D0I:10.13374/1.issnl00103.2008.04.032 第30卷第4期 北京科技大学学报 Vol.30 No.4 2008年4月 Journal of University of Science and Technology Beijing Apr.2008 喷射沉积AZ31镁合金微观组织与力学性能 黄进峰)李永兵)罗海荣)崔华) 蔡元华)段先进) 张济山) 1)北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京1000832)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 摘要采用喷射沉积方法制备了AZ31镁合金沉积柱坯，利用热轧作为后续加工，研究了镁合金的组织变化及材料的性能. 实验结果表明：沉积态合金组织均匀，晶粒细小（平均晶粒尺寸约为20）：热轧变形的致密化过程、动态再结晶以及退火再 结晶使合金具有良好的组织结构和力学性能：轧制态试样断口呈现为脆性解理断裂方式，退火态试样断口则表现为脆性和韧 性断裂混合机制 关键词镁合金：喷射沉积；热轧：再结晶 分类号TG132.1+1 Microstructure and mechanical properties of spray formed AZ31 magnesium alloy HUANG Jinfeng,LI Yongbing.LUO Hairong),CUI Hua),CAI Yuanhua.DUAN Xianjin),ZHANG Jishan) 1)State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083,China 2)School of Materials Science and Engineering.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China ABSTRACT AZ31 magnesium alloy billets were prepared by spray forming technique,then the alloy billets were hot rolled into compact plates.The microstructure and mechanical properties of the alloy were investigated.The result indicates that the spray formed alloy has a fine microstructure with an average grain size of 20m.The finer microstructure and mechanical properties were gained by the compacted processing,dynamic recrystallization and annealed static recrystallization.The fracture surfaces of the as-hot rolled sample show a typical brittle fracture character while the as-annealed sample displays a mixed mode of brittle fracture and tough- ness fracture. KEY WORDS magnesium alloys:spray forming:hot rolling:recrystallization 镁合金是目前最轻的金属结构材料，具有很高 晶强化几乎是提高其力学性能的唯一方法同，喷射 的比强度和比刚度，优良的散热、电磁屏蔽、减震和 沉积是一种将粉末冶金和快速凝固各种优点集于一 机械加工等物理性能，产品满足环保要求易回收利 身的先进的材料制备技术，它具有极高的冷却速度， 用，有望成为21世纪重要的商用轻质结构材料，这 能够改善或扩展合金化元素在基体中的固溶度，减 种趋势促使人们致力于用更先进的制备技术提高传 少宏观成分偏析，有效细化晶粒，改善第二相的尺 统镁合金系（如Mg一Al系、MgZn系等）的综合性 寸、形状及分布，大幅度提高材料的力学性能、加工 能以满足结构材料的使用要求] 性能和耐腐蚀性能；而且与粉末治金技术相比，它将 镁合金为轻质合金，所含的合金化化元素如 金属的雾化和雾化后液滴的沉积两个过程在一步冶 A1、Zn等的密度均大于镁基体的密度，传统铸造方 金操作中完成，克服了粉末治金过程工序复杂、氧化 式易于产生严重的成分偏析，恶化材料性能。对于 严重的缺点四，因此，喷射成形不失为一种制备组 Mg一AI一Zn系变形镁合金中的AZ31合金而言，由 织均匀高性能优质材料的好方法 于它的合金化元素数量较少，无热处理强化效果，细 本文利用喷射成形方法制备了AZ31镁合金 坯，并利用热轧作为后续加工，研究了合金的组织变 收稿日期：2007-01-26修回日期：2007-04-01 化及材料的性能 基金项目：教育部科技创新工程重大项目培有资金资助项目 作者简介：黄进蜂(1965一)，男，副教授，博士， 1实验过程 E-mail:huangjf@263.net 实验原料选用工业用铸造AZ31镁合金（国内
