AZ31镁合金粉末

AZ31镁合金粉末（精选7篇）

AZ31镁合金粉末 第1篇

镁合金是现有金属材料中密度最小的轻质结构材料, 在航空航天、汽车、电子、通讯等国防和国民经济领域具有极其重要的应用价值和应用前景[1,2,3]。然而, 镁合金的滑移系少, 塑性变形能力与塑性加工性能差, 为了突破镁合金的局限性而具有更广阔的应用前景, 改善镁合金的力学性能和成形性能是拓展镁合金应用领域和推动镁合金工业发展的关键[4,5]。

本文提出采用氢化-脱氢的方法制备纳米晶AZ31镁合金粉末。

2 结果与讨论

原始态、氢化态AZ31镁合金粉末的X-射线衍射图谱如图1所示。原始态AZ31镁合金合金粉末的特点是具有单一的镁基固溶相, 如图1 (a) 。与此对比, 在氢气氛下机械球磨60h后, 发现MgH2相和铝相的衍射峰, 而没有发现Mg相的衍射峰, 如图1 (b) , 这表明在机械力驱动下可以完全进行固-气反应:

其中M代表固溶在Mg中的Al和Zn, 由于Zn在AZ31镁合金中的含量仅仅为1%, 所以在完全氢化后即使Zn从固溶态中脱离出来也很难在X射线衍射图中发现, 这就是为什么氢化态镁合金的X射线衍射图谱中没有Zn的衍射峰的原因。

氢化态和脱氢态AZ31镁合金粉末的TEM照片和相应的电子衍射花样如图2所示。从图中可以清楚地看到, AZ31镁合金粉末完全氢化和脱氢后的晶粒大小都比较均匀, 氢化态晶粒平均尺寸为15nm左右, 脱氢后晶粒平均尺寸为45nm左右, TEM观察结果与前文所述XRD测试分析结果一致, 这些结果都可以证明本文最终获得AZ31镁合金粉末材料是纳米晶材料。

3 结论

研究结果表明, 利用氢化-脱氢反应制备具有纳米晶结构的AZ31镁合金粉末是十分可行的。

(1) 在氢气氛下机械球磨, Mg与H2发生化学反应, 生成平均晶粒尺寸为10nm左右的MgH2。

(2) 对氢化态AZ31镁合金粉末进行真空脱氢处理, 最终获得平均晶粒尺寸40nm左右的纳米晶镁合金粉末。

摘要：研究了AZ31镁合金粉末在氢化-脱氢过程中的组织结构与粉末形貌演变规律, 在350℃的条件下进行真空脱氢处理, MgH2转变为Mg, 获得晶粒尺寸约为40nm的纳米晶镁合金粉末。

关键词：纳米晶材料,机械球磨,氢化处理

参考文献

[1]Chen Z H.Magnesium Alloys (1st Edition) [M].Beijing:Chemical Industry Press, 2004.

[2]LUO A, et al.Magnesium castings for automotive applications[J].JOM, 1995 (7) :28-31.

[3]MORDIKE B L, EBERT T.Magnesium properties-applications-potentia[lJ].Mater Sci Eng A, 2001, 302 (1) :37-45.

[4]Pekguleryuz M O, Kaya A A.Creep Resistant Magnesium Alloys for Powertrain Applications[J].Advanced Engineering Materials, 2003, 5 (12) :866-878.

AZ31镁合金粉末 第2篇

晶粒细化是提高镁合金强度并改善其塑性的最佳途径。目前细化镁合金晶粒的方法主要有铸造过程中进行变质处理[7]、半固态成型[8]或挤压铸造[9]、剧烈塑性变形[10]等,但是这些方法只能将镁合金的晶粒细化到0.5～1μm左右,很难细化到纳米级大小。HDDR(氢化-歧化-脱氢-再结合)工艺[11]是一种制备超细晶稀土永磁粉末材料的氢处理新技术。由于镁与氢气反应可以生成氢化镁,并且该反应可逆[12],因此可以应用HDDR工艺来处理镁合金来达到细化晶粒的目的。但是,常规HDDR工艺生成MgH2的反应需要在较高的温度和压力下进行[13],实验条件要求较高,而且温度的升高会导致晶粒粗化。因此,本工作提出在常温下利用机械球磨产生的机械力代替热能作为驱动力,使Mg与H2反应生成MgH2,并对镁合金粉末在氢气氛下机械球磨过程中的组织演变进行研究,目的在于制备出纳米晶MgH2粉末,使其成为一条制备高性能超细晶镁合金材料的工艺途径。

1 实验方法

实验材料为AZ31镁合金铸锭(99.5%,质量分数,下同),其杂质元素总含量0.5%,其性质如表1所示。机械球磨实验在室温下进行,所用设备为QM-ISP4型行星式球磨机,每次装粉量为5g,磨球为ϕ5和ϕ10的不锈钢球,装入球磨罐中的球料质量比为120∶1,球磨机的转速设定为400r/min。

球磨实验操作过程:首先将AZ31镁合金铸锭破碎成粉末,用天平定量称取粉末,按照球料质量比要求配备一定数量的磨球,放入球磨罐中。密封后将球磨罐抽真空,然后充入高纯氢气,使压力达到0.5MPa,并重复操作2～3次,确保球磨罐内氢气氛的纯度。然后,设定球磨机转速,进行球磨实验,每间隔一定时间向球磨罐中补充氢气,使罐中氢压维持在0.4～0.5MPa,同时取出粉末样品,进行组织结构分析。为了防止粉末样品氧化,粉末取样操作过程均在氩气手套箱中进行。

不同球磨时间后的粉末样品的相组成通过X射线衍射(XRD)测试,所用仪器为日本RIGAKV公司生产的D/MAX-RB型X射线衍射仪,采用Cu阳极及石墨单色器,加速电压50kV,电流50mA,选用CuKα辐射,波长0.154056nm,2θ扫描常数2(°)/min。粉末形貌观察采用日立S-570扫描电镜,加速电压20kV。粉末的微观组织结构分析采用Philips EM420透射电镜,加速电压100kV。

2 结果与讨论

2.1 XRD分析

图1为AZ31镁合金粉末在氢气氛下不同球磨时间后的XRD图谱。从图1可以看到,机械球磨20h后AZ31镁合金粉末的衍射峰与原始粉末相比,不仅强度下降,而且半峰宽变宽,同时衍射峰位置向2θ减小的方向偏移。强度下降和半峰宽变宽说明在机械球磨过程中粉末晶体缺陷不断增加同时晶粒尺寸逐渐细化,衍射峰位置发生偏移说明H原子进入Mg的晶格间隙之中形成的固溶体α相导致了镁的晶格膨胀,晶面间距d值变大,根据半峰宽公式sinθ=nλ/2d,d值变大则θ值变小。从图1中还可以看到,机械球磨20h出现微量MgH2的衍射峰,这说明已经有少量MgH2形成。机械球磨40h,Mg相衍射峰强度显著下降,且Mg相衍射峰位置不再偏移,同时MgH2相的衍射峰强度明显增加,这说明机械球磨20h已经形成了固溶体α相,此后,随着机械球磨时间的增加固溶体α相逐渐转化形成MgH2,材料中的固溶体α相含量相应减少,MgH2含量迅速增加,直至球磨80h时,完全形成了MgH2。而继续延长球磨时间物相组成不会发生改变,如图1中球磨100h的XRD图谱所示。

