大学本科毕业论文机械工程设计与自动化专业热轧过程对Mg3%Al1%Zn合金薄板微结构和机械性能的影响有出处757中英文翻译.docx

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1、热轧过程对Mg-3%A1T%Zn合金薄板微结构和机械功能的影响1.Jinai*,J.Dong1b,R.Wangd,b,1.M.Pengab(a国家轻合金构成工程研讨中心,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化和变形机制进行了实验研讨。AZ31板材微观结构中原始晶粒均匀大小为37um,此外，扩散、拉伸、李生导致位错的滑移，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次要机制是连续动态回复和再结晶，1011晶面的拉伸以及沿(1012)滑移系挛生加速晶粒细化过程。在AZ31合金钢热轧过程中

2、拉伸和挛生与晶粒细化和织构随机化成反比。在本研讨中，400C每道次下轧50%条件下钢件比在300每道次下轧30配条件下有更好的韧性。因此，进步轧制高温度和添加单道次下轧量有利于AZ31钢板微结构优化和机械功能改善。1引言镁板材目前被运用到各种各样的测试之中。但是，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绝对较低的延伸率和较差的塑性I1运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化遭到应变方式和最后微观结构互相作用的影响2,镁合金板材中基体织构产生与基体滑移活性有关3。据理解,基体纹理来源于(1012)扩展李生基础上,这样的扩展孳生是基于学生能调整与C轴

3、平行的压应力，这些可以在实验4、5中得到证明。但是很难改变像AZ31和AZ61镁板材的基体组织，假如建立塑性变形模型和轧制过程参数之间的互相关系，那么基体组织的强度可以减弱，经过控制轧制过程的参数也可使晶粒尺寸减小。镁是经过滑移、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，也异样适用于AZ31板材中的晶粒细化7-9。在基立体上的位错滑移导致大形变的塑性变形，但是只要两个单独的基滑移系远少于普通变形需求的5个单独滑移系统。在镁和镁合金中挛消费生附加变形即1012(1011)扩展挛生和1011(1012)拉伸挛生。为了防止位错滑移，菱方晶系1010(1120)和正交晶系1

4、i1(1120)运用于AZ31合金中来添加在基体晶系(OOO1)(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景象14T5,这一点是来源于低能位错理论16。但是，轧制过程，变形机制和微结构的演化之间的关系并不是很明白。图1AZ31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学生演化、

5、取向偏向、织构和晶粒结构以及变形机制对微结构演化的影响。这样开创了一种经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，本文旨在研讨AZ31合金在热轧过程中微结构演化运用电子背散射衍射技术(EBSD),以及微结构和机械功能的关系。2材料和实验本实验中运用的是AZ31合金。热轧前，合金为537K温度下下横截面积为I1OmmX1Omm的矩形棒材。图1所示AZ31合金热轧前的微结构，包括反极图(IPF),极图和施密得因子。结果表明最后的基体织构有C轴垂直于板材立体的，极少有C轴平行于板立体的和原始挤压方向。图I(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

6、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30%和50%将棒材热轧至厚度为3.5mm和2.5mm。运用外部电子加热器将轧轮温度控制在473K左右。总的厚度减大批分别大约在65%和75%o卷板再次加热来保证可加工性。轧制方向与所获得的棒材方向平行。轧制样本在每次轧制后都要马上用水淬。水淬后的样本用1EOTM1450扫描电子显微镜，20KV和带TS1TMEBSD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挛生，但是结果依然表明了许多有用的信息。3结果和讨论图2

7、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。最后的挤出材料晶粒尺寸大小从10-160Um不等，均匀晶粒尺寸为37.29um图2(a)表明在300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化。在单次滚轧后，晶粒的均匀尺寸急剧减小，次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，晶粒愈加均匀细化，均匀晶粒尺寸为8.8um.第三次轧制理想上导致了晶粒尺寸稍稍添加到13um在400C下轧制也获得了相反的结果。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均匀晶粒尺寸大小，结果表明在下轧量确定时，均匀晶粒尺寸在400C下

8、要比300C轧制要大一些；轧制温度确定时，在相反的总厚度前提下，添加每道次下轧会使晶粒愈加细化。图2：(a)1-3次每道次下轧30%,300热滚轧后AZ31合金板材晶粒尺寸分布(b)在不同轧制过程中的均匀晶粒尺寸大小，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，屈服应力添加，抗拉强度添加。轧制AZ31合金板材后有相反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。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300每道次

9、下轧30%和400C每道次下轧30%和50%条件下的反极图。此时晶界为15-90取向偏向的大角度晶界和2-15取向偏向的小角度晶界，在图4中大角度偏向晶界是黑线，小角度偏向晶界为白线。图2中计算出的晶粒尺寸大小用大角度偏向晶界来划分。图4(a)表明虽然在300每道次下轧30%条件下存在一些粗晶粒，微结构还是逐渐在细化。细化的晶粒构成典型的链状结构，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)可以观察到400每道次下轧30%和50%条件下加工后粗晶粗大。图4(c),在粗晶外部有大量的小偏向晶界，这与位错的滑移和互相作用所产生的结果类似，这样可能导致在连续动

