镁合金织构与各向异性

第15卷第1期

V01.15No.1

中国有色金属学报

TheChinese

2005年1月

Jan.

2005

JournalofNonferroBsMetals

文章编号:1004—0609(2005)01—0001—11

镁合金织构与各向异性①

陈振华,夏伟军,程永奇,傅定发

(湖南大学材料科学与工程学院,长沙410082)

摘要:介绍了镁合金变形及退火织构的组分与特点,论述了在挤压、轧制、等径角挤压等塑性变形及退火过程

中镁合金织构的演变规律及形成机理,分析了织构与镁合金力学性能的基本关系,探讨了合金元素、变形温度、应变速度、外加应力及晶粒度等基本因素对镁合金织构特征与各向异性的影响。结果表明:织构对镁合金力学性能的影响,其实质是通过改变各滑移系特别是{0001}[11酌]基面滑移系的Schmid因子、产生织构强化或软化而实现的。

关键词:镁合金;织构;塑性变形;各向异性;力学性能中图分类号:TGl46.2

文献标识码:A

Textureandanisotropyinmagnesiumalloys

CHENZhen-hua,XIA

Wei-jun,CHEN

Yong—qi,FUDing—fa

(SchoolofMaterialsScienceandEngineering,HunanUniversity,Changsha410082,China)

Abstract:Thecharacteristicsandcomponentsof

theformationandevolutionof

textures

texturesin

magnesiumalloyswerepresented.Themechanismof

as

duringplastic

deformationsuch

by

extrusion,rolling,equalchannelangle

theeffectsof

textures

on

ex—

trusionprocessesandannealingwerereviewed,followedpropertiesofstrain,strainthat

textures

theanalysisof

as

mechanical

magnesiumalloys.Theinfluencesofmainfactorssuch

rate

alloy

elements,deformationtemperature,

andgrainsize

ontexture

andanisotropyofmagnesiumalloyswerediscussed.Theresultsshow

affectmechanicalpropertiesofmagnesiumalloysmainlybyalteringtheSchmidfactorsofallslips,as—

strengtheningandsoftening.

peciallybasalslipsystemsandinducing

texture

Keywords:magnesiumalloys;texture;plasticdeformation;anisotropy;mechanicalproperties

制约变形镁合金发展的主要原因在于其较差的

室温塑性变形能力,如何在较大程度上改善镁合金的塑性已成为人们关注的焦点。常用的方法包括合金化及晶粒细化等[1咱]。而结合镁合金室温滑移系少、形变各向异性强的特点,用织构强化或软化来提高或合理利用镁合金的力学性能,已成为变形镁合金研究领域的一个重要分支。

变形织构的类型和组分随塑性变形模式不同而不同。由于镁合金的塑性变形机理十分复杂,滑移

力状态等外部条件及合金元素、晶粒度等内部因素的综合影响,因此与Al、Fe等立方金属相比,密排六方结构(hcp)的镁合金织构类型和形成机理更加复杂[4刮。而镁合金中一旦形成织构,室温时将呈现明显的各向异性,对材料的力学性能和成形工艺性能产生很大的影响。此外,织构特征能定量反应变形过程中材料微观结构的演变规律,织构分析是研究镁合金塑性变形机制和动态再结晶新晶粒形核机制的有力手段。近年来,国内外加大了对镁合金织构的研究力度,对塑性变形及退火过程中镁合金

和孪生模式受变形温度、变形程度、应变速度、应

①收稿日期:2004—06—14;修订日期:2004—10一29

作者简介:陈振华(1945一),男,教授.