图2是MgH2微观应变、晶粒尺寸与球磨时间的关系曲线。取无应变的MgH2为标样,分别测量计算出标样和不同球磨时间试样低角区和高角区晶面衍射半峰宽,利用微观应变增宽高斯函数[14],计算出MgH2在不同球磨时间后的微观应变。从图2中可以看出,MgH2的微观应变随着球磨时间的增加而增加,球磨至80h微观应变达到1.4%,这说明MgH2发生了严重的晶格畸变,晶粒已经非常细小。根据XRD衍射结果和谢乐公式,对经不同球磨时间获得的MgH2相的晶粒尺寸进行估算,所得结果如图2中晶粒尺寸变化曲线所示。可以发现,球磨20h获得的MgH2相均具有典型的纳米晶组织,之后随着球磨时间的增加,晶粒细化现象并不明显(100h晶粒尺寸为10nm),这说明机械力驱动作用下镁合金粉末发生氢化反应生成了纳米晶MgH2,并在后续球磨过程中不发生组织长大现象,机械球磨的作用是提供氢化反应所需的驱动力,而对已形成的MgH2相的晶粒细化作用并不明显。

利用标样进行试样衍射峰2θ的校正,测定MgH2粉末在不同球磨时间高角区和晶面的衍射角2θ,经过衍射峰位校正后,利用最小二乘法[14]求得不同球磨时间MgH2粉末的晶格常数,如图3所示。可以看到,MgH2粉末的两个晶格常数a和c都随着球磨时间的增加而增大,这也同样说明MgH2粉末在机械球磨的作用下晶格发生了严重的变形,晶粒逐渐被细化。

2.2 粉末形貌观察

图4为氢气氛下机械球磨AZ31镁合金粉末不同时间后的扫描电镜(SEM)照片。比较图4a与4b可以看出,球磨20h后,绝大部分粉末颗粒被碾压成扁平状片层结构,粉末颗粒尺寸与未球磨的原始粉末(0h)相差不大,表明机械力驱动生成Mg(H)固溶体即α相的过程中,粉末颗粒的破碎并不明显。当球磨时间增加到40h时,由于生成了大量的MgH2相,一方面,MgH2的塑性很差、脆性大,另一方面,当Mg转变为MgH2时,晶格体积膨胀高达30% 以上,内应力极大[15],因此形成的MgH2相极易粉化成超细粒子而脱离原始Mg(H)粉末颗粒,此时粉末形貌特征为非常细小的MgH2颗粒与尺寸相对粗大的Mg(H)颗粒的混合组织,其中大部分Mg(H)颗粒被细小的MgH2颗粒所覆盖(见图4c)。当球磨时间为60～100h时,由于生成MgH2相的反应已完成,因此材料中不再存在粗大的Mg(H)颗粒,获得了颗粒细小均匀的全MgH2粉末,其平均颗粒尺寸为1～3μm,与原始粉末相比显著细化(见图4d-f)。从图4d-f还可看出,反应球磨60h生成的MgH2颗粒尺寸与经过100h球磨后获得的MgH2粉末尺寸相差不大,这表明球磨生成的MgH2颗粒已属于超细粉末的范畴,因此MgH2相生成后进一步球磨对其颗粒尺寸的细化作用并不明显。

2.3 TEM观察

图5是氢气氛下机械球磨AZ31镁合金粉末80h获得的MgH2粉末的TEM照片(暗场像)及电子衍射花样。从图5中可以看到,MgH2晶粒大小比较均匀,大部分晶粒尺寸在10nm左右,TEM的观察结果,与文中所述XRD分析结果是一致的。这些结果可以证明,本文在氢气氛下机械球磨制备的MgH2是纳米晶材料。

3 结论

(1)常温氢气氛下机械球磨镁合金粉末,利用机械力驱动可使镁合金粉末发生氢化反应,制备纳米晶MgH2粉末材料。

(2)球磨过程中镁合金粉末首先被碾压成扁平状片层结构,即生成Mg(H)固溶体即α相,粉末破碎不明显;然后粉末开始粉化成超细粒子脱离α相,生成MgH2将α相覆盖;最后粉末完全生成细小颗粒MgH2,一旦进入超细颗粒范畴,球磨对颗粒的细化作用并不明显。

AZ31镁合金粉末 第3篇

关键词：AZ31B镁合金,板材成形,摩擦旋压工艺,缺陷分析

0 引言

因旋压成形具有局部塑性变形逐步扩展的变形特点,所以采用旋压成形技术加工零件可以减小因材料变形过大造成板料压力成形失败的几率。近年来,众多学者在旋压成形工艺参数、旋压方法和数值模拟等方面的研究取得了较大的进展[1,2,3,4,5]。旋压成形已被用于薄壁筒形件、三维非轴对称偏心管件、带环向内加强筋的异形件、杯形薄壁内齿件、薄壁轴向微沟槽管件等复杂零件的旋压成形中[6,7,8,9,10]。旋压成形不仅可广泛应用于塑性变形性能好的有色金属与合金零件的成形加工,还可用于钛合金等难变形材料的回转类零件的成形加工[11]。镁合金在力学、电磁屏蔽、导热、铸造成形等方面具有优良的性能,已被广泛用于汽车、计算机、电子通信、航空、航天等领域[12,13,14]。由于变形镁合金板材在250～450℃的较高温度下具有较好的塑性变形性能,所以目前多采用温热拉深成形方法生产3C产品(信息家电)的外壳件[15,16,17,18],该方法对镁合金板材成形过程的工艺控制,特别是温度控制的要求较高,难度较大,而且生产过程能耗大,这使得其应用受到较大限制。日本学者有采用对加热后的镁合金板材进行薄壁筒形件的旋压成形的研究[19],但将镁合金板材直接进行旋压成形的研究报道还较为少见。本文选用商业化的变形镁合金AZ31B挤压板材,进行旋压成形工艺的实验研究,探索镁合金室温旋压成形工艺的可行性和工艺参数的控制,为镁合金板材的塑性加工提供实验依据。

1 实验材料准备

实验选用北京某公司生产的AZ31B挤压板材,板材规格为120mm1.2mm(宽厚),抗拉强度σb≥262MPa,延伸率δ≥14%,其化学成分如表1所示。旋压实验用的圆片试样直接从供应态板材上切取,直径为64mm。

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2 旋压成形装置与润滑剂选用

2.1 旋压成形装置

1.旋压模具 2.坯料 3.压块组件 4.红外测温仪 5.摩擦片 6.旋轮组件 7.弹簧

摩擦旋压成形在CK6140型数控车床上进行,旋压实验装置如图1所示。旋压模具装夹在车床三爪卡盘上随机床主轴转动;压块机构装夹在车床尾座上,可压紧坯料并随机床主轴旋转;旋轮和摩擦片固定于车床刀架上,摩擦片头部采用硬质合金制造,旋压时与坯料表面始终接触摩擦;MSPro型红外线测温仪(测温范围-32～760℃)固定于车床后侧,可做少量摆动以方便测量坯料旋压成形区的温度。实验用旋压模具、旋轮结构尺寸如图2所示。