10、态回复和再结晶方式下大角度境界偏向和晶粒细化。这与图2(b)所得数据吻合，即较大的均匀晶粒尺寸在400每道次下轧50%条件下第一道次轧制后获得，但是最细的晶粒尺寸在相反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地位，由于分辨率较低很难确定挛生的形式。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300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学生

11、边界粒子外形图。图中可以看到粒子1、2、3中挛生的晶粒，在晶粒1中挛生的方式为1012(1011)扩展挛生，由挛生边界定理可知，2、3晶粒学生方式为1011-1012双向挛生。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，尤其是拉伸和双向挛生，加速晶粒细化过程。学生景象可解释如下，学生后有更多的李生边界产生，这些边界在变形过程中是位错滑移的妨碍。季生边界位错密度和取向偏向添加，在大的应变下，大角度晶界取向偏向就会发生，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，动态再结晶次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

12、大角度晶界偏向细化晶粒的连续动态再结晶机制造用下产生的。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外形，挛生边界，扩展挛生边界(86。5。)用红线标记，拉伸挛生边界(56。5。)用绿线标记。双向学生边界(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30(TC每道次下轧30%条件下三次轧制和在400C每道次下轧50%条件下两次轧制后细化的挛生晶界晶粒外形图。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愈加细化的晶粒

13、。理想上，小尺寸晶粒之所以可以在大的下轧量得到，其缘由是塑性变形所储存的能量比较高从而形核需求有更大的驱动力和更粗大的晶粒。在低温下，硬化速率变慢，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挛生，挛生和扩展学生，拉伸挛生和挛生比扩展挛生要占更大的体积分数，尤其是在高温轧制中扩展挛生更少。图6异样表明，挛生的方式由晶粒尺寸大小决定。在母相晶粒中晶粒尺寸超过20Um的挛生容易产生，但是，在图6(c)在小晶粒尺寸中几乎没有发现超过20Un1的字生O正如在图1所示，AZ31合金板材最后晶粒取向不利于基立体的位错滑移；此外，大部分晶粒的C轴与压应力平行

14、，这样就不利于在晶粒中产生扩展挛生。但是，基本滑移依然是次要的塑性变形方式，这取决于于临界最低切应力。而且拉伸学生很有可能是粒子的C轴紧缩而产生。在图1(a)中，蓝色和绿色粒子中的C轴平行于切立体，1012方向扩展挛生容易发生。普通扩展挛生将会由最后的角度转到86,而且母相粒子会被扩展挛生所取代，这是由于挛生的长大的速度很快。由于新粒子的方向，在扩展挛生后的新挛生中只要在基立体上和拉伸李生发生位错滑移。在1011拉伸挛生中，挛生粒子与母粒子存在56的偏向定位，收缩要比扩展挛生更细更长，因此，挛生很难长大。但是，新的粒子取向更有利于扩展挛生和扩展挛生后基本滑移系的位错滑移。因此，在镁合金中101

15、2扩展挛生总是紧随1011拉伸李生之后产生,即，1011-1012李生。母相粒子相比挛生中存在接近38。的偏向。结果，正如图6所示，AZ31板材热轧后相比拉伸挛生有更多的双向挛生。图6.热轧后产生挛生边界的AZ31合金板材晶粒外形图(a)三道次在300下轧制后(b)三道次在400每道次下轧30%条件下轧制后(C)两道次在400每道次下轧50%条件下轧制后。图6和图5的挛生边界相反图7.热轧后AZ31板材拉伸和双向挛生的体积分数如图7所示，李生方式也取决于轧制温度。图7(c)所示热轧后AZ31合金板材双向挛生和拉伸挛生的体积分数，发如今400每道次下轧30%的三次加工下双向挛生和拉伸挛生的体积分

16、数最大，但是在300相反每道次下轧三次加工的体积分数最小。结果表明拉伸挛生和双向李生在高温轧制下更容易产生，这一点是由于与基本位错滑移相比高温下的拉伸挛生和双向挛生临界最低切应力与无基本位错滑移的临界最低切应力相反。另一方面，1011拉伸和1012双向挛生由基本地位重新定位到56和38,因此，AZ31板材中拉伸挛生和挛生的产生导致基本织构的弱化。图8是AZ31热轧后(0001)极图，与300相比400有更宽的极点分布，基体织构绝对弱化。但是，由于李生材料体积比例有限，整个织构变化就不是很分明。图8.AZ31板材热轧后(OoO1)极图(a)三道次在300下轧制(b)三道次在400每道次下轧30%条件下轧制(C)两道次在400每道次下轧50%条件下轧制