喷射沉积 AZ31镁合金微观组织与力学性能 黄进峰1） 李永兵1） 罗海荣1） 崔 华2） 蔡元华1） 段先进1） 张济山1） 1） 北京科技大学新金属材料国家重点实验室北京100083 2） 北京科技大学材料科学与工程学院北京100083 摘 要 采用喷射沉积方法制备了 AZ31镁合金沉积柱坯利用热轧作为后续加工研究了镁合金的组织变化及材料的性能． 实验结果表明：沉积态合金组织均匀晶粒细小（平均晶粒尺寸约为20μm）；热轧变形的致密化过程、动态再结晶以及退火再 结晶使合金具有良好的组织结构和力学性能；轧制态试样断口呈现为脆性解理断裂方式退火态试样断口则表现为脆性和韧 性断裂混合机制． 关键词 镁合金；喷射沉积；热轧；再结晶 分类号 TG132∙1＋1 Microstructure and mechanical properties of spray formed AZ31magnesium alloy HUA NG Jinfeng 1）LI Yongbing 1）LUO Hairong 1）CUI Hua 2）CAI Y uanhua 1）DUA N Xianjin 1）ZHA NG Jishan 1） 1） State Key Laboratory for Advanced Metals and MaterialsUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China 2） School of Materials Science and EngineeringUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China ABSTRACT AZ31magnesium alloy billets were prepared by spray forming techniquethen the alloy billets were hot rolled into compact plates．T he microstructure and mechanical properties of the alloy were investigated．T he result indicates that the spray formed alloy has a fine microstructure with an average grain size of 20μm．T he finer microstructure and mechanical properties were gained by the compacted processingdynamic recrystallization and annealed static recrystallization．T he fracture surfaces of the as-hot rolled sample show a typical brittle fracture character while the as-annealed sample displays a mixed mode of brittle fracture and toughness fracture． KEY WORDS magnesium alloys；spray forming；hot rolling；recrystallization 收稿日期：2007-01-26 修回日期：2007-04-01 基金项目：教育部科技创新工程重大项目培育资金资助项目 作者简介：黄进峰（1965—）男副教授博士 E-mail：huang--j f＠263．net 镁合金是目前最轻的金属结构材料具有很高 的比强度和比刚度优良的散热、电磁屏蔽、减震和 机械加工等物理性能产品满足环保要求易回收利 用有望成为21世纪重要的商用轻质结构材料这 种趋势促使人们致力于用更先进的制备技术提高传 统镁合金系（如 Mg—Al 系、Mg—Zn 系等）的综合性 能以满足结构材料的使用要求［1—5］． 