2.2 润滑剂选用

AZ31B镁合金板材旋压实验未对旋压模具、旋轮及坯料进行加热,而是利用旋压过程中材料的变形功和摩擦热将坯料温度迅速提升到较高温度再进行旋压,实验分别选用了医用凡士林、3号通用锂基脂和MoS2钙基脂作为润滑剂。旋压实验表明,医用凡士林和3号通用锂基脂无法承受坯料摩擦产生的高温,很快失去了润滑效果,旋压获得的制品表面质量差,磨损减薄严重,而MoS2钙基脂的润滑效果较好,较高温度下仍有一定的润滑作用。图3所示为使用不同润滑剂进行旋压获得的制品。实验最终选用MoS2钙基脂作为摩擦旋压的润滑剂。

3 旋压工艺实验

3.1 旋轮的运动轨迹

旋压成形时,旋轮的运动轨迹曲线常用的有直线、圆弧、渐开线、双曲线等,为简化轨迹控制和减小旋压变形速度,本实验选用的运动轨迹曲线为梳形曲线(图4),a为旋轮的单次轴向进给量。旋轮在轴向进给之前,摩擦片先与坯料表面接触摩擦一段时间(约几秒),此时旋轮做径向往复直线运动,当摩擦区温度升高到较高温度时(由红外测量仪监测)开始轴向进给,轴向每进给一次,旋轮沿径向直线往复运动一次。

由于镁合金导热性好,摩擦热向空气扩散速度也快,旋轮和摩擦片做径向往复运动有利于维持旋压成形区坯料的成形温度;旋压时旋轮的轴向进给量a为间歇式进给,以降低镁合金板料的变形速度,减少坯料的磨损减薄。

3.2 坯料的转速

旋压时坯料跟随车床主轴同步转动,旋轮、摩擦片与坯料接触摩擦,会使坯料温度升高,实验初选低、中、高三种转速,即300r/min、460r/min、900r/min,轴向单次进给量a分别取0.10mm、0.16mm、0.22mm。测得AZ31B坯料温度的变化曲线如图5所示。随着坯料回转速度的提高,坯料的温度发生很大变化,坯料转速由300r/min升高到900r/min,坯料温度升高了200℃以上。

(坯料直径D=64mm,MoS2钙基脂润滑)

3.3 旋压成形实验结果

坯料转速的变化不仅对坯料的温度产生影响,对旋压成形件高度也有影响。如图6所示,旋压件的高度h1<h2<h3,即坯料转速越快,获得的旋压件高度越大,表明AZ31B镁合金板材的塑性变形能力越强。

(D=64mm,MoS2钙基脂润滑,a=0.22mm)

工件的旋压成形高度还受坯料旋压变形程度的影响,坯料外径尺寸越大,旋压成形时外缘材料向中心收缩变形越困难,所获得的旋压件高度相对较小。如图7所示,在较高的主轴转速(ω=900r/min)条件下,坯料直径越大,获得的旋压件高度越小。

(MoS2钙基脂润滑,a=0.22mm)

4 旋压变形程度与缺陷分析

4.1 旋压变形程度

旋压变形程度通常以旋压变形系数m表示:

式中,d为工件直径(工件为锥形件时,则d为圆锥最小直径)。

由式(1)可求得实验所用坯料的旋压变形系数为0.492。

圆锥形件极限旋压系数的经验值取值范围为0.2～0.3,而实验所用坯料尺寸的旋压变形系数大于极限旋压变形系数值,即坯料的旋压变形程度在许可范围内,旋压成形不至于因变形程度过大而失控。

4.2 旋压成形缺陷

在AZ31B镁合金板材旋压过程中,容易出现凸缘起皱、过渡圆角处断裂、工件壁厚磨损变薄严重等缺陷,如图8所示。图8中A处有明显的起皱失稳现象,实验发现当旋轮的轴向单次进给量a超过0.22mm时,凸缘的起皱极易发生,使旋压成形难以进行。图8中B处出现断裂主要是由于镁合金坯料在较低温度时塑性变形能力差造成的,当旋压坯料依靠摩擦升温到较高的温度时,塑性变形能力提高,旋压成形件可避免在B处出现断裂。图8中C处是壁厚磨损变薄的主要区域,当采用MoS2钙基脂润滑,并适当减小旋轮轴向单次进给量时,壁厚磨损减薄情况可获得改善。

5 结论

(1)采用摩擦旋压成形方法可以快速将坯料温度提高至200～450℃,从而改善AZ31B镁合金板材的旋压塑性变形能力,可在室温条件下直接旋压成形碟形件。

(2)旋压轴向进给量、旋轮运动轨迹、坯料旋转速度和润滑剂等因素对镁合金板材的旋压成形有较大的影响。当旋轮采用梳形运动轨迹,轴向进给量为0.22mm,ω=900r/min时,采用MoS2钙基脂润滑,可取得较好的旋压成形效果。

AZ31镁合金粉末 第4篇

本工作主要对AR和对称轧制 (Symmetric Rolling, SR) 过程中, AZ31镁合金板材微观组织的差异进行研究, 并通过刚塑性有限元 (FEM) 方法对AR和SR变形原理进行分析, 以探讨影响AZ31镁合金板材显微组织的根本原因。

1 实验

实验中AR实验在上下辊转速相同而辊径不同的双辊轧机上进行, 其异速比为1.1, SR实验在同样的上下辊径相同的轧机上进行。

实验所用AZ31合金名义化学成分为:Mg-3%Al-0.8%Zn-0.4%Mn (质量分数) , 首先经铸造-挤压制得厚度为10 mm的挤压板坯。为了比较, AR和SR轧制均在相同的工艺条件下进行, 即轧辊未加热, 板材预热温度为400 ℃, 道次间保温时间为从15 min到3min, 随轧制道次的增加递减, 道次压下量恒定为10%, 轧辊表面未润滑。轧制过程中, 板材轧制方向和正法向均不变。

按上述条件完成轧制实验后, 沿板材轧制面取样, 进行金相组织分析, 其浸蚀剂配方如下:5g苦味酸+5g冰醋酸+10mL蒸馏水+80mL无水乙醇。分别对垂直与板法向和轧向截面的晶粒取向在Y-500型X射线衍射仪上进行分析。

为了便于理解AR和SR变形机理, 采用刚塑性有限元软件Deform2D对AR和SR变形特征进行分析。由于板材的宽厚比很大, 因此不考虑板材宽度方向应变, 将其轧制变形视为平面应变, 仅考虑板材沿轧向在厚度方向的变形。有限元模拟板材网格划分采用四节点等参单元, 在板材厚度方向均匀划分为5格, 按上述实验条件进行有限元模拟。