通讯作者:夏伟军,博士研究生;电话:0731—8821648;E—mail:xwjyxbyy@sina.corn

中国有色金属学报

2005年1月

织构的演变规律及织构对镁合金力学性能的影响等作了系统研究。本文作者综述了镁合金织构领域的

ED

基本理论及国内外的最新研究成果。

镁合金织构组分及演变规律

1.1镁合金纤维织构

大量研究[711]表明,在挤压、拉拔和单向压缩等塑性变形过程中,镁合金形成特殊的基面纤维织构,即(0001)基面平行于挤压(拉伸)方向(ED)或垂直于压缩方向。图1所示为挤压态AZ61镁合金的(0002)基面极图。由图可见,大部分晶粒的(0001)基面均平行于挤压方向,另有少量晶粒以(1010)棱柱面平行于挤压方向。挤压制品的断面形状不同则所形成的纤维织构也会有所区别,挤压圆棒时应力和应变为轴对称状态,基面平行于挤压方向,这种织构特征晶粒的取向自由度较大,晶粒可以围绕挤压方向发生360。转动。挤压板材时由于应力和应变不对称,基面平行于挤压板表面,晶粒的取向自由度减小。

图1挤压态AZ61镁合金的(000Z)基面极图‘71

Fig.1(0002)polefigureof

extrudedAZ61magnesiumalloy[7]

Max.intensity=14.2

镁合金滑移系更少,因此形成极强的基面织构,(0001)基面平行于轧板表面,ElOl03晶向平行于轧向(RD)。值得注意的是,大部分镁合金在轧制前均需对铸锭进行热挤压以提高塑性变形能力。

如前所述,挤压过程中形成强的基面纤维织构,在轧制压力作用下,基面滑移和锥面孪生模式均不能发挥作用,因此在轧制初期基面织构强度反而有所减弱[1引。这对后续轧制过程是非常有利的。

1.2镁合金板织构

研究表明[1}16],轧制过程中镁合金内将形成强的(0001)基面织构,这种织构特征是由塑性变形过程中基面滑移锥面孪生所致。图2所示为不同板厚的镁合金热轧板(0002)基面极图,其基本特征为(0001)基面平行于轧面,但板厚不同时织构强度有所区别。图2(a)、(b)所示的厚轧板中,基面织构较弱,基面法向沿轧板横向(TD)偏转一定角度,而薄轧板中则形成了较强的基面织构。图3所示为镁合金冷轧板(0002)极图,与热轧相比,冷轧变形时

1.3镁合金等径角挤压(ECAP)织构

ECAP是细化晶粒的一种塑性变形方式,在近年来得到了广泛关注。镁合金ECAP样品中主要存在2种类型的织构‘18|:基面平行于挤压方向或沿剪

Max.intensity=6.2

图2

Max.intensity=5.5

Max.intensity=14.0

AZ61镁合金轧制样品的(0002)基面极图m

Fig.2(0002)polefiguresofrolledAZ61magnesiumalloyE7]

(a)一10mm;(b)一4mm;(c)--1mm

第15卷第1期陈振华,等:镁合金织构与各向异性

Max.intensity=9.6

图3

Max.intensity=2.9

AZ31镁合金冷轧样品的(0002)(a)和(1120)(b)极图‘231

figuresofcoldrolledAZ31magnesiumalloy‘231

Fig.3(0002)(a)and(1150)(b)pole

切面与挤压方向成一定夹角。Kim等口们研究了ECAP过程中镁合金的织构演变规律,实验用材料为经常规热挤压后的AZ61圆棒,具有理想的(0001)纤维织构(图4)。1道次挤压后,织构轴绕法向偏转10。左右;2道次后,初始纤维织构完全消失,最大极密度由7.0降至2.8;3、4道次后的主

冷变形金属在随后的再结晶退火过程中,织构组分发生变化而形成再结晶织构。研究表明,再结晶过程中的定向形核及核心的选择生长是导致形成再结晶织构的根本原因[4]。Prado[2叩等研究了挤压态AZ61镁合金退火过程中的织构演变规律。图5及图6所示分别为挤压和退火样品的{1010)、{0002)、{1011)、{1120)极图,挤压样品中大部分晶粒均以{1010)、{0002)或{1120)晶面平行于挤压板表面。在随后的退火过程中织构发生了明显变化,随退火温度的升高和时间的延长,{0002)基面织构不断增强,其原因是晶粒的选择生长,即基面

要织构组分分别为(1012)[百20ll+(10T1)U2io]及

(10T2)[虿201]+(1012)[0221];经8道次挤压后,织构组分转变为(1011)[0111]+(10i2)[T2To](见

图4)。

I.4镁合金再结晶织构平行于挤压板表面的晶粒容易长大。

邶㈣⑧◎◎◎◎⑧⑩◎◎⑥◎◎

Max.intensity=7.0

(a)