镁合金为轻质合金所含的合金化化元素如 Al、Zn 等的密度均大于镁基体的密度传统铸造方 式易于产生严重的成分偏析恶化材料性能．对于 Mg—Al—Zn 系变形镁合金中的 AZ31合金而言由 于它的合金化元素数量较少无热处理强化效果细 晶强化几乎是提高其力学性能的唯一方法［6］．喷射 沉积是一种将粉末冶金和快速凝固各种优点集于一 身的先进的材料制备技术它具有极高的冷却速度 能够改善或扩展合金化元素在基体中的固溶度减 少宏观成分偏析有效细化晶粒改善第二相的尺 寸、形状及分布大幅度提高材料的力学性能、加工 性能和耐腐蚀性能；而且与粉末冶金技术相比它将 金属的雾化和雾化后液滴的沉积两个过程在一步冶 金操作中完成克服了粉末冶金过程工序复杂、氧化 严重的缺点［7］．因此喷射成形不失为一种制备组 织均匀高性能优质材料的好方法． 本文利用喷射成形方法制备了 AZ31镁合金 坯并利用热轧作为后续加工研究了合金的组织变 化及材料的性能． 1 实验过程 实验原料选用工业用铸造 AZ31镁合金（国内 第30卷 第4期 2008年 4月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．30No．4 Apr．2008 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2008．04．032
第4期 黄进峰等：喷射沉积A☑31镁合金微观组织与力学性能 ·409 牌号MB2),其化学成分如表1所示.喷射沉积实验 同温度及时间下使用管式电阻炉加热进行退火处 在北京科技大学新金属材料国家重点实验室雾化沉 理，观察合金组织和性能的变化， 积系统上进行，氩气保护气氛下熔炼，合金熔化经 通过leitz2 DMIXT型光学显微镜、Cambridge"一 电磁搅拌混合均匀后，静置降温，倾倒至中间包，经 S250型扫描电镜(SEM)、Hitachi8O0型透射电镜 导流嘴流出，高压雾化气体雾化破碎成小熔滴，然后 (TEM)、X射线衍射仪等对各种状态下合金进行了 沉积到接受极板形成柱状沉积坯，主要工艺参数： 组织观察与分析，金相试样浸蚀剂配比为：5g苦味 雾化气体为N2,雾化气体压力0.3~0.5MPa,喷射 酸十10mL冰醋酸+10mL蒸馏水+80mL无水乙 时熔体温度740~770℃，导流管直径3.5mm,偏心 醇；采用HVS-lOO0 Digital Microhardness Tester维 距10mm,沉积距离400mm,采用环孔式非限制型 氏硬度测量仪对轧制态及不同退火状态下合金样品 雾化喷嘴 进行了硬度测试；板材试样室温拉伸力学性能测试 表1实验用AZ31镁合金的化学成分（质量分数） 按GB/T228-2002取样，在MTS810力学性能实 Table I Chemical composition of AZ31 magnesium alloy selected for 验机上进行拉伸实验，拉伸速度为2mms;采用 the study % 平均截线法多视场表征平均晶粒尺寸d(d= Al Zn Mn Fe Ni Cu Si其他Mg 1.74L,L为截线长度) 2.680.860.390.050.0050.05·0.10°0.03°Bal. 2实验结果与分析 注：*表示最高容许量 将喷射沉积AZ31镁合金圆柱坯件线切割成 2.1沉积态AZ31镁合金的微观组织 8mm厚片层，在350四辊/二辊热轧试验机上进行 图1给出了铸态和沉积态AZ31合金的显微组 轧制变形，轧辊温度为60~70℃.轧制前，坯料用 织.图1(a)为AZ31镁合金的铸态组织，晶粒较为 感应炉加热至325~350℃；前两道次变形量为 粗大，约为100~150m,图1(b)为喷射沉积态 13%~15%,以后逐渐减小道次变形量；道次间，坯 AZ31镁合金的微观组织，为典型的等轴晶组织，其 料回炉重新加温至350℃；经多道次轧制成2mm厚 晶粒尺寸在10~30m之间，平均晶粒尺寸约为 左右薄板，轧制完成后空冷至室温，板材试样在不 20m,相比铸态组织明显细化， b 50m 图1A231镁合金的组织.(a)铸态；(b)喷射沉积态 Fig.1 Microstructures of AZ31 magnesium alloy:(a)ascast:(b)as"spray formed X射线衍射分析表明，沉积态合金只有α(Mg) 体组织；而具有较高动能的雾滴撞击基板或沉积表 相，未发现明显的B(Mg7Al2)峰，喷射沉积过程 面所产生的剪切应力将合金液滴和沉积表层的枝晶 中，一方面高压雾化气流与熔体之间强烈的对流换 打碎，形成细小的等轴晶组织，根据Hehmann等的 热使得合金凝固时获得极高的冷却速度(103~ 研究[8]，快速凝固技术能大幅度提高A1在α(Mg) 10Ks1),另一方面雾化气体与雾化液滴之间的 相中的固溶度，从普通凝固的11.5%（质量分数）提 动能交换使雾滴获得很高的运动速度（模拟计算结 高至快速凝固的21.6%，喷射沉积AZ31合金形成 果表明其速度为50~100ms)·固一液界面前沿 过饱和α(Mg)固溶体组织，能大幅度提高合金的强 溶质原子的扩散和迁移在高的过冷度条件下受到阻 度、韧性和耐蚀性能 碍，平衡条件下发生的L→a(Mg)十B(Mg7Al2)共 部分晶粒之间存在微孔隙，但其尺寸较小（见 晶反应受到抑制，从而形成过饱和单相α(Mg)固溶 图1(b)·显微组织观察发现，沉积坯中存在两种
