CN113930698B - 孪晶多尺度组织增强增塑镁合金宽幅板及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种孪晶多尺度组织增强增塑镁合金宽幅板及其制备方法，包括：(1)均匀化处理：对镁合金铸坯进行350～420℃、12～24小时的均匀化退火；(2)小下压量轧制：进行第一道次轧制，轧制温度为200～300℃、下压量为5～15％、轧辊线速度为250～800mm·s‑1、平均应变速率为1～6s‑1；(3)时效处理：时效温度为80～250℃、时效时间为2～24h；(4)大下压量高应变速率轧制：温度为250～400℃、下压量分别为40～80％、轧辊线速度为800～1600mm·s‑1、平均应变速率为10～30s‑1。本发明通过三种常见元素设计、热处理和普通双辊热轧机的高效轧制相结合，调控材料自身缺陷，通过构筑孪晶“筋结构”多尺度组织，得到了短流程低成本特点的增强增塑Mg‑Al‑Zn镁合金宽幅板及其制备方法，可获得室温下，抗拉强度>320MPa，延伸率>15％。
Description
技术领域
本发明属于金属材料加工、改性和多尺度组织结构材料制备领域，尤其是一种增强增塑Mg-Al-Zn镁合金宽幅板的孪晶“筋结构”多尺度组织的构筑，具体涉及多尺度组织的构筑及其制备方法。
背景技术
镁合金是目前已知最轻的金属结构材料，具有高储量、高比强度、高比刚度等优点，在国防军工、航空航天、交通运输等领域有巨大的应用前景。由于稀贵元素合金化依赖性强、强塑性匹配差、成形效率低等原因，限制了镁合金在工程中的实际应用。因此，低成本、增强增塑镁合金的制备技术，是突破我国镁合金产业化应用瓶颈的关键。
2017年，卢柯院士总结并提出材料“素化”概念：在不改变材料成分的前提下，不(或少)依赖合金化，通过调控材料不同尺度的缺陷，构筑多尺度组织提高材料的综合性能。目前，有少数研究者对镁合金“素化”进行了探索研究，通过累积叠轧、传统热轧构筑AZ31粗晶、细晶共存的多尺度组织，通过衬板轧制、等径角挤压构筑AZ91粗晶、细晶、第二相共存的多尺度组织，同时提高了 Mg-Al-Zn合金的强度和塑性。其中，累积叠轧成形坯料尺寸普遍标距长度在 20mm～40mm之间，横截面积在5mm～20mm内(宽)，加工厚度在3～10mm内，轧制道次一般大于十次，成形坯料尺寸小，成形效率低；传统热轧的成形坯料尺寸主要受轧机影响，但其轧制道次也在十次左右，成形效率低；衬板轧制成形坯料受衬板尺寸限制，横截面积在30mm～50mm内，成形坯料尺寸小；等径角挤压成形坯料常规尺寸也在20mm×20mm×45mm左右。相比稀贵元素合金化，商用Mg-Al-Zn合金可通过“素化”构筑多尺度组织，同时提高强度和塑性，但上述制备技术存在的成形坯料尺寸小、成形效率低的问题仍较为突出。而本发明所采用制备方法，通过普通双辊热轧机，只需要两道次轧制就可以制备出一种低成本孪晶“筋结构”多尺度组织增强增塑Mg-Al-Zn镁合金宽幅板，成形坯料尺寸不受限制，且轧制两道次即可，成形效率较高。
发明内容
本发明的主要目的在于发明一种孪晶“筋结构”多尺度组织Mg-Al-Zn镁合金，用于制造成形坯料尺寸不受限制的低成本增强增塑Mg-Al-Zn镁合金宽幅板，并开发其制备方法。
本发明实现目的的技术方法如下：
一种孪晶“筋结构”多尺度组织增强增塑镁合金宽幅板的制备方法，包括以下几个步骤：
(1)均匀化处理
均匀化处理条件为350～420℃、12～24小时。
(2)单道次小下压量预轧制
将其预热至设定轧制温度，通过普通双辊热轧机，一道次温轧制备具有不同孪晶(类型、尺寸、长宽比、密度等)分布特征的预轧板，引入不同的孪晶密度和分布，为第二相在孪晶界优先析出提供条件。
单道次小下压量预轧制温度为200～300℃，下压量为5～15％，轧辊线速度为 250～800mm·s-1，平均应变速率为1～6s-1。