Max.intensity=5.6Max.intensity=2.8Max.intensity=3.7Max.intensity22.7Max.intensity=4.5

(b)(c)(d)(e)(f)图4不同道次ECAP后AZ61镁合金样品的(10io)和(0002)极图m]

Fig.4(1010)and(0002)polefiguresofunECAPedandECAPedAZ61magnesiumalloys‘193

(a)--unECAPed;(b)mlpass;(c)一2passes;(d)一3passes;(e)一4passes;(f)一8

passes

・4・

中国有色金属学报2005年1月

1010000210111120

国弋9夕

◎⑩⑧

圈5AZ61镁合金挤压样品极图(ED、TD分别为竖直和水平方向)嘞3

Fig.5

Polefiguresofas—extrudedAZ61magnesiumalloy[20]

(Extrusiondirection(ED)isalignedwithverticalaxisand

transverse

direction(TD)isparallel

tohorizontalaxis)

10100002101l1120

450℃,30rain

◎◎◎◎

450℃,3h

◎③◎◎520℃,

30rain

◎◎◎◎

图6

AZ61镁合金退火样品的极图(ED、TD分别为竖直和水平方向)[20]

Fig.6

PolefiguresofAZ61magnesiumalloysannealedunderdifferentconditions[2。]

(EDisalignedwithverticalaxisandTDisparallel

to

horizontalaxis)

由于镁合金层错能低,在热变形过程中易发生规律,结果发现,具有(0001)纤维织构的坯料板,动态再结晶,会对织构组分产生很大影响。Valle经一道次轧制后初始织构明显减弱,这可归因于热等‘173研究了热轧过程中AZ61镁合金织构的演变

轧过程中的DRX。

第15卷第1期陈振华,等:镁合金织构与各向异性

・5・

因Sehmid因子最大、CRSS最小而位错滑移首先

2镁合金织构的形成机理

启动。随着该位错滑移量的增加,一方面晶粒发生转动而使取向发生变化,另一方面使其与近邻晶粒镁合金变形织构是塑性变形过程中,晶粒的转之间的应变不连续量增大,在晶粒之间产生第二类动和取向的定向流动所致。塑性变形过程中,晶粒附加应力而改变各晶粒的应变状态。当起始滑移系在外加应力的作用下会发生转动并引起其取向发生的位错滑移量增大到一定程度时,晶粒取向和应力变化。设变形前晶体内的单位矢量r在变形后变成状态均发生较大变化,以致其它晶粒滑移系的取向R,,与R之间的夹角为0,T(T—T。+T2+T3)为因子高于该晶粒滑移系而改变滑移系开动状态并最晶体转动时所围绕的轴线,则变形前后晶体取向g。

终实现应变的连续。

与g。之间的关系为[4]

纵观国内外研究现状,对镁合金变形织构生成的定量分析大多基于Taylor模型。按Taylor模型

厂(1一砰)cod+死

丁lT2(1一co曲+rssin0

TI7"3(1一cos0一T2sin0-l

进行分析时,必须要确定各滑移模式在塑性变形过n7"2(1一co奶一兀sinO

(1一髓)cos0+死T2n(1一c0勘+T1sinol

go

Lnr3(1一co奶+n程中的滑移量及其对总应变的贡献大小。对镁合金sin0丁27"3(1一c0曲一丁1sinO

(1一碍)cosO+赡j

而言,其关键是确定基面滑移、柱面滑移、锥面滑晶体转动方向与应力状态有关。对单晶体而言,在拉应力作用下其滑移方向转向拉伸方向;在移及锥面孪生的相对CRSS比值及滑移系的组合方压应力作用下,滑移面转到与外应力垂直的方向。式。一定温度下镁合金各滑移系的CRSS比值可由