2 结果与讨论

2.1 有限元分析

图1给出了AR和SR轧制过程中, 有限元模拟AZ31镁合金板材流变网格。从图1可以看出, AR板材快速辊侧的板材表面附近承受了较大的剪切变形, 而SR板材上下表面的变形基本呈对称分布。在本实验条件下, AR过程中, 上下辊的异速比为1.1, 每道次压下量约为10%, 接近于全搓轧状态, 因此, 沿厚向, AR板材剪切变形分布比较均匀。根据S.H.Lee等研究[8], 增大异速比或增大板材表面与轧辊之间的摩擦系数则可使AR板材厚度上的变形分布趋于更加均匀。

在AR和SR变形区各取一单元体, 其应力状态如图2所示。从图2可以看出, AR上下表面的切应力方向相反, 而SR上下表面切应力方向相同, 这是因为SR上下表面的摩擦力方向相同, 而AR上下表面的摩擦力方向恰恰相反所引起的。由此亦可得出上下表面的合力方向, 如f1, f2, f′1及f′2所示。

2.2 金相组织

图3分别给出了AR和SR制备的AZ31镁合金板材的金相组织。从图中可以看出, 在其它条件相同的情况下, 这两种工艺制备的板材的金相组织存在明显的差异, 对于AR板材, 其晶粒较细小, 且分布均匀, 平均晶粒度约为8.9 μm;而SR板材的晶粒组织中则存在大量的孪晶, 且分布不均匀, 其平均晶粒度达13.2μm。这主要是由于SR和AR过程中, 镁合金的变形机理以及这两种轧制方式变形机理差异所决定的。

在镁合金热轧变形过程中, 影响其金相组织变化的因素非常复杂, 主要涉及到位错滑移、孪生和动态再结晶等因素。由于AZ31镁合金的层错能较低, 热轧时不易发生动态回复而易发生动态再结晶。但与静态再结晶相比, 动态再结晶需要更大的临界变形程度才能发生。因此, 当道次压下量为10%时, 变形时储能较低而使动态再结晶发生得不够完全, 金相组织中只有少量细小的动态再结晶新晶粒。此外, 由于镁合金滑移系较少, 塑性变形过程中孪生在一个相当宽的温度范围内发挥着非常重要的作用。特别是挤压时镁合金内形成了强烈的 (0001) 基面织构, 轧制过程中基面滑移变得非常困难, 而棱柱面滑移与锥面滑移的临界剪切应力又较高, 不易启动, 要继续进行塑性变形就必须要依靠锥面孪生来起协调变形的作用。孪晶本身对塑性变形的贡献不大, 但能够改变晶粒取向, 使不利于滑移和孪生方向的晶粒重排, 从而使晶粒取得有利的位置, 以便进步滑移和孪生。当孪晶达到一定比例时, 初生孪晶内部的二次滑移和孪晶可以产生较大的应变, 使得滑移孪晶和孪晶孪晶的交互作用从能量上变得可行[9]。因此, SR过程中会出现比较多的孪晶。而AR时板材的应力应变与金属流动特点与SR时的明显不同。与SR相比, AR使板材的厚度方向承受了一种剪切变形, 如图1和图2所示。纯剪切也是使金属发生塑性变形的一种应力状态。在相同的道次压下量下, 即几何变形相同时, AR中的搓轧区激发更多的滑移系参与滑移和交滑移, 引起的实际变形程度较SR的高[10]。由于金属动态再结晶与变形量有很大关系, 一般来说随着变形量的增大, 变形所产生的储存能也相应增大, 使得动态再结晶的再结晶形核率较晶粒长大率增大为快, 故再结晶晶粒尺寸会变均匀, 晶粒尺寸也不断得到细化[11]。

2.3 晶粒取向

表1和表2分别给出了AR和SR制备的AZ31镁合金板材分别沿轧制面和横截面晶粒取向X-ray衍射分析结果。从表中可以看出, 无论是AR还是SR板材都具有较强的 (0002) 基面晶粒取向, 但相对来说AR板材的基面晶粒取向稍弱。AR板材中 (1013) 与 (1011) 锥面强度相对 (0002) 与 (0004) 基面强度的百分比为12%, 而SR板材中 (1013) 与 (1011) 锥面强度相对 (0002) 与 (0004) 基面强度的百分比为5%。由于各晶面衍射峰强度的体积分数的和应该不变[12], 在 (1013) 与 (1011) 锥面增强的情况下, 必然随着别的晶面衍射峰强度的相对减弱。而AR中未出现其它比较明显的晶粒取向, 故只可能是 (0002) 基面晶粒取向减弱。由此可以得出AR能够弱化镁合金轧制板材中的基面晶粒取向, 这对提高镁合金的塑性是有很有利的。同时也可以得出AR板材 (1013) 锥面强度相对 (0002) 与 (0004) 基面强度的百分数为8 %, 而 (1011) 锥面强度相对于 (0002) 与 (0004) 基面强度的百分比为4%, (1013) 取向强于 (1011) 取向, 这是因为 (1013) 锥面与基面的夹角比 (1011) 锥面与基面的夹角要小, 即 (1013) 锥面法线与轧制压力方向的夹角也比较小, 故 (1013) 锥面更容易转向与轧制压力垂直的方向, 其衍射峰强度就会相应增大。从表2可看出, SR板材横断面上最强的衍射峰是 (1011) 棱柱面, 而SR板材横断面上最强的衍射峰则是 (1011) 锥面。这是因为轧制时基面有平行于轧板表面的倾向, 导致 (1011) 棱柱面平行于横断面, 而AR使部分基面发生一定角度的偏移, 故使得与棱柱面夹角最小的 (1011) 锥面转到与横断面平行的方向, 这也从另一方面证实了AR能够弱化镁合金轧制板材的基面晶粒取向。

那么, 由图2可知, 对单晶体而言, 在压应力作用下, 滑移面转到与外应力垂直的方向, S1, S2, S′1及S′2代表滑移面在各应力作用下所处的方位, 其法线方向与各合力方向平行。由图可知, SR上下表面S′1与S′2偏转角度可以相互抵消;而AR上下表面S′1与S′2的偏转角度一致, 不能抵消。因此, SR所形成的晶粒取向其滑移面 (即基面) 与轧制压力方向垂直, 而AR滑移面法线方向会偏离轧制压力方向一定的角度, 故其形成的晶粒取向也会随之偏离一定的角度。随着AR道次的增加, 会使这种作用偏离得到强化, 最终可通过改变轧制过程中的基面晶粒取向来提高金属的塑性变形能力。

3 结论

(1) 本实验条件下, 沿板材厚向, AR可引入明显的剪切变形。在全搓轧状态下, 其剪切应变沿厚向分布比较均匀;而SR板材厚向应变则呈对称分布。

(2) AR可获得平均晶粒度约为8.9μm均匀分布的等轴晶组织;而SR板材晶粒分布不均匀且有大量的孪晶存在, 平均晶粒度达13.2μm。

(3) 与SR相比, AR可明显削弱板材的 (0002) 基面晶粒取向。

(4) AR和SR板材微观组织的差异主要是由于AR过程中沿板材厚向引入了强烈的剪切应变所致。

摘要：研究了非对称轧制和对称轧制过程中, AZ31镁合金板材微观组织的变化特征, 并结合有限元模拟对其差异进行了分析。结果表明, 非对称轧制可明显细化板材的晶粒, 可获得平均晶粒度约为8.9μm均匀分布的等轴晶组织, 且其 (0002) 基面晶粒取向明显减弱;而对称轧制板材晶粒分布不均匀且有大量的孪晶存在, 平均晶粒度达13.2μm。这主要是因为, 与对称轧制相比, 非对称轧制沿板材厚向引入了强烈的剪切应变所致。

关键词：非对称轧制,对称轧制,AZ31镁合金板材,微观组织,有限元

参考文献

[1]MABUCHI M, IWASAKI H, YANASE K, et al.Low tempera-ture superplasticity in an AZ91 Magnesium alloy processed byECAE[J].Scripta Materialia, 1997, 36 (6) :681-686.