(3)时效处理
获得具有孪晶和第二相共存区、粗晶区交错分布的初始组织，为后续调控“筋 /软/硬”的空间分布提供前提条件。
时效温度为80～250℃，时效时间分别为2～24h。
(4)单道次高应变速率轧制
将其预热至设定轧制温度，通过普通双辊热轧机，进行单道次高应变速率轧制，控制孪晶和第二相共存区诱导再结晶形核形成细晶和第二相共存的“硬结构”，控制粗晶区中发生孪生形成具有孪晶“筋结构”的“软结构”，构筑目标孪晶“筋结构”多尺度组织。
单道次高应变速率轧制温度为250～400℃、下压量分别为40～80％、轧辊线速度为800～1600mm·s-1、平均应变速率为10～30s-1。
本发明的Mg-Al-Zn镁合金无需添加稀贵元素，化学成分质量百分比铝为 2.5-9.5％，锌为0.5-1.5％，其余为镁，除镁、铝、锌三种元素外严格控制其他合金元素的化学成分质量百分比总量小于0.1％。其孪晶“筋结构”多尺度组织构筑包括孪晶交叉分布于粗晶内，粗晶与细晶交错分布，粗晶作为“软结构”，孪晶作为“筋结构”，细晶和第二相作为“硬结构”。
粗晶作为“软结构”发生孪生提供主要塑性，孪生是镁合金中主要的协调变形机制，在其粗晶区，位错滑移无法短时间内协调塑性大变形，孪生协调均匀塑性变形。粗晶占比适当增加，可在提高塑性的同时保证强度下降较少。
孪晶界阻碍位错运动，提高应变硬化提高强度；孪晶改变晶体取向使基面织构偏转、为位错储存和运动提供更多的空间增加塑性。
细晶晶界阻碍位错运动，造成位错塞积提高材料强度。
引入第二相，基于奥罗万机制及第二相在塑性变形过程中破碎细化，钉扎再结晶晶界迁移，致使再结晶晶粒细小，第二相镁合金中具有强化作用，显著提高滑移、孪生的临界剪切应力，有效提高镁合金强度。
本发明低成本增强增塑Mg-Al-Zn合金的孪晶“筋结构”多尺度组织的构筑，通过控制孪晶、第二相、粗/细晶等结构的数量、形态和占比，同时调节Mg-Al-Zn 合金中强度和塑性的匹配，得到综合力学性能优良的Mg-Al-Zn镁合金板材。
本发明通过高效轧制(预轧制时效+高应变速率轧制)，制备孪晶“筋结构”多尺度组织镁合金。利用初始组织协同塑性成形工艺调控“筋/软/硬”的分布，控制孪晶和第二相共存区诱导再结晶形核形成细晶和第二相共存的“硬结构”，控制粗晶区中发生孪生形成具有孪晶“筋结构”的“软结构”，构筑目标孪晶“筋结构”多尺度组织，增强材料的强度和塑性，实现强度和塑性的匹配，同时解决(衬板轧制、等径角挤压)成形工件尺寸小、(累积叠轧、传统热轧)成形效率低的问题。
本发明实质性特点以及显著进步。
(1)独特的孪晶“筋结构”增强增塑多尺度组织。
现有多尺度组织的镁合金一般由粗晶、细晶、第二相组成，而本发明利用孪生是镁合金中主要的协调变形机制，孪晶可以同时提高强度和塑性的特性，提出构筑独特的孪晶“筋结构”多尺度组织：粗晶作为“软结构”，孪晶作为“筋结构”交叉分布于粗晶中，细晶和第二相作为“硬结构”，通过调控“筋/软/硬”的交错分布，实现增强增塑。
(2)Mg-Al-Zn镁合金无需添加稀贵元素，实现材料“素化”。
突破传统增强增塑镁合金的设计原则和其宽幅板(宽度范围)的制备方法，无需添加稀贵元素，无需改装专用轧制设备，通过三种常见元素设计、热处理和普通双辊热轧机的高效轧制相结合，调控材料自身缺陷，构筑孪晶“筋结构”多尺度组织，得到了短流程低成本特点的增强增塑Mg-Al-Zn镁合金宽幅板及其制备方法，可获得室温下，抗拉强度>320MPa，延伸率>15％。
(3)初始组织协同高应变速率轧制的孪生/再结晶选择机制。
通过调控初始组织，协同高应变速率轧制，构筑孪晶“筋结构”多尺度组织。初始组织各特征区的孪晶、第二相分布不同，在高应变速率轧制过程中，第二相会提高孪生临界剪切应力，孪晶、第二相会阻碍位错运动，使各特征区的孪生临界剪切应力和位错密度分布各异，从而影响各区域的孪生、再结晶行为(孪生需达到临界剪切应力、再结晶形核需达到临界位错密度。