牌号 MB2）其化学成分如表1所示．喷射沉积实验 在北京科技大学新金属材料国家重点实验室雾化沉 积系统上进行．氩气保护气氛下熔炼合金熔化经 电磁搅拌混合均匀后静置降温倾倒至中间包经 导流嘴流出高压雾化气体雾化破碎成小熔滴然后 沉积到接受极板形成柱状沉积坯．主要工艺参数： 雾化气体为 N2雾化气体压力0∙3～0∙5MPa喷射 时熔体温度740～770℃导流管直径3∙5mm偏心 距10mm沉积距离400mm采用环孔式非限制型 雾化喷嘴． 表1 实验用 AZ31镁合金的化学成分（质量分数） Table1 Chemical composition of AZ31 magnesium alloy selected for the study ％ Al Zn Mn Fe Ni Cu Si 其他 Mg 2∙68 0∙86 0∙39 0∙05∗ 0∙005∗ 0∙05∗ 0∙10∗ 0∙03∗ Bal． 注：∗表示最高容许量． 将喷射沉积 AZ31镁合金圆柱坯件线切割成 8mm厚片层在350四辊／二辊热轧试验机上进行 轧制变形轧辊温度为60～70℃．轧制前坯料用 感应炉加热至325～350℃；前两道次变形量为 13％～15％以后逐渐减小道次变形量；道次间坯 料回炉重新加温至350℃；经多道次轧制成2mm 厚 左右薄板轧制完成后空冷至室温．板材试样在不 同温度及时间下使用管式电阻炉加热进行退火处 理观察合金组织和性能的变化． 通过 leitz2DMIXT 型光学显微镜、Cambridge— S250型扫描电镜（SEM）、Hitachi800型透射电镜 （TEM）、X 射线衍射仪等对各种状态下合金进行了 组织观察与分析．金相试样浸蚀剂配比为：5g 苦味 酸＋10mL 冰醋酸＋10mL 蒸馏水＋80mL 无水乙 醇；采用 HVS—1000Digital Microhardness Tester 维 氏硬度测量仪对轧制态及不同退火状态下合金样品 进行了硬度测试；板材试样室温拉伸力学性能测试 按 GB／T228—2002取样在 MTS 810力学性能实 验机上进行拉伸实验拉伸速度为2mm·s —1 ；采用 平均截线法多视场表征平均晶粒尺寸 d （ d ＝ 1∙74LL 为截线长度）． 2 实验结果与分析 2∙1 沉积态 AZ31镁合金的微观组织 图1给出了铸态和沉积态 AZ31合金的显微组 织．图1（a）为 AZ31镁合金的铸态组织晶粒较为 粗大约为100～150μm．图1（b）为喷射沉积态 AZ31镁合金的微观组织为典型的等轴晶组织其 晶粒尺寸在10～30μm 之间平均晶粒尺寸约为 20μm相比铸态组织明显细化． 图1 AZ31镁合金的组织．（a） 铸态；（b） 喷射沉积态 Fig．1 Microstructures of AZ31magnesium alloy：（a） as-cast；（b） as-spray formed X 射线衍射分析表明沉积态合金只有α（Mg） 相未发现明显的β（Mg17Al12）峰．喷射沉积过程 中一方面高压雾化气流与熔体之间强烈的对流换 热使得合金凝固时获得极高的冷却速度（103～ 104 K·s —1）另一方面雾化气体与雾化液滴之间的 动能交换使雾滴获得很高的运动速度（模拟计算结 果表明其速度为50～100m·s —1）．固—液界面前沿 溶质原子的扩散和迁移在高的过冷度条件下受到阻 碍平衡条件下发生的 L→α（Mg）＋β（Mg17Al12）共 晶反应受到抑制从而形成过饱和单相α（Mg）固溶 体组织；而具有较高动能的雾滴撞击基板或沉积表 面所产生的剪切应力将合金液滴和沉积表层的枝晶 打碎形成细小的等轴晶组织．根据 Hehmann 等的 研究［8］快速凝固技术能大幅度提高 A1在 α（Mg） 相中的固溶度从普通凝固的11∙5％（质量分数）提 高至快速凝固的21∙6％喷射沉积 AZ31合金形成 过饱和 α（Mg）固溶体组织能大幅度提高合金的强 度、韧性和耐蚀性能． 部分晶粒之间存在微孔隙但其尺寸较小（见 图1（b））．显微组织观察发现沉积坯中存在两种 第4期 黄进峰等： 喷射沉积 AZ31镁合金微观组织与力学性能 ·409·