[2]KIM W J, HONG S I, KIM Y S, et al.Texture development andits effect on mechanical properties of an AZ61 Mg alloy fabricatedby equal channel angular pressing[J].Acta Materialia, 2003, 51:3293-3307.

[3]HORITA Z, FURUKAWA M, NEMOTO M, et al.Superplasticforming at high strain rates after severe plastic deformation[J].Acta Materialia, 2000, 48 (14) :3633-3640.

[4]YOSHIDA Y, CISAR L, KAMADO S, et al.Effect of micro-structural factors on tensile properties of an ECAE-ProcessedAZ31 magnesium alloy[J].Materialia Transaction, 2003, 44 (4) :468-475.

[5]WATANABE H, MUKAI T, ISHIKAWA K.Differential speedrolling of an AZ31 magnesium alloy and the resulting mechanicalproperties[J].Journal of Materials Science, 2004, 39:1477-1480.

[6]WATANABE H, MUKAI T, ISHIKAWA K.Effect of tempera-ture of differential speed rolling on room temperature mechanicalproperties and texture in an AZ31 magnesium alloy[J].Journal ofMaterials Processing Technology, 2007, 182:644-647.

[7]JI Y H, PARK J J, KIM W J.Finite element analysis of severedeformation in Mg-3Al-1Zn sheets through differential-speed roll-ing with a high speed ratio[J].Materials Science and Engineer-ing, 2007, A454-455:570-574.

[8]LEE S H, LEE D N.Analysis of deformation textures of asym-metrically rolled steel sheets[J].International Journal of Mechan-ical Sciences, 2001, 43:1997-2015.

[9]GAO H, RAMALINGAM S C, BARBER G C, et al.Analysis ofasymmetrical cold rolling with varying coefficients of friction[J].Journal of Materials Processing Technology, 2002, 124:178-182.

[10]李尧.异步轧制对3004铝合金变形织构及制耳率的影响[J].中国有色金属学报, 1997, 7 (2) :113-117.

[11]钟家湘, 郑秀华, 刘颖.金属学教程[M].北京:北京理工大学出版社, 1995.

AZ31镁合金粉末 第5篇

结构材料中, 质量最轻的材料是镁合金, 它的运用已经扩展到了航空领域, 还有电子通讯、交通运输等领域。只有不断锻造以及轧制镁合金, 使其发生变形, 才能拥有更好的力学性能。

1 AZ31 镁合金轧制板材及特点

1.1 影响镁合金发展和应用的板材特点

镁合金板材轧制成形, 主要存在以下几个特征:

其一, 镁合金在室内常温下, 其变形性能会大大降低, 在轧制中不会轻易导致断裂和变形现象的发生;

其二, 镁合金的板材的轧制大都是传统的对称轧制, 轧制之后, 板材存在着向异性, 非常不利于后期的加工;

其三, 镁合金轧制道次比铝要小很多, 上产效率并不高[1]。

由于这些特点, 很多专家学者对如何让改善镁合金的轧制工艺和技术进行了大量的研究, 对当前的镁合金轧制工艺的性能和基本原理等金乡了总结, 对今后的镁合金板材的轧制做出了铺垫。

1.2 AZ31 镁合金轧制的工艺

在镁合金的铸造过程中, 形成氧化、粗大晶粒、溶剂夹渣等, 镁合金中类似柱状晶体和金属化合物的存在, 会严重影响其铸锭的质量, 从而影响了镁合金板材轧制的质量和应用。由此看来, 对镁合金板胚的制备工艺以及均匀化退火对板胚轧制性能的研究, 是非常有必要的。经过半铸的方法来获得AZ31 镁合金的板胚, 来分析板胚的化学成分和组织, 从而研究板胚均匀化热处理, 谈论AZ31 镁合金板胚的质量问题, 为今后完善镁合金板材轧制工艺提供可参考数据[2]。

2 镁合金轧制的工艺参数

2.1 镁合金AZ31 轧制中受到的温度影响

以AZ31 镁合金为主要研究对象, 沿板材横截面取小样, 研究板胚组织的形状样貌, 通过显微镜观察, 可以发现镁合金板胚边缘的基础组织是细小的晶体, 有别于板胚内部中心的粗大晶体。造成这种情况的原因, 是由于板材的冷却速度不同。

在实际的生产当中, 轧辊必须先预热, 如果不预热, 在轧制过程当中, 板材很容易发生边裂, 形成各种裂纹。另一方面, 轧辊温度过低, 就会使板材合金的使用性能大大降低。因此在进行轧制作业之前, 要对轧辊预热, 预热温度通常要达到160摄氏度左右。并且在轧制环节中, 要使轧辊温度保持在200 摄氏度至250 摄氏度之间即可。

2.2 轧制中重要的参数

镁合金板材轧制变形的量和轧制过程的速度, 是控制轧制效率的重要参数。如果镁合金板材有过大的变形量, 那么就会使板材边缘发生裂开变。了有效控制这一变量, 需要对板材实施躲到轧制程序。采用冷轧制, 那么AZ31 镁合金变形量最大能够达到20%。但是通常会使用道次压下量以及退火工艺来进行操作, 使变形量能够小于25%。

根据相关研究资料表明, 当板材在温度很高的条件下进行打压下量的轧制, 那么变压制成为让AZ31 镁合金具有细小晶体的制备工艺。镁合金应变速率与塑性之间的关系非常密切, 在数理中成反比关系。也就是当应变速率增长, 那么塑性就会降低。所以, 在板材轧制的过程中, 要对轧制速度进行控制, 并且对镁合金板材控制的速度要低于其他材质。换而言之, 控制这一参数, 不仅是为了板材轧制的性能不受到热效应的控制和影响, 同时也是为了提高轧制板材的质量。所以, 轧制速度控制在0.5m/s为宜, 速度可随轧制程序加快, 但不能超过2.5m/s。

近年来, 镁合金板材轧制使用的大都是温轧板或者热轧板。即便如此, 在轧制的过程中仍然存在许多需要完善的地方。比如, 温度太高容易影响板材形状, 并且致使板材表面粗糙;在中高温的情况下, 镁合金的性能会降低, 这中情况下, 轧制厚度低于1mm的话, 那么薄板就容易形成皱纹或波纹, 还可能发生撕裂。因此, 采用冷轧制工艺能够有效地弥补以上问题, 从而使镁合金板材性能得到提升, 把握板材尺寸精准度。