(4)孪晶与不同特征组织相互协调下的性能调控。
粗晶作为“软结构”，孪晶作为“筋结构”，细晶和第二相作为“硬结构”。粗晶作为“软结构”发生孪生提供主要塑性，孪生是镁合金中主要的协调变形机制，在其粗晶区，位错滑移无法短时间内协调塑性大变形，孪生协调均匀塑性变形。粗晶占比适当增加，可在提高塑性的同时保证强度下降较少。孪晶界阻碍位错运动，提高应变硬化提高强度；孪晶改变晶体取向使基面织构偏转、为位错储存和运动提供更多的空间增加塑性。细晶晶界阻碍位错运动，造成位错塞积提高材料强度。引入第二相，基于奥罗万机制及第二相在塑性变形过程中破碎细化，钉扎再结晶晶界迁移，致使再结晶晶粒细小，第二相镁合金中具有强化作用，显著提高滑移、孪生的临界剪切应力，有效提高镁合金强度。
在该孪晶“筋结构”多尺度组织中，利用孪晶能同时提高强度和塑性的特性，将孪晶作为“筋结构”分布于粗晶“软结构”中，有利于“软结构”协调主要塑性变形同时提供一定强度。该多尺度组织中，孪晶的特征，会影响其自身控制的强度和塑性，同时还会影响孪晶界与不同特征组织界面间的协调、孪晶控制的性能与其他特征组织控制性能间的协调，最终决定强度和塑性的匹配。
附图说明
图1为本发明孪晶“筋结构”多尺度组织镁合金原理图。
图2为高效轧制(预轧制时效+高应变速率轧制)制备孪晶“筋结构”多尺度组织镁合金流程图。
图3为商用Mg-Al-Zn镁合金铸坯均匀化处理后的组织。
图4为商用Mg-Al-Zn镁合金铸坯预轧制后的孪晶交叉组织。
图5为商用Mg-Al-Zn镁合金铸坯预轧制时效下的第二相在孪晶析出组织。
图6为商用Mg-Al-Zn镁合金铸坯高效轧制后的孪晶“筋结构”多尺度组织图。
用Mg-Al-Zn镁合金铸坯高效轧制(预轧制时效+高应变速率轧制)后，孪晶和第二相共存区诱导再结晶形成细晶+第二相、粗晶区形成孪晶的孪晶“筋结构”多尺度组织。
具体实施方式
为了理解本发明，下面结合实施例对本发明作进一步说明：下述实施例是说明性的，不是限定性的，不能以下述实施例来限定本发明的保护范围。
一种孪晶多尺度组织增强增塑镁合金宽幅板及其制备方法，具有孪晶“筋结构”多尺度组织，Mg-Al-Zn镁合金无需添加稀贵元素，以孪晶作为“筋结构”，粗晶作为“软结构”，细晶和第二相作为“硬结构”。粗晶作为“软结构”提供主要塑性，孪晶作为“筋结构”交叉分布于粗晶中，有利于粗晶协调主要塑性变形的同时提供一定强度，同时提高粗晶的强度和塑性；引入第二相，形成细晶和第二相共存的“硬结构”，提高细晶区的强度；采用“软/硬”交错分布，利用背应力提供额外的强度和塑性。通过控制孪晶、第二相、粗/细晶等结构的数量、形态和占比，调节Mg-Al-Zn合金中强度和塑性的匹配。
无需添加稀贵元素，无需改装专用轧制设备，通过三种常见元素设计、热处理和普通双辊热轧机的高效轧制相结合，调控材料自身缺陷，构筑孪晶“筋结构”多尺度组织，得到了短流程低成本特点的增强增塑Mg-Al-Zn镁合金宽幅板及其制备方法。
实施例1
一种孪晶多尺度组织增强增塑镁合金宽幅板及其制备方法，本实施例采用商用AZ61镁合金来进行方法说明。
(1)均匀化处理。
对商用AZ61镁合金铸坯进行360℃、14小时的均匀化处理。
(2)单道次小压量预轧制
在普通双辊热轧机上进行预轧制正交实验，具体工艺如下：
轧制温度为250℃，下压量为10％，轧辊线速度为500mm·s-1，平均应变速率为3s-1。
(3)预轧制时效Mg17Al12相调控。
选取具有不同孪晶分布特征的AZ61预轧板，利用预轧制所产生的孪晶界为选取具有不同孪晶分布特征的AZ61预轧板。
利用预轧制所产生的孪晶界为Mg17Al12相的动态析出提供非均匀形核质点，通过不同时效工艺获得不同特征的Mg17Al12相。