相应单晶体的试验数据获得,但该比值随变形温度

轧制变形时,若除去静水压力的影响则为近似的平的不同而异,因此镁合金变形织构的定量分析十分面应力状态,即沿板法向受压和轧向受拉,结果使复杂,一般需事先设定不同的比值,然后来分析不滑移面平行于轧板表面,滑移方向平行于轧同滑移系组合方式下其织构生成。由此可知,通过向‘4,6‘。

与单晶体相比,多晶体的塑性变形要复杂得对镁合金织构的定量分析并与实际织构进行对比研多,必须考虑相邻晶粒之间的相互作用及其对取向究,可以反过来阐明其塑性变形机理。

Styczynski等[2叩采用Taylor模型对AZ31镁分布的影响。由于多晶体内各晶粒周围的环境非常合金冷轧织构进行了定量分析,所用变形模式的组复杂,因此常用变形模型加以简化。常见的多晶体变形模型有2种口1’221。一种是Sachs模型,该模型

合方式及相对临界剪切应力如表1和表2所示。结假设多晶体内各晶粒均承受相同的应力,但由于晶

果表明,基面滑移、棱柱面滑移、锥面滑移及孪生变形等各种模式,均在塑性变形过程中发挥作用,粒问取向不同,Schmid因子有别,所开动的滑移系锥面滑移的难易程度,对织构组分具有决定性的影也不相同,结果造成晶界上应变张量特别是切应变响(见图7)。

张量的间断。若忽略晶粒间应变的不连续性,则可Yoshida等[24]研究了ECAP过程中镁合金织以认为各晶粒的变形特征与单晶体相同。据此模构的形成机理,实验样品为经常规热挤压的AZ31型,当镁合金在498K温度以下变形时,其塑性变镁合金圆棒,具有较强的{0001)基面纤维织构。在

形机制为基面滑移和锥面孪生,若变形程度足够523

K挤压时,在变形初始阶段,矩形单元体在纯

大,将形成理想的{0001)基面纤维织构或板织构。剪切应力作用下,并可将其分解为轴向压应力和径

另一种是Taylor模型,该模型认为在外加应力作用下,多晶体内各晶粒均产生相同的应变。为了协

表1镁合金塑性变形模式及相对临界剪切应力‘23]

调各晶粒之间的任意变形,必须有至少5个独立的

Table1

Deformationmodeand

滑移系同时开动。通过选取5个合理的滑移系及相range

ofrelativeCRSS[23]

应的滑移量,即可实现应变的连续。各滑移系的开动能力受其临界剪切应力(CRSS)大小的支配,而相应的滑移量由滑移面的位错特征决定。室温变形时,镁合金基面滑移的CRSS远小于柱面及锥面滑移的CRSS,只有3个几何滑移系和2个独立的滑移系,但可通过锥面孪生来协调变形。塑性变形时,镁合金在外加应力作用下,部分晶粒的滑移系

中国有色金属学报2005年1月

Levels:1,2,3,5,7,10,1520

(d)(e)(f)

圈7不同变形模式组合条件下AZ31镁合金冷轧板(0002)极图织构模拟结果凹3]

Fig.7

Simulated(0002)polefiguresofcoldrolledAZ31magnesiumalloysheetsunder

differentcombinationsofdeformationmodeE23]

(a)--CombinationA,Max.intensity=8.85;(b)--CombinationB,Max.intensity=8.53;(c)--CombinationC,Max.intensity=27.07,(d)--CombinationD,Max.intensity=8.91;

(e)--CombinationE,Max.intensity=10.24;(f)--Combination

表2

变形模式的组合方式及相对临界剪切应力躅]

Combinationsofdeformation

CE,Max.intensity=13.43

柱面滑移使晶粒绕C轴转动而不改变基面取向,锥面孪生的结果使部分晶粒的基面转到与轴向垂直。随着变形的发展金属流入扇形塑性变形区,应力主轴发生转动,使各滑移系的Schmid因子发生变化,基面滑移系得以启动。基面滑移的结果使大部分晶粒的基面垂直于压应力方向,即沿剪切平面平行于拉应力方向而与挤压方向成一定夹角(角度由模具结构决定)。在573K挤压时,由于温度的升高而使锥面滑移的CRSS减小,锥面滑移比孪生更容易启