.410 北京科技大学学报 第30卷 主要的疏松或孔隙，即凝固缩松、气体卷入疏松，这 同变形量下的热轧态微观组织，为典型的变形孪生 也是导致沉积坯致密度下降的原因).凝固缩松在 与动态再结晶混晶组织，同时喷射沉积过程所产生 温度过高、液相过多时产生，主要位于沉积坯的中心 的空隙弥合消失，材料完全致密化.变形量为70% 部位：而气体卷入疏松直接受雾化气体性质的影响， 时，沿旧晶界处分布着很多细小的等轴晶粒，可见形 也和气体质量流率与雾化金属质量流率比(G/M 变组织已发生再结晶（图2(a):变形量为75%时， 比)及散热条件有关，卷入沉积坯的氨、氧气体以气 合金中仍然存在很大部分的李晶组织（图2（凸）)：变 孔形式存在或使晶粒界表面产生氧化膜，导致材料 形量为85%时，再结晶组织大量增加，原晶粒的晶 致密度降低和冶金结合差， 界处和晶内形成无畸变的新晶粒（图2(c)·热轧过 本实验中所得AZ31合金沉积柱坯实际收得率 程中，随变形量的增大，动态再结晶使得喷射沉积态 为42.5%（质量分数）：采用阿基米德法测量沉积体 的微细组织得到进一步细化，晶粒尺寸达到约3~ 的密度为1.635~1.696gcm-3,根据晶格结构模 5m,但是由于变形时间短，板材与轧辊接触后冷 型计算所得合金理论密度为1.770gcm3,则其相 却速度快，变形温度较低，合金在变形量达到85% 对密度为92.37%~95.82%.此结果表明，在本实 时动态再结晶进行得并不完全 验喷射沉积工艺条件下，所形成的沉积体的密度和 多晶镁合金形变时一般以基面{0001}<1120> 收得率均较低，主要原因是G/M比偏高.Ci等利 滑移及{1012}<1i01>李生为主.由于六方结构镁 用低雾化压力的低压喷射成形技术(LPSF)研究了 的c与a轴比小于理想轴比1.633，通常只形成c 2024铝合金，认为减小雾化压力可以减少孔隙，提 高沉积体的密度1，这一实验结果同样适用于镁合 轴拉伸李晶{1012}<1101>，即晶粒的c轴方向受 金的喷射沉积制备 拉伸时形成孪晶（见图3）·孪生在一定程度上弥补 2.2喷射沉积A31镁合金热轧态微观组织 了柏氏矢量为a/3<1120>时其滑移不能产生c轴 图2是喷射沉积AZ31镁合金在325~350℃不 方向变形的不足，Westlake给出了{1012}李晶的位 h (c) 20m 20m 204m 图2喷射沉积合金在325~350℃不同变形量下的轧制态组织，(a)=70%;(b)e=75%;(c)e=85% Fig.2 Microstructures of as rolled alloy at 325~350C with different deformation quantities:(a)0%:(b)=5%:(c)=85% 图3热轧态合金中李晶组织的TEM明场像()和电子衎射谱(b) Fig.3 TEM bright micrograph (a)and electronic diffraction pattern (b)of twin in as hot rolled alloy
主要的疏松或孔隙即凝固缩松、气体卷入疏松这 也是导致沉积坯致密度下降的原因［9］．凝固缩松在 温度过高、液相过多时产生主要位于沉积坯的中心 部位；而气体卷入疏松直接受雾化气体性质的影响 也和气体质量流率与雾化金属质量流率比（G／M 比）及散热条件有关卷入沉积坯的氮、氧气体以气 孔形式存在或使晶粒界表面产生氧化膜导致材料 致密度降低和冶金结合差． 本实验中所得 AZ31合金沉积柱坯实际收得率 为42∙5％（质量分数）；采用阿基米德法测量沉积体 的密度为1∙635～1∙696g·cm —3根据晶格结构模 型计算所得合金理论密度为1∙770g·cm —3则其相 对密度为92∙37％～95∙82％．此结果表明在本实 验喷射沉积工艺条件下所形成的沉积体的密度和 收得率均较低主要原因是 G／M 比偏高．Cai 等利 用低雾化压力的低压喷射成形技术（LPSF）研究了 2024铝合金认为减小雾化压力可以减少孔隙提 高沉积体的密度［10］这一实验结果同样适用于镁合 金的喷射沉积制备． 2∙2 喷射沉积 AZ31镁合金热轧态微观组织 图2是喷射沉积 AZ31镁合金在325～350℃不 同变形量下的热轧态微观组织为典型的变形孪生 与动态再结晶混晶组织同时喷射沉积过程所产生 的空隙弥合消失材料完全致密化．变形量为70％ 时沿旧晶界处分布着很多细小的等轴晶粒可见形 变组织已发生再结晶（图2（a））；变形量为75％时 合金中仍然存在很大部分的孪晶组织（图2（b））；变 形量为85％时再结晶组织大量增加原晶粒的晶 界处和晶内形成无畸变的新晶粒（图2（c））．热轧过 程中随变形量的增大动态再结晶使得喷射沉积态 的微细组织得到进一步细化晶粒尺寸达到约3～ 5μm．但是由于变形时间短板材与轧辊接触后冷 却速度快变形温度较低合金在变形量达到85％ 时动态再结晶进行得并不完全． 