously homogenization annealing has non-uniform structure consisting deformed strips and fine grains.

magnesium alloy;homogenization annealing;extrusion;microstructure;uniformity

TG142.1

A

1001-4381(2011)06-0017-06

國家重點基礎研究發展規劃項目(973計劃)(2007CB613702);重慶市科委科技計劃攻關重點項目(CSTC2009AB4134);重慶市科委自然科學基金(CSTS2010BB4068)

2010-03-31;

2010-11-25

彭建(1969-),男,博士,教授,主要從事輕合金新材料和新工藝研究,聯系地址:重慶大學材料科學與工程學院(400045),E-mail:jpeng@cqu.edu.cn