3 镁合金AZ31 轧制的方式

3.1 轧制的特殊工艺

为了控制轧制压力在合理的范围内, 并且使板带加工效率得到进一步提升, 形成了一种新型的轧制工艺, 也就是异步轧制。这一工艺产生的时间比较长, 在上世纪初期, 德国就开研究并应用。而目前, 这一工艺也被广泛地应用在精密带材轧制和薄带平整等多种均整矫直工艺当中。

通过有效地应用异步轧制工艺来轧制镁合金板材, 可以让内部晶体组织更细化, 提升力学性能。研究表明, 当轧制条件相同, 使用常规的轧制, 板材内存在很大的晶体;使用异步轧制, 会让板材内的晶体会变的细小和均匀。这说明异步轧制有利于让板材内的晶体再结晶, 让镁合金材料内的晶体细化和等轴化。这中差异的形成, 是因为常会轧制和异步轧制过程中, 应力变化和金属流动的特点所决定的。

3.2 提升AZ31 镁合金轧制效率的措施

镁合金作为最轻的一种金属, 不仅具有较高的强度, 而且刚性足。所以在轧制中, 影响轧制效率的因素主要有温度、速度以及热处理等。所以在轧制中要对这些因素进行控制, 然后进行多道次压下量小的轧制处理。一般通过两种途径来改善轧制成形。一是调整轧制工艺和方式, 二是控制轧制温度。

在进行AZ31B镁合金的研究时, 将开轧温度控制在450℃至460℃之间, 将终轧温度控制在260℃至300℃之间, 能够使板材性能得到理想的控制。另外, 需要注意的是在相同变量下, 轧制温度越高, 就会降低板材硬度, 所以将温度控制在330℃, 得到的板材综合性能最佳。

4 结束语

镁合金的轧制方式以及工艺参数对于镁合金板材的性能与组织构造有着非常密切的关联, 所以在轧制中, 要对工艺参数进行深入分析, 并选择适合的温度实施轧制, 从而控制板材的成型以及提高板材的性能。

参考文献

[1]张青来, 郭海玲, Bondarev A B, Bondarev B I, 韩伟东, 周娅莉, 孙毓蔚.AZ31B变形镁合金板坯的组织与性能研究[J].金属热处理, 2011, 8 (07) :24-28.

AZ31镁合金粉末 第6篇

镁合金具有比重小,比强度、比刚度高,阻尼性、切削加工性、铸造性好等优点,在汽车、机械、航空航天及便携式电子仪表、计算机等领域得到日益广泛的应用,但镁合金的耐蚀性极差,制约了其结构性能的发挥。因此,国内外对镁合金表面防腐蚀处理进行了大量的研究,其中化学转化工艺因能耗少、设备简单、投资少、容易操作、成本低等优点而应用较多,其常用的化学处理液主要有铬酸盐[1]、高锰酸盐[2]、高锰酸盐-磷酸盐[3]、磷酸盐[4]等。由于这4种溶液体系对环境有一定的危害性,需要开发环保型镁合金化学转化工艺。

植酸(化学名称为环己六醇六磷酸脂)是从粮食等作物中提取的天然无毒的有机磷酸化合物,是一种少见的金属多齿配位剂,当其与金属配位时,易形成多个配位比,且所形成的配合物稳定性极强,而可以用于制备化学转化膜[5,6,7,8]。当前,AZ31B镁合金植酸转化温度影响成膜及其耐蚀性的研究未见报道,为此,本工作研究了不同转化温度对AZ31B镁合金植酸转化膜性能的影响,以期为扩大其工业应用打下基础。

1 试 验

1.1 基材处理

基材为50 mm30 mm1 mm的AZ31B镁合金,化学成分(质量分数)为:2.910% Al,0.850% Zn,0.400% Mn,0.210% Si,0.001 5% Fe,0.001% Cu,0.001% Ni,Mg余量。

依次用400,800, 1 200水砂纸将试样打磨平整,再在无水乙醇中超声清洗5 min,热风吹干。

1.2 植酸转化膜制备

植酸转化膜的制备工艺:4 g/L植酸,pH=2,温度20~80 ℃,时间40 min;转化后用蒸馏水冲洗并用热风吹干。

1.3 性能测试

应用析氢试验装置测试AZ31B镁合金不同温度形成的转化膜在3.5%的NaCl溶液中的析氢速率[5,6]。

应用CHI604C型电化学工作站测试不同试样的Tafel曲线:三电极体系以铂片电极为辅助电极、饱和甘汞电极(SCE)为参比电极、镁合金试样为工作电极,工作面积为2.68 cm2,扫描速率5 mV/s;并用相应软件计算其腐蚀电位(Ecorr)、腐蚀电流密度(Jcorr)。

应用TESCAN VEGA II扫描电子显微镜(SEM)观察转化膜形貌,用其附带的电子能谱仪(EDS)测试转化膜的成分。

应用NEXUS 470傅里叶变换红外光谱仪(FTIR)分析转化膜的官能团构成。

2 结果与讨论

2.1 转化膜的微观结构及构成

图1为不同转化温度制备的镁合金植酸转化膜的SEM形貌。可以看出:当转化温度为20 ℃及30 ℃时,转化膜凹凸不平,有些地方还有较宽的裂纹。这可能是因为温度较低时,植酸根与镁离子的反应比较缓慢,成膜速度较慢,形成的植酸转化膜表面不均匀。当转化温度为60 ℃及80 ℃时,转化膜宏观颜色很深,为浅黑色,其裂纹较宽、较深。这可能是因为温度较高时,反应速度很快,反应过程中释放出大量的氢气,从而致使转化膜表面裂纹较宽、较深。当温度为40 ℃时,转化膜表面较为平整,局部有细小的裂纹存在,分布较为均匀。

图2为转化温度40 ℃时转化膜中非裂纹和裂纹处的EDS谱。可以看出:植酸转化膜由Mg,Al,Zn,C,O,P元素所组成,其中Mg,Al,Zn来自于AZ31B镁合金,而C,P及部分O则来自于与AZ31B镁合金反应的植酸;在镁合金植酸转化膜表面裂纹处仅含有非常少量的O,P元素,而Mg元素的含量很高,即裂纹处有一定的植酸转化膜,且转化膜较薄。这说明镁合金植酸转化膜由较薄的致密内层及具有一定裂纹的外层组成,致密内层可显著提升镁合金的防腐蚀性能,外层的裂纹可增加转化膜与后续涂料之间的铆合作用,进一步提高涂层体系的附着力及防腐蚀性能[7]。

图3为转化温度40 ℃时转化膜的红外光谱。可以看出:植酸转化膜的主要特征峰为波数为540 cm-1和1 083 cm-1的PO3-4、波数为1 639 cm-1的HPO2-4以及波数为3 434 cm-1的OH-,PO3-4,HPO2-4,OH-均来自于植酸,即镁合金与植酸反应并在表面形成植酸转化膜。镁合金植酸转化膜富含羟基与磷酸基,这些有机官能团的存在有利于涂料在其上吸附,提高涂层间的附着力以及防腐蚀性能。