对上述所得Mg17Al12相进行时效工艺。
时效温度为250℃，时效时间为20h。
(4)高应变速率轧制。
采用普通双辊热轧机，对上述具有两个特征区(孪晶和第二相共存区、粗晶区)交错分布的AZ61镁合金预轧坯，进行单道次高应变速率轧制正交实验，具体工艺如下：
温度为300℃、下压量为50％、轧辊线速度为1000mm·s-1、平均应变速率为 15s-1。
实施例2
一种孪晶多尺度组织增强增塑镁合金宽幅板及其制备方法，本实施例采用商用AZ91镁合金来进行方法说明。
(1)均匀化处理。
对商用AZ91镁合金铸坯进行400℃、20小时的均匀化处理，可得到均匀化组织，如附图3所示。
(2)单道次小压量预轧制。
在普通双辊热轧机上进行预轧制正交实验，具体工艺如下：
轧制温度为300℃，下压量为15％，轧辊线速度为800mm·s-1，平均应变速率为6s-1，可得到孪晶交叉组织，如附图4所示。
(3)预轧制时效Mg17Al12相调控。
选取具有不同孪晶分布特征的AZ91预轧板，利用预轧制所产生的孪晶界为选取具有不同孪晶分布特征的AZ91预轧板。
利用预轧制所产生的孪晶界为Mg17Al12相的动态析出提供非均匀形核质点，通过不同时效工艺获得不同特征的Mg17Al12相。
对上述所得Mg17Al12相进行时效工艺。
时效温度为200℃，时效时间为10h，得到时效下的第二相在孪晶析出组织如附图5所示。
(4)高应变速率轧制。
采用普通双辊热轧机，对上述具有两个特征区(孪晶和第二相共存区、粗晶区)交错分布的AZ91镁合金预轧坯，进行单道次高应变速率轧制正交实验，具体工艺如下。
温度为350℃、下压量为80％、轧辊线速度为1600mm·s-1、平均应变速率为 30s-1。得到高效轧制后的孪晶“筋结构”多尺度组织，如附图6所示。
Claims (2)
1.一种孪晶“筋结构”多尺度组织增强增塑镁合金宽幅板的制备方法，其特征在于：包括以下几个步骤：
(1)均匀化处理，对镁合金铸坯进行均匀化处理；所述镁合金的化学成分质量百分比铝为2.5-9.5％，锌为0.5-1.5％，其余为镁，除镁、铝、锌三种元素外严格控制其他合金元素的化学成分质量百分比总量小于0.1％，所述组织为孪晶“筋结构”多尺度组织；均匀化处理条件为350～420℃、12～24小时；
(2)单道次小下压量预轧制；单道次小下压量预轧制温度为200～300℃，下压量为5～15％，轧辊线速度为250～800mm·s-1，平均应变速率为1～6s-1；
(3)时效处理；温度为80～250℃，时效时间分别为2～24h；
(4)单道次高应变速率轧制，单道次高应变速率轧制温度为250～400℃、下压量分别为40～80％、轧辊线速度为800～1600mm·s-1、平均应变速率为10～30s-1。
2.根据权利要求1所述的孪晶“筋结构”多尺度组织增强增塑镁合金宽幅板的制备方法，其特征在于：步骤(2)和步骤(4)在普通双辊热轧机上进行轧制。
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- 2021-08-03 CN CN202110883649.2A patent/CN113930698B/zh active Active
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|---|---|---|---|---|
| JPH06145872A (ja) * | 1992-11-06 | 1994-05-27 | Kobe Steel Ltd | クリープ強度に優れたＭｇ合金及びその製造方法 |
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