Mg-Zn-RE-Zr合金的拉伸力學性能和微觀結構的發(fā)展

word文檔可自由復制編輯Mg-Zn-RE-Zr合金的拉伸力學性能和微觀結構的發(fā)展文章中將成分為Mg-5.3Zn-1.13Nd-0.51La-0.28Pr-0.79Zr的鑄件進行熱擠壓，并且對擠壓比和溫度對顯微組織和力學性能的影響進行了研究。結果表明當擠壓比從0提高到9的時候鑄態(tài)合金晶粒變粗大，共晶成分沿著擠出方向拉長。然而,進一步提高擠壓比率對晶粒細化和改善合金的力學性能的影響不大。動態(tài)再結晶是熱擠壓過程中晶粒細化的主要機制，提高擠壓溫度導致出現(xiàn)等軸晶粒。與此同時,力學性能隨擠壓溫度的升高而降低。目錄第1章介紹 3第2章試驗方法 4第3章實驗結果 53.1鑄態(tài)合金顯微組織 53.2擠壓合金的微觀組織演變 93.2.1改變擠壓比和溫度對微觀組織的影響 93.2.2擠壓比和擠壓溫度對力學性能的影響 12第4章討論 17第5章.結論 19第6章致謝 20第1章介紹鎂合金因其低密度、高特定的剛度和良好的阻尼能力在汽車和航空工業(yè)上吸引了人們的注意[1]。鎂合金可以大致分為含鋁合金和無鋁合金[2]。廣泛使用鎂合金屬于Mg-Al系列，比如AZ91和AM60，它們具有良好的鑄造性能和較低的成本[3]。然而,因為他們的機械性能和熱穩(wěn)定性差，這些合金的應用受到了限制[4]。與Mg-Al系列相比,Mg-Zn系列的合金,比如ZK60系列合金，是具有很大發(fā)展?jié)摿Φ牡统杀靖邚姸孺V合金[5]。在所有的鎂合金中，AZ60具有較好的機械性能，比如室溫下或者高溫下具有高強度[6]。然而,它的強度在室溫或者高溫時候還是低于鋁合金。最近,據(jù)報道,添加稀土可以改善ZK60合金的力學性能[7]。周教授等人研究了稀土元素釹和釔對于ZK60合金的微觀結構和力學性能的影響。釹和釔的結合在動態(tài)再結晶過程中對細化晶粒產生了很大的影響。此外,釹和釔的結合還提高了屈服強度和抗拉強度。何教授等人的確定了釓元素對ZK60合金顯微組織和力學性能的影響。釓的增加大大減少了時效硬化效果和少量的降低了屈服強度和抗拉強度。然而,添加釓造成的晶粒細化補償了部分屈服強度和抗拉強度的損失。張教授等人[9]指出ZK60合金與鉺結合之后改善變形性能,細化了晶粒和顯微組織，具有良好的機械性能。在這項研究中,鎂合金準備直接進行冷鑄造。此外,擠壓比和溫度對合金影響也表現(xiàn)了體現(xiàn)出來。第2章試驗方法表1各元素的百分含量試驗中采用高純度鎂(99.95%)、鋅(99.99%)和Mg-30Zr。稀土元素以中間合金形式在760℃下由六氟化硫和二氧化碳充當保護氣被添加到金屬混合物中[10]。熔化的合金首先被攪拌并且在730℃之下保溫25分鐘。然后將熔融合金液體倒入直徑為90毫米和高度為400毫米的圓柱形鑄錠內。該合金的化學組成是由電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜儀來確定。合金的成分估計是Mg–5.3Zn–1.1Nd–0.51La–0.2Pr–0.79Zr。在350℃時一些鑄態(tài)坯料擠壓成棒狀，擠壓比分別為9，16,25,100。其他一些鑄坯件分別在在溫度為250℃，300℃，350℃，400℃和450℃時擠壓成為直徑為12.5毫米的棒材。每一個擠壓樣品和模具被涂上一層二硫化鉬潤滑劑。所有擠壓過程在80毫米每分鐘的速度下進行。這對應于較高的擠出速度為高擠壓比。根據(jù)美國材料與實驗協(xié)會數(shù)據(jù)，使用顯微硬度計配備有金剛石棱錐壓頭鑄態(tài)和擠壓合金的維氏顯微硬度的測量結果[11]，每個硬度值是至少測量10次后的平局值。室溫下采用標準的直徑為6毫米高度為50毫米的樣品在英斯特朗試驗機上進行鑄造和擠壓合金的機械性能的表征測試[12]。十字頭的速度是2毫米/分鐘。