第4期 李成等：热处理对含Y元素AZ31镁合金板材组织和性能的影响 ·421· 100000 合金力学性能的影响超过了基面织构的影响，合金 1 的力学性能开始降低 ,75000 I-Mg 50000 3-ALY 表32*合金在不同温度退火后拉伸性能 50 Table 3 Results of tensile strength test of 2*alloy after annealing at dif- ferent temperatures 3 0 221212 退火 抗拉 屈服 延伸 102030405060708090100 温度/℃ 强度/NMPa 强度/MPa 率1% 20) 室温（未经热处理） 286.4 249.0 6.0 图62*镁合金300℃退火1h板材的X射线衍射谱 200 246.0 171.6 22.0 Fig.6 XRD patterns of 2 magnesium alloy after annealing at 300C for Ih 250 249.4 178.6 24.1 300 255.0 170.0 24.0 材的基面织构强度逐渐增大，室温下镁合金非基面 350 244.8 168.3 21.3 滑移系的临界剪切应力远大于基面滑移系，非基面 滑移难以启动，基面滑移对室温塑性变形贡献很大， 表42合金不同退火时间后拉伸性能 当板材基面织构较强，即大多数品粒的(0002)面平 Table 4 Result of tensile strength test of 2*alloy after annealing for dif- ferent time periods 行于板材轧面时，晶粒处于硬取向，取向因子很小， 退火时间 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率/% 基面滑移难以进行，屈服强度很大.当退火温度由 200℃升高到300℃时，合金基面织构强度明显增 0min 286.4 249.0 6.0 大，虽然晶粒尺寸有所长大，但是晶粒尺寸对合金力 10min 245.0 167.0 24.5 0.5h 242.5 164.0 21.7 学性能的影响不如基面织构对合金强度影响大，因 此造成合金强度有所升高：但是当温度高于300℃ Ih 255.0 170.0 24.0 时，由于基面织构强度已经趋于稳定，增大不明显， 2h 245.0 167.0 22.1 但是晶粒尺寸却长大明显，这就造成晶粒尺寸对镁 3h 247.5 166.0 23.0 ED ED ED TD TD b (c) 图72*合金不同温度退火后(0002)极图：(a)250℃，mar=7.3:(b)300℃，max=8.7:(c)350℃，max=8.8 Fig.7(0002）pole figures of2#alloy after annealing at different temperatures:(a)250℃，mar-7.3:(b)300℃max=8.7:(c)350℃，max =8.8 表4为2"合金经过不同退火时间处理后的力 合金性能也趋于稳定，波动不大 学性能.可以看出：经过不同时间退火处理后，相比 图8为在300℃下经不同退火时间后，2镁合 轧态板材，合金抗拉强度和屈服强度均有所降低，但 金的(0002)晶面极图.从图中可以发现，随着退火 延伸率升高：同时随着退火时间延长，合金力学性能 时间的延长，2"合金板材(0002)晶面取向分布变化 在小范围内波动，但变化不大，总体综合性能最好的 不明显，极密度值变化不大，说明保温时间对含Y 为300℃退火1h的镁合金.这可能是由于300℃退 镁合金基面织构强度和取向影响较小.这是由于Y 火时，合金在退火初期己经发生了再结晶，但是由于 元素的加入所形成的第二相颗粒，会在轧制变形过 晶粒尺寸大小分布不均匀，引起性能稍微偏低，随着 程中阻碍位错的滑移，从而引起大量孪生发生，增强 退火时间延长至1h,再结晶晶核数量增加，同时缓 基面织构强度；另一方面同时由于滑移受阻，合金组 慢长大，最后形成的组织均匀并且晶粒细小，性能最 织中存储了大量变形能，在退火过程中，能很快发生 佳.当超过1h退火时间后，晶粒尺寸变化不明显， 再结晶，并且在短时间内使再结晶完成，第二相颗粒第 4 期 李 成等: 热处理对含 Y 元素 AZ31 镁合金板材组织和性能的影响 图 6 2# 镁合金 300 ℃退火 1 h 板材的 X 射线衍射谱 Fig． 