2.2 转化膜的耐蚀性能

图4为镁合金基材及不同转化温度制备的镁合金植酸转化膜试样在3.5% NaCl溶液的析氢速率曲线。可以看出:当浸泡6 h以后,基材及20,30,40,60,80 ℃植酸转化膜的析氢速率分别稳定在0.200,0.080,0.075,0.060,0.090,0.110 mL/(cm2h)左右;浸泡12 h其累计析氢量分别为2.296, 0.925,0.834,0.638,1.130,1.388 mL。也就是说,镁合金植酸转化试样的析氢速率均比基材试样小,具有较好的防腐蚀性能;植酸溶液的转化温度对转化膜的防腐蚀性能有较大影响,当转化温度为40 ℃时,所制备的转化膜的析氢速率最小,即转化膜的防腐蚀性能最好。

图5及表1分别为镁合金试样及不同转化温度镁合金植酸转化膜在3.5% NaCl溶液的Tafel曲线及由其计算得到的腐蚀电位(Ecorr)、腐蚀电流密度(Jcorr)。可以看出:转化温度为20,30,40,60,80 ℃时镁合金植酸转化膜较基材的分别正移了104 ,148,300,187,160 mV,自腐蚀电流密度下降了2~3个数量级,植酸转化膜的存在提高了镁合金的耐蚀性;当转化温度从20,30 ℃到40 ℃时,自腐蚀电位逐渐增大,自腐蚀电流密度逐渐减小,防腐蚀性能逐渐提高;当转化温度从40,60 ℃到80 ℃,自腐蚀电位逐渐减小,自腐蚀电流密度逐渐增大,防腐蚀性能逐渐下降。由此可见,当转化温度为40 ℃时转化膜的防腐蚀性能最好。

产生这种现象的原因应与镁合金不同温度的成膜过程有关。植酸转化膜的成膜速率随着转化温度的提高而增加,当转化温度较低时,植酸转化膜较薄,不能给镁合金提供有效的防护,防腐蚀性能较差。当转化温度较高时,植酸转化膜成膜较快,但阴极析出的大量氢气将阻碍植酸转化膜在镁合金表面的形成,使镁合金表面未被植酸转化膜完全覆盖,导致转化膜内部疏松多孔,从而降低了转化膜的防腐蚀性能[6]。而当转化温度处于一个合适的温度条件,即40 ℃时,植酸转化膜的成膜速率较为适中,所形成的转化膜较完整,因而防腐蚀性能较好。

2.3 成膜机理

当镁合金浸入植酸溶液后,镁合金表面的微阳极区发生镁和铝的溶解,释放出电子。

MgMg2++2e (1)

AlAl3++3e (2)

植酸是一种多元的中强酸,分子结构中有12个羟基、6个磷酸基[9],在水溶液中发生电离释放出氢离子:

RH12+H2ORH-11+H3O+ (3)

RH-11+H2ORH2-10+H3O+ (4)

RH2-10+H2ORH3-9+H3O+ (5)

式中 R=C6H6O6(PO3)6

植酸根的活性基团可与从镁合金上溶解下来的金属离子发生配位,形成稳定的螯合物,从而在金属表面形成一层致密的保护膜,使金属不受腐蚀介质的破坏;同时水合氢离子得到电子,放出氢气:

RH2-10+Mg2+MgRH10 (6)

RH3-9+Al3+AlRH9 (7)

2H3O++2e2H2O+H2↑ (8)

3 结 论

(1)转化温度对镁合金植酸转化膜的防腐蚀性能有较大的影响:在较低范围内,随着温度的升高转化膜的防腐蚀性能增加;转化温度为40 ℃时,防腐蚀性能最佳;此后随着温度的进一步提升,转化膜的防腐蚀性能随之下降。

(2)镁合金植酸转化膜由较薄的致密内层和具有一定裂纹的外层所组成,其主要为Mg,Al,Zn,C,O,P等元素所组成,并含有PO3-4,HPO2-4及OH-基团。

参考文献

[1]Natarajan S,Ravikiran V.Evaluation of electrochemical andsurface characteristics of conversion coatings on ZM21 mag-nesium alloy[J].Surface Engineering,2006,22(4):287～293.

[2]Umehara H,Takaya M,Terauchi S.Chrome-free surfacetreatments for magnesium alloy[J].Surface and CoatingsTechnology,2003,203(169/170):1 666～1 669.

[3]Zhao M,Wu S S,Luo J R,et al.A chromium-free conver-sion coating of magnesium alloy by a phosphate-permanga-nate solution[J].Surface and Coatings Technology,2006,200(18/19):5 407～5 412.

[4]Zhou W Q,Shan D Y,Han E H.Structure and formationmechanism of phosphate conversion coating on die-castAZ91D magnesium alloy[J].Corrosion Science,2008,50(2):329～337.

[5]Gao L L,Zhang C H,Zhang M L,et al.Phytic acid con-version coating on Mg-Li alloy[J].Journal of Alloys andCompounds,2009,458(1/2):789～793.

[6]Liu J R,Guo Y N,Huang W D.Study on the corrosion re-sistance of phytic acid conversion coating for magnesiu mal-loys[J].Surface and Coatings Technology,2006,201(3/4):1 536～1 541.

[7]Pan F S,Yang X,Zhang D F.Chemical nature of phyticacid conversion coating on AZ61 magnesium alloy[J].Ap-plied Surface Science,2009,255(20):8 363～8 371.

[8]Cui X F,Li Q F,Li Y,et al.Microstructure and corrosionresistance of phytic acid conversion coatings for magnesiumalloy[J].Applied Surface Science,2008,255(5):2 098～2 103.

AZ31镁合金粉末 第7篇

高能束表面改性是近年发展起来的新兴技术[1,2],强流脉冲电子束表面改性具有能量利用率高、工艺可控、无污染等优点。以加速电子为载体的入射能量在极短的时间内沉积在材料表面的薄层中,由此引发快速凝固、汽化、热应力、冲击波和增强扩散等物理化学现象。Proskurovsky等[3,4]在强流脉冲电子束表面改性方面进行了大量的研究工作,主要包括碳钢与合金钢的表面强化及表面耐腐蚀、表面清洗、表面合金化等。镁合金以其低密度、高比强度、良好的抗冲击和抗压缩能力、良好的机械加工性能等优点受到关注[5],其应用也越来越广泛[6],涉及汽车、移动电话、笔记本电脑外壳、精密仪器、国防及航空航天等领域。有效提高镁合金表面的耐蚀性能是进一步扩大其实际应用的关键。目前,提高镁合金表面耐蚀性能的手段主要包括两大类:直接改变冶金成分,加入合金元素或提高产品的纯度;表面改性处理,包括化学表面处理和高能束表面处理等手段[7,8]。本工作对AZ31镁合金进行强流脉冲电子束表面改性并对处理后样品的耐腐蚀性能进行了研究。

1 试 验

1.1 材 料

材料选用轧制变形镁合金AZ31板材。切割成规格15 mm15 mm5 mm的薄片,表面依次经过800,1 000,2 000号砂纸打磨、抛光。AZ31镁合金的化学成分见表1。