多晶镁合金形变时一般以基面｛0001｝＜112 — 0＞ 滑移及｛101 — 2｝＜11 — 01＞孪生为主．由于六方结构镁 的 c 与 a 轴比小于理想轴比1∙633通常只形成 c 轴拉伸孪晶｛101 — 2｝＜11 — 01＞即晶粒的 c 轴方向受 拉伸时形成孪晶（见图3）．孪生在一定程度上弥补 了柏氏矢量为 a／3＜112 — 0＞时其滑移不能产生 c 轴 方向变形的不足．Westlake 给出了｛101 — 2｝孪晶的位 图2 喷射沉积合金在325～350℃不同变形量下的轧制态组织．（a） ε＝70％；（b） ε＝75％；（c） ε＝85％ Fig．2 Microstructures of as-rolled alloy at 325～350℃ with different deformation quantities：（a） ε＝70％；（b） ε＝75％；（c） ε＝85％ 图3 热轧态合金中孪晶组织的 TEM 明场像（a）和电子衍射谱（b） Fig．3 TEM bright micrograph （a） and electronic diffraction pattern （b） of twin in as-hot rolled alloy ·410· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷
第4期 黄进峰等：喷射沉积A☑31镁合金微观组织与力学性能 .411. 错模型山，在多晶体变形时由于相邻晶粒间的协调 基滑移的启动是导致A☑31镁合金动态再结晶形 作用，当孪生所产生的畸变较大，或滑移受到阻碍 核长大的根本原因，再结晶时从晶格严重畸变的 时，滑移面上的位错在局部区域因受阻而集中，导致 高能位区域产生大量的晶核，从而使晶粒得到细 变形不均匀及应力分布不均匀，由于镁的层错能较 化13) 低(60~78mJm2),扩展位错较宽，位错更容易通 2.3喷射沉积AZ31镁合金热轧板材的退火处理 过扩展而彼此缠结形成密度较大的位错网络，难以 图4给出了AZ31镁合金热轧变形后不同退火 通过交滑移或攀移的方式从位错网中脱离，因此镁 状态下的组织，可以看出，在退火处理过程中，随着 合金软化行为通常表现为动态再结晶，动态再结晶 再结晶的进行，板材的变形孪晶组织逐渐消失，逐渐 通常始于旧晶界和位错密度较大的地方，孪晶与孪 转化为分布均匀的等轴晶组织，退火时间较短时， 晶以及孪晶与位错之间的交互作用促进新晶粒的形 孪晶组织占较大比例（图4(a)):在较高温度 核，新的再结晶晶粒又在正在长大的再结晶晶粒边 (225℃)和较长保温时间(120min)条件下晶粒长大 界形核长大，这样就形成了再结晶晶粒的增厚带[2] 较为明显（图4(b,e,f)·金相组织观察表明，当退 (图2(c)·位错塞积导致的硬化和动态再结晶导致 火温度为175~200℃，保温时间为60~90min时， 的软化之间的平衡降低了孪生变形积聚的畸变能并 退火再结晶基本完成，得到平均晶粒尺寸为5~ 促使非基滑移的启动，孪生变形积聚的畸变能和非 10m左右的细小均匀等轴晶组织（图4(c,d), 6 20μm 20m 20μm 204m 20μm 20μm 图4轧制板材不同退火状态下的组织.(a)30min,200℃：(b)30min,225℃；(c)60mim,175℃：(d)60mim,200℃；(e)120mim,200 ℃；(f)150min,200℃ Fig.4 Microstructures of as-hot rolled sheet annealed at different temperatures:(a)30min.200C:(b)30min.225C:(c)60min,175C: (d)60min,200℃；(e）120min,200℃；(f)150min,200℃
错模型［11］在多晶体变形时由于相邻晶粒间的协调 作用当孪生所产生的畸变较大或滑移受到阻碍 时滑移面上的位错在局部区域因受阻而集中导致 变形不均匀及应力分布不均匀．由于镁的层错能较 低（60～78mJ·m —2）扩展位错较宽位错更容易通 过扩展而彼此缠结形成密度较大的位错网络难以 通过交滑移或攀移的方式从位错网中脱离因此镁 合金软化行为通常表现为动态再结晶．动态再结晶 通常始于旧晶界和位错密度较大的地方孪晶与孪 晶以及孪晶与位错之间的交互作用促进新晶粒的形 核新的再结晶晶粒又在正在长大的再结晶晶粒边 界形核长大这样就形成了再结晶晶粒的增厚带［12］ （图2（c））．位错塞积导致的硬化和动态再结晶导致 的软化之间的平衡降低了孪生变形积聚的畸变能并 促使非基滑移的启动孪生变形积聚的畸变能和非 基滑移的启动是导致 AZ31镁合金动态再结晶形 核长大的根本原因再结晶时从晶格严重畸变的 高能位区域产生大量的晶核从而使晶粒得到细 化［13］． 