采用光學顯微鏡、電子顯微鏡和x射線衍射來研究微觀組織。用于光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡的樣品采用碳化硅砂紙和氧化鋁懸浮液拋光，接下來用體積分數(shù)為4％的硝酸酒精溶液進行腐蝕，用光學顯微鏡觀察組織，同時用配有能譜儀的掃描電子顯微鏡進行檢測，晶粒尺寸使用截距法進行標定。第3章實驗結果3.1鑄態(tài)合金顯微組織XRD分析表明，鑄態(tài)My-Zn-Nd-Pr-La-Zr合金主要是由α-My和My-Zn相構成，如圖（1）。光學顯微鏡顯示了My-Zn-Re-Zr合金鑄態(tài)組織晶粒的平均尺寸約為92um，而且共晶成分在晶界，如圖（2）。這些成更明顯的表現(xiàn)在了SEM圖像上。在b圖中，用箭頭表示了晶粒的顆粒。表1是My-Zn-Nd-La-Zr合金的EDS分析數(shù)據(jù)，字母A到字母C指的是圖（2）代表的地區(qū)，EDS分析表明鎂鋅比值為20.04/78.62的鎂鋅相是高于化學計量比（1/2）的。在光譜分析中過量的鎂含量可以歸因于過剩的α-My基體的貢獻。在B區(qū)域，Zn原子融入α-My基的濃度約為3.49％，這部分是合金平均Zn含量的66％。在圖（2-b）的EDS分析中表明Nd、La和Pr元素融入了α-My中。在圖（2-b）中指定的化合物C，是由含量為12.98％Nd-6.82％La-3.82％Pr-0.25％Zr的鎂鋅合金除了美元色和鋅元素之外的鑄態(tài)組織。圖（3）為鑄態(tài)組織的晶界和晶粒的X射線掃面分析。如圖所示，各個元素額隨著晶粒和晶界而變化。Zn、La、Pr、Nd元素在晶界的濃度要較高。相比較而言，Zr的濃度晶界內外基本一致。圖（4）為鑄態(tài)合金的DSC曲線，在曲線中有兩個新的吸熱峰，實驗表明，第一個吸熱峰出現(xiàn)溫度大約為547℃，它對應于共晶相的溶解溫度，第二個峰可以被認為是合金的融化溫度。圖（1）My-Zn-Nd-La-Pr-Zr合金的X射線衍射圖圖（2）My-Zn-Nd-La-Pr-Zr合金的金相組織：a、光學顯微組織b、掃面電子顯微鏡照片圖（3）WDS掃描圖（4）My-Zn-Nd-La-Pr-Zr合金的DSC曲線圖（5）各種擠壓比率下的My-Zn-Nd-La-Pr-Zr合金顯微組織：a：k=9；b：k=16；c：k=25；d：k=100圖（6）350℃擠壓比為9時，原始組織被變成小顆粒3.2擠壓合金的微觀組織演變3.2.1改變擠壓比和溫度對微觀組織的影響圖（5）即為不同擠壓比下的My-Zn-Re-Zr合金的光學顯微照片。與最初的圖（2）中的組織相比，樣品的整個機體幾乎都結晶了，這表明擠壓比為9時候動態(tài)再結晶已經完成，如圖（5-a）。然而，微觀結構在某種程度上是不均勻的。再結晶晶粒尺寸有兩種，相對粗大的晶粒是10-15um，相對細小的晶粒是4-8um。當擠壓比為16時，細等軸晶粒均勻的分布在組織上，如圖（5-b）。在此之后，隨著擠壓比的變化，晶粒尺寸變化不大，如圖（5-c、d）。擠壓后，晶界附近的原始粒子，被分解為細小顆粒，如圖（6）。表2各元素百分含量圖（7）表明在擠壓條件下，有與擠壓方向平行的擠壓線產生。表2是在擠壓比為9和100時對Mg-Zn-Nd-La-Pr-Zr合金的EDS分析。字母A和B指代的區(qū)域如圖（7）所示。EDS分析表明，這些線條主要是My-Zn-Re化合物。與擠壓比為9的情況相比，擠壓比為100時這些紋絡更細。圖（8）顯示了在整個區(qū)域的擠壓比與晶粒尺寸的關系。如圖（8）所示，隨著擠壓比的提高，晶粒尺寸有所下降。當?shù)刃兇笥?.77時，微觀晶粒是由細小均勻的顆粒構成。圖（9）顯示了不同擠壓溫度下的光學顯微圖。圖（10）為每個擠壓溫度的平均尺寸。提高擠壓溫度會導致內層微觀組織的變化。a：當擠壓溫度為400℃時，晶粒的平均大小有所增加；b：顆粒變得更加等軸。