Table2

modeandrelativeCRSSc23]

动,而锥面滑移的结果使基面与应力主轴方向倾

斜,基面滑移系因Schmid因子增大而被激活。随着变形的继续,基面随应力主轴而转动,最终大部

向拉应力。此时由于大部分晶粒的基面均平行于轴向,基面滑移系的Schmid因子近似为零而不能启动,塑性变形主要依靠柱面滑移和锥面孪生实现。

分晶粒的基面平行于挤压方向。由此可见,不同温度下织构特征的差异主要是有变形初期塑性变形模

式不同所引起的。

第15卷第1期陈振华,等:镁合金织构与各向异性

・7・

3晶体学织构对镁合金力学性能的影

忽略晶粒形状的影响,随机取向的多晶体在宏观上具有各向同性的力学性能,一旦呈现织构,将表现出各向异性。多晶镁合金的各向异性主要取决于两方面的因素:相应的单晶镁合金各向异性及多

晶体中的晶粒取向分布函数。前者是由镁的晶格结

构及塑性变形机理决定的,而后者与材料的化学成分、制备与加工工艺及变形体所处应力状态等因素有关。

3.1镁合金单晶体的各向异性特征

纯镁及大部分镁合金均具有密排六方(hep)晶格结构,其轴比(c/a)值为1.623,室温时的主要塑性变形机制为{0001)[1120]基面滑移和{1012)E1120-]锥面孪生。塑性变形时,单晶镁合金的屈服强度并非材料常数,而是受晶粒滑移面和滑移方向与外加应力取向即Schmid因子的影响。当外加应力垂直于{0001)基面时,基面Sehmid因子趋于零,{0001)[1120]滑移系不能启动,结果屈服强度升高

而塑性降低。此外,由于{1012)E1120]孪生导致晶

粒沿C轴方向发生延伸变形,因此沿C轴压缩或沿垂直于C轴拉伸变形时,基本孪生系难以启动。结果沿C轴变形时,压缩屈服强度高于拉伸屈服强度;而沿垂直于c轴方向变形时,压缩屈服强度低于拉伸屈服强度。

温度是影响镁合金塑性变形机制的重要因素。高于498K变形时,{10]-0)ETzTo]棱柱面和{lOll)ET2To]锥面等潜在滑移系被激活。特别是{lOll)

ETzT03锥面滑移,能协调C轴压缩及垂直于C轴方向的延伸变形,使镁合金的各向异性减弱。有研究

表明,一些二级孪生系统也有类似作用。

3.2织构对镁合金力学性能的影响

具有织构的多晶镁合金,其力学性能受晶粒度

与晶粒取向分布函数的综合影响,力学行为表现出与单晶镁合金相似的某些特征。

Mabuehi等瞳5]用常规热挤压及ECAP工艺制备了具有相同晶粒度的AZ91镁合金,室温时二者沿挤压方向的拉伸屈服强度存在明显差异,分别为

364

MPa和277MPa。织构分析表明,热挤压样品

的织构特征为基面平行于挤压方向,拉伸时各晶粒

基面滑移系Schmid因子为零,因此强度较高;

ECAP样品中,基面沿剪切面与挤压方向成45。分布,晶粒处于软取向而使强度降低。

Kaiser等口63研究了AZ3]镁合金轧制板材的织构与各向异性,发现了板材存在明显的各向异

性,轧向屈服强度比横向屈服强度低。R值也有类

似规律,从轧向时的1.0逐步增大到横向时的3.5。随着实验温度的升高,各向异性减弱甚至消失。分析表明,在AZ31镁合金轧板中,存在{0001}基面织构,且基面法向部分偏向轧向,使沿轧向拉伸时基面Sehmid因子增大,屈服强度降低。温度升高时,更多的滑移模式被激活,各向异性减弱。

研究表明,AZ31镁合金挤压棒具有{0001)纤维织构。沿挤压轴方向压缩变形过程中,晶粒取向发生变化。随着压缩变形程度的增大,{0001)基面织构分解为{1010}和{2iio}织构,产生织构软化而使屈服强度降低。