2∙3 喷射沉积 AZ31镁合金热轧板材的退火处理 图4给出了 AZ31镁合金热轧变形后不同退火 状态下的组织．可以看出在退火处理过程中随着 再结晶的进行板材的变形孪晶组织逐渐消失逐渐 转化为分布均匀的等轴晶组织．退火时间较短时 孪晶 组 织 占 较 大 比 例 （图 4（a））；在 较 高 温 度 （225℃）和较长保温时间（120min）条件下晶粒长大 较为明显（图4（bef））．金相组织观察表明当退 火温度为175～200℃保温时间为60～90min 时 退火再结晶基本完成得到平均晶粒尺寸为5～ 10μm左右的细小均匀等轴晶组织（图4（cd））． 图4 轧制板材不同退火状态下的组织．（a）30min200℃；（b）30min225℃；（c）60min175℃；（d）60min200℃；（e）120min200 ℃；（f）150min200℃ Fig．4 Microstructures of as-hot rolled sheet annealed at different temperatures：（a）30min200℃；（b）30min225℃；（c）60min175℃； （d）60min200℃；（e）120min200℃；（f）150min200℃ 第4期 黄进峰等： 喷射沉积 AZ31镁合金微观组织与力学性能 ·411·
412 北京科技大学学报 第30卷 与动态再结晶过程相类似，由于镁合金的层错 部分消除，硬度迅速下降，表明此时进行的是静态再 能较低，镁合金在退火过程中不易发生回复，而主要 结晶过程，大部分储能在此阶段被释放，静态再结晶 发生静态再结晶，可以通过控制退火过程再结晶的 基本完成，合金的塑性得到改善，(2)组织均匀化阶 形核和长大来控制镁合金板材的组织结构，从而提 段，在此阶段晶粒长大较为平缓，组织均匀，硬度值 高镁合金的力学性能，经过低温轧制变形的镁合金 下降较小或略有增加，硬度的升高是由于P(Mg7A2) 板材，晶粒内部的位错密度大幅度增加，储存了大量 第二相的沉淀析出对材料的强化作用所致，由此也 的畸变能，为后续的退火再结晶提供了主要的驱 可以看出此阶段是较为合适的退火工艺阶段.(3) 动力， 晶粒长大阶段.继续延长保温时间和提高退火温 图5的晶粒尺寸及硬度变化曲线结合图4的金 度，进入晶粒长大阶段，大晶粒吞并小晶粒，硬度值 相组织可以反映出退火过程包括以下三个阶段：(1) 再次急剧下降，并可能发生二次再结晶导致部分晶 静态再结晶阶段，退火初始阶段，随着加工硬化的 粒异常长大， 12 12(a) 74 b 10 10 退火时间30min 11 退火温度200℃ 20 68 66 0 50 100150200250 60 30 6090 120150 退火温度/℃ 退火时间min 图5退火温度(a)和时间(b)对热轧态合金晶粒尺寸及硬度的影响 Fig.5 Effects of annealing temperature (a)and time (b)on the grain size and hardness of as hot rolled alloy 2.4热轧合金板材的室温拉伸力学性能 外，沉积柱坯中一定体积分数的微空隙的存在必然 喷射沉积AZ31镁合金热轧态和退火态和国内 对随后的轧制过程产生不利影响，进而影响最终成 相同型号合金不同加工工艺条件下的室温拉伸力学 形材料的各项性能指标， 性能见表2].对比发现，喷射沉积AZ31镁合金热 喷射沉积AZ31镁合金通过后续的热轧变形加 轧态和退火态明显优于传统铸造AZ31镁合金经轧 工可获得高致密化高性能的优质材料，其主要的强 制和挤压后的力学性能，尤其是屈服强度大幅度提 化机制包括细晶强化与加工硬化，喷射成形作为细 高，而延伸率则下降较多，其中尤以喷射沉积轧制态 化晶粒的一项材料制备技术，对于传统镁合金材料 最为明显，究其原因，由于本实验中变形是在较低 宏观力学性能的提高和协调晶粒间的变形能力从而 的温度下进行，且应变速率处于较高水平，而动态再 改善塑性意义重大， 结晶是通过晶界扩散控制的晶界迁移进行，较高的 热轧及退火态AZ31镁合金拉伸断口形貌如 应变速率抑制了扩散过程的进行，从而使动态再结 图6所示，轧制态试样断口呈现较为明显的脆性解 晶的发展受到抑制，降低了材料松弛应力集中和协 理断裂，有少量韧窝存在，但韧窝较浅且尺寸较大， 调变形的能力，导致轧态合金延伸率的下降4).