1.2 设备及工艺参数

采用Nadezhda-2型强流脉冲电子束装置,处理参数:样品室背景真空度510-3 Pa,电子束加速电压27 kV,靶极距离100 mm。脉冲次数分别为1,3,8次,脉冲间隔时间为30 s。

1.3 微观组织及结构分析

用LEICA QWIN金相显微镜观察处理试样的表面、截面形貌。表面相结构标定在XRD-6000型X射线衍射仪(XRD)上测试,采用Cu靶,扫描范围为20°～100°。采用EPMA-1600型电子探针分析试样成分。

1.4 耐蚀性能测试

样品腐蚀性能测试在EG&G M273设备上进行,采用三电极系统,参比电极为饱和甘汞电极(SCE), 辅助电极为Pt电极,样品为工作电极,在室温下进行。所使用的测试液为5% NaCl去离子水溶液,腐蚀测试工作面积1 cm2。扫描速度1 mV/s,自腐蚀电位由系统根据极化曲线转折点确定。自腐蚀电流根据Tafel方程,由偏离自腐蚀电位50～100 mV数据点(E-lgI)拟合直线方程得到。

2 结果与讨论

2.1 表面及截面显微形貌

不同强流脉冲电子束次数处理后获得AZ31镁合金样品表面SEM形貌见图1。从图1a可以看出,经过电子束的轰击,表面有“火山坑”状的熔坑出现。熔坑是电子束表面改性的典型形貌[9]。根据电子与固体作用理论,入射电子束的能量转换集中在靶材表层的电子射程(由电子加速电压、靶材密度决定)内实现,而电子束的能量沉积速率沿射程呈非线性分布,最大能量沉积出现在射程的1/3处[10]。因此,在材料亚表层的晶界、杂质、缺陷、第二相等微观不均匀处会首先被熔化,此时表层材料仍处于固态或者熔融态;继续加热使亚表层的熔化小液滴冲破表层的阻碍,喷发出来;在随后的快速凝固和冷却过程中,处理样品表面形成这种典型形貌。从图1b中可以看出,随着电子束能量的增加,熔坑之间发生了相互的融合,形成了长条的胞状组织。从图1c可以观察到胞状组织自身相互融合,表面起伏减少,平整度升高。

不同次数强流脉冲电子束处理后AZ31镁合金的截面显微SEM形貌见图2。图中由右至左依次为重熔区,热影响区,基体。从图中可知,重熔区表面晶粒细化,热影响区的晶界消失,这是因为表面经历了快速的凝固过程,晶粒来不及长大造成的。这种现象在电子束处理H13和D2模具钢也同样能观察到[11]。重熔区和热影响区作用深度与脉冲次数的关系曲线见图3。从图中可知,随着脉冲次数的增加,重熔区和热影响区的深度也随之增加;在8次脉冲时,增加的幅度最大,这是由于电子束能量的沉积作用所导致的。

2.2 XRD图谱

AZ31镁合金原始样和经强流脉冲电子束处理后的XRD衍射图谱见图4。相对于镁的标准XRD衍射图谱,改性后的AZ31镁合金择优取向发生了变化,由原来的晶面择优到了(002)晶面。发生改变的原因主要与其原始的制备过程有关,如轧制态,加热温度等。在(100)晶面上,3次脉冲和8次脉冲的峰强高于1次脉冲和原始样。随着脉冲次数的增加,(002)晶面有向高角度移动的趋势,这是由于电子束表面重熔后,在随后的快速凝固过程中残存了大量应力。

2.3 成分分析

经强流脉冲电子束处理后,试样元素面扫描图见图5。从图5a可以看出,在近表层15 μm内,铝元素的分布较基体致密;从图5b也可以看出,铝元素在近表层相对含量提高,镁元素的相对含量降低。这是由于电子束强大的能量作用在样品表面,表面的铝元素和镁元素都发生了不同程度的蒸发,镁元素的活性使得其蒸发量较铝元素大[12]。

2.4 动电位极化曲线

强流脉冲处理前后试样动电位极化曲线对比见图6。从图中可以看出,1次脉冲和3次脉冲后的自腐蚀电位比原始样的要低。因为表面有熔坑的缺陷,加速了点腐蚀,所以自腐蚀电位降低。而8次脉冲的试样表面缺陷少,点腐蚀减弱;自腐蚀电位由原始的-1 483.0 mV升高到-934.4 mV,自腐蚀电流减小,极化电阻增大,这些都说明了耐蚀性的提高。

2.5 耐蚀性能

原始样与电子束8次脉冲后试样在5% NaCl中腐蚀后的宏观形貌见图7。从图中可以看出,电子束处理后的试样耐蚀性有所提高。腐蚀性能改善的主要原因是因为电子束处理后导致表面铝元素的含量升高,有利于形成致密的氧化膜而增强耐蚀性。

3 结 论

(1)AZ31镁合金脉冲电子束改性后,表层出现了典型的熔坑,随着脉冲次数的增加,熔坑相互融合,呈胞状组织;表层晶粒细化,是由电子束处理过程中快速的凝固过程所导致。

(2)电子束表面处理后,导致近表面铝元素的含量升高,有利于形成致密的氧化膜,提高耐蚀性。

参考文献

[1]Dutt A M J,Weisheit A,Mordike B L,et al.Laser sur-face alloying of Ti with Si,Al and Si+Al for an improved oxidation resistance[J].MaterSci&Eng:A,1999,266:123～134.

[2]Pogrebnjak A D,Bratusushka M K,Borko V I,et al.A review of mixing process in Ta/Fe and Mo/Fe systems treated by high current electron beams[J].Nucl Instr&Meth Phys Res:B,1998,145:373～390.

[3]Proskurovsky D I,Rotshtein V,Ozur G E,et al.Physical foundations for surface treatment of materials with low en-ergy high current electron beams[J].Surf&Coat Tech,2000,125:49～56.

[4]Proskurovsky D I,Rotshtein V,Ozur G E,et al.Pulsed electron beam technology for surface modification of metal-lic materials[J].J Vac Sc Tech:A,1998,1694:480～488.

[5]左铁镛.我国富有资源镁及镁合金发展战略研究报告书[R].北京:中国工程院,2005.

[6]阎峰云,张玉海.镁合金的发展及应用[J].现代制造技术与装备,2007,179:13～15.

[7]Dube,Eiset E,Couter A,et al.Characterization and per-formance of laser melted AZ90D and AM60B[J].Materi-als Science and Engineering A,2001,299:38～45.

[8]Stippich F,Vera E,Wolf G K,et al.Enhanced corro-sion protection of magnesium oxide coatings on magnesium deposited by ion beanrassisted evaporation[J].Surface and Coating Technology,1998,103～104:29～35.

[9]Hao S Z,Gao B,Wu A M,et al.Surface modification of steels and magnesium alloy by high current pulsed electron beam[J].Nuclear Instruments&Methods in Physics Re-search Section B,2005,240:646～652.

[10]Schiller S,Heisig U,Panzer S.Electron beam technology[M].German Democratic Republic:Wiley-Interscience,1982:29～42.

[11]吴爱民,刘捍卫,邹建新,等.D2钢电子束改性抗微动磨损性能研究[J].核技术,2002,25(9):758～765.