Wu等[27]研究了AZ31B镁合金不同温度轧制后的织构与力学性能之间的关系。结果发现,373、573和673K轧制样品的强度和塑性均几乎相同,

473

K轧制样品的强度明显偏低,但塑性显著升高。

样品织构分析显示,573K和673K轧制样品中具有较强的{0001)纤维织构,而473K轧制样品中{0001)织构强度较弱。{0001)基面织构降低了板材的二次成形能力。Agnew等系统研究了室温至523K温度范围内镁合金轧板的各向异性。在试验温度

范围内,轧向强度均低子横向强度,随温度升高各

向异性减弱。

Kim等凹8]研究了ECAP工艺制备的AZ61镁合金织构与力学性能。随着挤压道次的增加,晶粒尺寸减小,延伸率明显升高,但材料的屈服强度反而有所降低(表3)。特别是经过8道次ECAP挤压

中国有色金属学报

后,屈服强度由215MPa降至161MPa。而根据Hall—Petch公式:d—cr0+kd_1胆(式中d为多晶体强度,%为相应的单晶体强度,d为晶粒尺寸,k为与材料性能有关的常数),晶粒细化将导致镁合金强度的提高。由此可见,多晶镁合金的宏观力学性能并不单纯遵守Hall—Petch公式,这是因为多晶材料的力学性能同时受晶粒尺寸和晶体学织构的影响。如表4所示,8道次样品中,晶粒呈现特殊的取向,大部分晶粒的基面沿剪切面与挤压轴方向成45。,因此沿挤压方向拉伸时,{0001)基面滑移系Schmid因子大而容易启动,使屈服强度降低,即所谓的织构软化。ECAP镁合金强度是细晶强化和织构软化综合作用的结果,关键看何者占优势。

塑性变形时,通常都是临界剪切应力(CRSS)小、Schmid因子大的滑移系最先启动。室温变形时,镁合金非基面滑移比基面滑移的CRSS大得多,织构对镁合金力学性能的影响,其实质是通过

改变各滑移系特别是{0001)[1120]基面滑移系的

Schmid因子、产生织构强化或软化而实现的。

4影响镁合金织构的基本因素

与Al、Fe等立方结构金属相比,六方结构的镁合金织构类型更多,影响因素也十分复杂,主要包括合金元素、制备与成形工艺及外加应力特征等。

度明显减弱。其原因是Y、Li等合金元素改变了纯

4.1合金元素的影响

Agnew等m’301对比了纯镁、Mg—Y及Mg—Li合金的变形织构特征(见图8)。在单向压缩变形过程中,纯镁形成理想的{0001)纤维织构。Mg—Y及

镁的晶格结构,使c/a值降低,晶格对称性增强从而锥面滑移系被激活。Huang等[3妇研究发现,在相同温度下经4道次ECAP挤压后,ZK31与AZ31镁合金所形成的织构不同。ZK31合金ECAP样品中,大部分晶粒的{0001)基面均平行于挤压方向,

图8纯镁、Mg—Y及Mg-Li合金的反极图‘”3

Fig.8

pure

Inversepolefiguresof

and

Mg.Mg—YMg-Li

alloys[30]

Mg—L冶金虽然也具有相同类型的织构,但织构强

表4不同道次ECAPAZ61镁合金的织构与Schmid因子‘28]

Table4

TexturesandSchmidfactorvaluesofAZ61magnesiumalloyECAPedbydifferent

passes[28]

第15卷第1期陈振华,等:镁合金织构与各向异性

・9.

而AZ31合金的织构特征为大部分晶粒的基面与挤压方向成一定倾角。可以认为,合金元素的影响主

要是通过改变合金晶格常数和层错能,进而改变塑性变形模式以及各种变形模式在塑性变形过程中的作用和贡献,使晶体取向发生变化。4.2变形温度的影响

变形温度对镁合金织构类型和组分均具有重要

影响。随变形温度的提高,特别是在498K以上时,柱面和锥面等潜在滑移系被激活,且滑移系之间的

CRSS差值减小,各滑移系对总塑性应变的贡献发

生变化,结果使镁合金的织构组成变得更复杂,各种类型织构的锋锐程度也有不同程度的增减。

Tanno等[321研究了轧制温度对AZ31镁合金变形织构的影响。轧制样品的(0001)极图分析表明,623K下经12道次轧制后轧板中具有较弱的{0001)基面织构;先经623