另 说明热轧态合金孪生与再结晶混晶组织晶粒尺寸分 表2几种不同工艺制备AZ31镁合金的典型力学性能比较 布离散度较高，退火态试样断口显微组织形貌呈现 Table 2 Comparison of mechanical properties of AZ31 magnesium al- 撕裂棱与韧窝共存的形貌，韧窝数量较轧制态明显 loys processed by different techniques 增多且较为细小，沿晶断裂部分比例明显减少，因此 / 0.2/ a 认为材料的断裂属准解理断裂形式]，合金呈现脆 制备工艺 MPa MPa % 性和韧性断裂混合机制.具有密排六方晶体结构的 喷射沉积热轧态 316 265 0.35 金属塑性较差，但该类材料往往有塑脆转变性能， 喷射沉积热轧退火态 277 246 4.67 由于喷射沉积AZ31镁合金是由大量细小等轴晶组 铸造合金热轧退火态 251 154 13.8 成，从而使材料的塑性变形中包含有晶界的滑移、移动 铸造合金热挤压淬火时效态 262 178 14.4 和转动等机制，使合金塑性得到改善，产生韧性断裂
与动态再结晶过程相类似由于镁合金的层错 能较低镁合金在退火过程中不易发生回复而主要 发生静态再结晶可以通过控制退火过程再结晶的 形核和长大来控制镁合金板材的组织结构从而提 高镁合金的力学性能．经过低温轧制变形的镁合金 板材晶粒内部的位错密度大幅度增加储存了大量 的畸变能为后续的退火再结晶提供了主要的驱 动力． 图5的晶粒尺寸及硬度变化曲线结合图4的金 相组织可以反映出退火过程包括以下三个阶段：（1） 静态再结晶阶段．退火初始阶段随着加工硬化的 部分消除硬度迅速下降表明此时进行的是静态再 结晶过程大部分储能在此阶段被释放静态再结晶 基本完成合金的塑性得到改善．（2）组织均匀化阶 段．在此阶段晶粒长大较为平缓组织均匀硬度值 下降较小或略有增加硬度的升高是由于β（Mg17Al12） 第二相的沉淀析出对材料的强化作用所致由此也 可以看出此阶段是较为合适的退火工艺阶段．（3） 晶粒长大阶段．继续延长保温时间和提高退火温 度进入晶粒长大阶段大晶粒吞并小晶粒硬度值 再次急剧下降并可能发生二次再结晶导致部分晶 粒异常长大． 图5 退火温度（a）和时间（b）对热轧态合金晶粒尺寸及硬度的影响 Fig．5 Effects of annealing temperature （a） and time （b） on the grain size and hardness of as-hot rolled alloy 2∙4 热轧合金板材的室温拉伸力学性能 喷射沉积 AZ31镁合金热轧态和退火态和国内 相同型号合金不同加工工艺条件下的室温拉伸力学 性能见表2［5］．对比发现喷射沉积 AZ31镁合金热 轧态和退火态明显优于传统铸造 AZ31镁合金经轧 制和挤压后的力学性能尤其是屈服强度大幅度提 高而延伸率则下降较多其中尤以喷射沉积轧制态 最为明显．究其原因由于本实验中变形是在较低 的温度下进行且应变速率处于较高水平而动态再 结晶是通过晶界扩散控制的晶界迁移进行较高的 应变速率抑制了扩散过程的进行从而使动态再结 晶的发展受到抑制降低了材料松弛应力集中和协 调变形的能力导致轧态合金延伸率的下降［14］．另 表2 几种不同工艺制备 AZ31镁合金的典型力学性能比较 Table2 Comparison of mechanical properties of AZ31magnesium alloys processed by different techniques 制备工艺 σb／ MPa σ0∙2／ MPa δ／ ％ 喷射沉积热轧态 316 265 0∙35 喷射沉积热轧退火态 277 246 4∙67 铸造合金热轧退火态 251 154 13∙8 铸造合金热挤压淬火时效态 262 178 14∙4 外沉积柱坯中一定体积分数的微空隙的存在必然 对随后的轧制过程产生不利影响进而影响最终成 形材料的各项性能指标． 喷射沉积 AZ31镁合金通过后续的热轧变形加 工可获得高致密化高性能的优质材料其主要的强 化机制包括细晶强化与加工硬化．喷射成形作为细 化晶粒的一项材料制备技术对于传统镁合金材料 宏观力学性能的提高和协调晶粒间的变形能力从而 改善塑性意义重大． 热轧及退火态 AZ31镁合金拉伸断口形貌如 图6所示．轧制态试样断口呈现较为明显的脆性解 理断裂有少量韧窝存在但韧窝较浅且尺寸较大 说明热轧态合金孪生与再结晶混晶组织晶粒尺寸分 布离散度较高．退火态试样断口显微组织形貌呈现 撕裂棱与韧窝共存的形貌韧窝数量较轧制态明显 增多且较为细小沿晶断裂部分比例明显减少因此 认为材料的断裂属准解理断裂形式［15］合金呈现脆 性和韧性断裂混合机制．具有密排六方晶体结构的 金属塑性较差但该类材料往往有塑脆转变性能． 由于喷射沉积 AZ31镁合金是由大量细小等轴晶组 成从而使材料的塑性变形中包含有晶界的滑移、移动 和转动等机制使合金塑性得到改善产生韧性断裂． ·412· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