6 XRD patterns of 2# magnesium alloy after annealing at 300 ℃ for 1 h 材的基面织构强度逐渐增大，室温下镁合金非基面 滑移系的临界剪切应力远大于基面滑移系，非基面 滑移难以启动，基面滑移对室温塑性变形贡献很大， 当板材基面织构较强，即大多数晶粒的( 0002) 面平 行于板材轧面时，晶粒处于硬取向，取向因子很小， 基面滑移难以进行，屈服强度很大． 当退火温度由 200 ℃升高到 300 ℃ 时，合金基面织构强度明显增 大，虽然晶粒尺寸有所长大，但是晶粒尺寸对合金力 学性能的影响不如基面织构对合金强度影响大，因 此造成合金强度有所升高; 但是当温度高于 300 ℃ 时，由于基面织构强度已经趋于稳定，增大不明显， 但是晶粒尺寸却长大明显，这就造成晶粒尺寸对镁 合金力学性能的影响超过了基面织构的影响，合金 的力学性能开始降低． 表 3 2# 合金在不同温度退火后拉伸性能 Table 3 Results of tensile strength test of 2# alloy after annealing at dif￾ferent temperatures 退火 温度/℃ 抗拉 强度/MPa 屈服 强度/MPa 延伸 率/% 室温( 未经热处理) 286. 4 249. 0 6. 0 200 246. 0 171. 6 22. 0 250 249. 4 178. 6 24. 1 300 255. 0 170. 0 24. 0 350 244. 8 168. 3 21. 3 表 4 2# 合金不同退火时间后拉伸性能 Table 4 Result of tensile strength test of 2# alloy after annealing for dif￾ferent time periods 退火时间 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率/% 0 min 286. 4 249. 0 6. 0 10 min 245. 0 167. 0 24. 5 0. 5 h 242. 5 164. 0 21. 7 1 h 255. 0 170. 0 24. 0 2 h 245. 0 167. 0 22. 1 3 h 247. 5 166. 0 23. 0 图 7 2# 合金不同温度退火后( 0002) 极图: ( a) 250 ℃，max = 7. 3; ( b) 300 ℃，max = 8. 7; ( c) 350 ℃，max = 8. 8 Fig． 7 ( 0002) pole figures of 2# alloy after annealing at different temperatures: ( a) 250 ℃，max = 7. 3; ( b) 300 ℃ max = 8. 7; ( c) 350 ℃，max = 8. 8 表 4 为 2# 合金经过不同退火时间处理后的力 学性能． 可以看出: 经过不同时间退火处理后，相比 轧态板材，合金抗拉强度和屈服强度均有所降低，但 延伸率升高; 同时随着退火时间延长，合金力学性能 在小范围内波动，但变化不大，总体综合性能最好的 为 300 ℃退火 1 h 的镁合金． 这可能是由于 300 ℃退 火时，合金在退火初期已经发生了再结晶，但是由于 晶粒尺寸大小分布不均匀，引起性能稍微偏低，随着 退火时间延长至 1 h，再结晶晶核数量增加，同时缓 慢长大，最后形成的组织均匀并且晶粒细小，性能最 佳． 当超过 1 h 退火时间后，晶粒尺寸变化不明显， 合金性能也趋于稳定，波动不大． 图 8 为在 300 ℃ 下经不同退火时间后，2# 镁合 金的( 0002) 晶面极图． 从图中可以发现，随着退火 时间的延长，2# 合金板材( 0002) 晶面取向分布变化 不明显，极密度值变化不大，说明保温时间对含 Y 镁合金基面织构强度和取向影响较小． 这是由于 Y 元素的加入所形成的第二相颗粒，会在轧制变形过 程中阻碍位错的滑移，从而引起大量孪生发生，增强 基面织构强度; 另一方面同时由于滑移受阻，合金组 织中存储了大量变形能，在退火过程中，能很快发生 再结晶，并且在短时间内使再结晶完成，第二相颗粒 ·421·