圖7不同擠壓比時Mg–Zn–Nd–La–Pr–Zr合金的SEM分析a：k=9:；b：k=100圖8不同擠壓比時的晶粒尺寸圖9不同擠壓溫度下鎂合金的光學顯微照片a：250℃b：300℃c：350℃d：400℃e：450℃圖10擠壓溫度對晶粒尺寸的影響圖11不同擠壓比對材料力學性能的影響圖12不同擠壓比的合金硬度3.2.2擠壓比和擠壓溫度對力學性能的影響圖（11）顯示了在不同擠壓比下My–Zn–Nd–La–Pr–Zr合金的拉伸力學性能。結果表明樣品的屈服強度和延伸率收到擠壓比的影響，這個過程主要分為兩個階段，在第一階段，隨著擠壓比的提高拉伸力學性能明顯提高。例如當擠壓比從0提高到9的過程中，鑄態(tài)樣品的抗拉強度從169MPa提高到309Mpa。在第二階段，在高擠壓比情況下，合金的力學性能隨著隨著擠壓比的提高略有提高。圖（12）即為鑄態(tài)和擠壓樣品隨著擠壓比改變的函數(shù)，硬度和力學性能變化趨勢相同，隨著擠壓比從0增加到9時硬度有所增加。然而，更高的擠壓比導致硬度略有增加。如圖（13）SEM觀察顯示，不用擠壓比時出現(xiàn)的韌性斷裂，很多酒窩裝或者韌性的撕裂脊可以觀察到。因此，擠壓My–Zn–Nd–La–Pr–Zr合金呈現(xiàn)出良好的延展性。此外，通過對有問題的表面觀察顯示，一些顆粒是金屬間化合物，如圖（14）。由于含稀土化合物的脆弱特性，拉伸變形過程中的顆粒破碎。圖（15）顯示了不同擠壓溫度下合金的拉伸力學性能。結果表明，斷裂強度和延伸率隨著擠壓溫度的提高而減少。應該注意的是，隨著擠壓溫度從350℃增加到400℃，合金的抗拉強度，屈服強度和延伸率分別由324Mpa、278Mpa和12％下降到267Mpa、208Mpa和5％。圖（16）顯示了擠壓比對合金硬度的影響。當擠壓溫度從250℃上升至300℃時，合金硬度輕微下降。然而，進一步提高擠壓溫度會顯著降低合金的硬度。圖（16）表明了不同擠壓溫度時的斷口形貌。如圖（17-a至c），斷裂只要由斷裂表面和微腔組成，微腔中分布著不均勻的撕裂邊緣，然而隨著擠壓溫度的進一步提高，α-My合金和金屬件化合物產生了接口，如圖（17c-d）。圖13在350℃時不同壓縮比下合金的拉伸斷裂變形a：k=9；b：k=16；c：k=25；d：k=100圖14在350℃擠壓比為9時的EDS分析圖15不同擠壓溫度下合金的力學性能圖16材料微觀硬度和擠壓溫度的函數(shù)圖17擠壓比為16時合金的變形：a：250℃b：300℃c：350℃d：400℃e：450℃第4章討論掃描電鏡顯微組織觀察表明，鑄態(tài)的Mg–Zn–RE–Zr合金是由α-My和鎂鋅共晶成分構成，如圖（2）。在凝固過程中，細化的鋯晶粒一般是由于包晶凝固。富鋯鎂合金首先在富鋯處形核，不是所有的富鋯顆粒都可以，只有那些遠離包晶反應溫度的鋯合金母相，才能產生這樣的形核。稀土元素，如La、Pr和Nd，以中間合金的形式加入基體。中間合金的液相線溫度低于融融溫度，因此，稀土元素能夠充分溶解擴散在液相內。因為My和稀土元素表現(xiàn)出廣泛的互溶性，少量的稀土也能溶解在結晶過程中的My晶格內。不過，大量的稀土元素和溶質原子推動了固液界面前沿的富集。因此，稀土元素和含鋅的金屬件化合物在晶界地區(qū)形核。（如圖2、3）擠壓時，新的細小晶粒形核，表明發(fā)生了動態(tài)再結晶（如圖5）。動態(tài)再結晶過程中，一般在原晶界上形核，隨后，更多的細小晶粒在邊界形核（如圖13-15）。通過這種方式，通過細小晶粒的形核和擴展完成了動態(tài)再結晶過程，最后，再結晶晶粒取代原有的粗大組織（圖15-16）。人們普遍認為，較高的擠壓比提供了更精細的再結晶晶粒尺寸。較高的擠壓比使整個晶界和亞晶界面積更大，這使樣品具有更大的再結晶潛力，因此可以得到更精細的再結晶晶粒尺寸。對于擠壓材料，較高的擠壓比的另一個效果就是亞晶界的取向差可能會增加，從而導致儲存的能量在物質對驅動力的增加而增加[32]。