4道次轧制、然后于

473K

8道次轧制后,形成强的{0001)基面织构,

基面法线分布在与板法向成10。范围内。Wu等[27]的研究也有类似的结果,即随着轧制温度的升高,{0001)织构减弱。500℃轧制时,{0001)织构完全消失,形成{0552)+{0110)织构。这种新织构的形成是高温下基面、柱面、锥面滑移和孪生及晶粒异常长大所导致的。

温度对ECAP镁合金织构亦有影响。研究表明[19|,在523K以下挤压时,晶粒取向特征为{0001)基面沿剪切平面与挤压轴成45。分布;而在

573

K以上挤压时,大部分晶的基面均平行于挤压

方向。造成这种差异的根本原因是挤压温度不同时变形初期滑移模式也不相同。

4.3变形速度的影响

Pyzalla等[33]研究了变形程度和速度对AZ81镁合金织构的影响,发现{0001)织构强度随变形程度增大而增强,随变形速度增大而减弱。Takuda等[34]研究了应变速率对MgLiZn织构的影响,该类合金由富Mg的口相(hcp)和富Li的卢相(bee)组成,a相的取向分布对应变速率不敏感,但随着应变速率的降低,p相由立方织构分解为(001)[1103+(112)[-110]织构。

变形速度对织构的影响机理尚不十分清楚,本文作者认为主要表现在两方面:1)温度一速度机制,即变形速度将影响变形过程中工件的温度变化,特别是当变形温度较低时,增大变形速度可导致显著温升;2)速度控制机制,温度较高时,多晶镁合金

的塑性变形机制十分复杂,同时包含位错滑移、晶粒转动、晶界和晶内扩散及回复与动态再结晶(DRX)等速度控制过程,因此变形速度对这些过程

会产生重要影响,从而使塑性变形模式发生变化并

最终导致织构类型或强弱的不同。4.4外加应力的影响

镁合金变形织构是在外加应力作用下发生晶粒转动形成的,外加应力不同,晶粒的转动方式有别,生成的织构也发生变化。

在棒材挤压或拉伸等轴对称变形过程中,若除去静水压力的影响,则变形体实际处于两压一拉的应力状态,形成{0001)纤维织构,基面平行于最大主变形方向。轧制变形时,变形体处于轧向拉伸、法向压缩的平面应力状态,形成{0001)板织构。在ECAP过程中,镁合金承受纯剪切应力的作用,结果形成独特的织构,其特征为随挤压温度的不同,大部分晶粒的基面平行于挤压方向或与挤压方向成一定夹角。

4.5晶粒度的影响

晶粒度对镁合金织构的影响少见报道,但大量研究表明[35。3引,晶粒大小能影响镁合金塑性变形机制,晶粒细化不仅能提高镁合金强度和塑性,而且能抑制孪晶的形成并导致高应变速率和低温超塑性。细晶镁合金即使在室温条件下也可能发生晶界滑动(GBS),使晶粒取向发生变化。因此,影响镁合金晶粒度的因素将对其织构类型和强弱产生影响,但有关这方面的工作有待进一步研究。

结语

镁合金在挤压、轧制等塑性变形过程中易形成

较强的(0002)基面织构,给后续成形带来不利。因此对镁合金织构的控制具有十分重要的意义,而如何削弱基面取向是镁合金织构研究领域的关键课题。由于影响镁合金织构组分的因素十分复杂,这既对镁合金的织构控制增添了很大困难,同时也提供了更大的利用空间。

与铝、铁等立方金属织构相比,对镁合金织构的研究尚不成熟,国内更是基本处于空白状态。进一步弄清镁合金织构演变规律及影响因素,并以织

构成因为基础,从铸造、变形和退火等方面综合考

虑,采取有效手段对织构组分进行合理控制,必能在较大程度上改善变形镁合金的成形和使用性能。

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