然而,目前的研究結果表明,晶粒細化的影響是顯著較低的等效應變（圖5-8）。隨著應變的增加，鑄坯尺寸迅速降低到最終平衡尺寸時的平均晶粒大小。目前的研究結果還表明，有可能是一個臨界應變范圍為2.77–3.21晶粒尺寸控制微觀結構演化過程。完全再結晶的顯微組織可以達到時，應用等效應變超過臨界當量。類似的情況被普拉多等人指出。一旦動態(tài)再結晶完成，樣品是在一個穩(wěn)定的狀態(tài)，進一步擠壓樣品，不能改變晶粒尺寸。這也是所研究的樣品在擠壓變形后平均尺寸幾乎沒有變化的原因。溫度在擠壓過程中也有重要的作用，事實上，產生的熱量（塑性變形和摩擦產生的）和散熱環(huán)境的影響，實際擠出溫度不作為樣品的初始溫度。根據(jù)動態(tài)再結晶晶粒尺寸和Zener–Hollomon參數(shù)之間的關系，動態(tài)再結晶晶粒尺寸大小是由應變速率和擠壓比控制的。Z被定義為Z=eexp（Q/RT）,其中e是應變率。Q自擴散類似的活化能，R是氣體常數(shù)。一方面,保持內存速度不變,更高的擠壓比對應更高的應變率，另一方面,保持最初的樣品溫度和內存速度常數(shù),高擠壓比對應于實際擠壓溫度,因為生成的熱量由摩擦引起的。應變速率增加，再結晶尺寸減小，變形溫度增加再結晶尺寸增加。應變率從兩個相反的方面提高變形再結晶晶粒尺寸的影響。當應變速率效應引起的增加等于提高變形溫度造成的影響,擠壓比率對晶粒細化的影響是有限的。這也是為什么擠壓比越高，晶粒度尚難觀察（圖5-8）。在擠壓過程中，擠壓溫度高，新的再結晶晶粒的晶界處形核。而在低擠出溫度，有活性的提高和新的晶粒變形孿晶也易形成。因此，降低擠壓溫度提供了額外的成核位點，降低了晶粒尺寸（圖9-10）。在擠壓過程中，金屬間化合物進一步破碎成小顆粒，并分布在整個晶界內（圖6-14）。這些在第二階段具有相對高的熔點可以附著在晶界上，在熱擠壓時阻礙晶粒粗化。在這種情況下，隨著擠壓溫度在250℃增加到350℃，晶粒粗化的趨勢不明顯。然而，當擠壓溫度提高到400℃，金屬間化合物的熱穩(wěn)定性的降低和粒子的釘扎效應會消除。因此，一個重要的晶粒粗化異常發(fā)生在400℃，重結晶程度依賴溫度和時間。溫度決定了形核率，時間的長短控制著晶粒的生長，擠壓溫度的增加有利于形成各向等大的顆粒（如圖9）。通過觀察不同擠壓比下的Mg–Zn–Nd–La–Pr–Zr合金的微觀組織，可以解釋擠壓比對拉伸性能演變過程的影響。從佩奇公式可以看出，更細的晶?？梢缘玫礁叩膹姸?。這種情況下，更多粒子有助于宏觀變形和應力濃度的降低，并且擴散至更大的區(qū)域。因此，樣品的延展性有所提高。然而，當晶粒尺寸趨于一個極限值時，延展性對于擠壓性能的影響不大。需要適當控制擠壓參數(shù)，才能產生理想的細晶結構。研究表明，為了具有更好地機械性能，應該避免較高的加壓溫度。對于顆粒狀的研究表明，高的擠出溫度有利于等軸晶的形成。第5章.結論My-Zn-Re-Zr合金直接通過冷硬鑄造制備得到后進行熱擠壓，擠壓比和溫度影響合金的顯微組織和力學性能。影響如下：1：在擠壓過程中，動態(tài)再結晶和晶粒細化都是初始熱擠壓的結果。對照組的平均晶粒尺寸的均勻性和微觀組織演化過程的程度可知存在一個臨界應變范圍（2.77-3.21）。完全再結晶的顯微組織可以達到時，應用等效應變超過臨界當量。一旦達到臨界最小粒度,施加過度的等效壓力(擠壓比率)沒有對晶粒細化的影響。動態(tài)再結晶晶粒細化的主要機制在于擠壓。2：擠壓比從0增加到9過程中，Mg-Zn-Nd-La-Pr-Zr合金的抗拉強度、屈服強度和延伸率明顯增加，在之后，擠壓比對其的影響變小。3、擠壓溫度在250℃提高到350℃過程中，晶粒的平均尺寸隨著溫度的變化而增加。當溫度增加至400℃時，晶粒尺寸突然增加。提高擠壓溫度導致晶粒形狀變得更加等軸。低的擠壓溫度制備Mg–Zn–Nd–La–Pr–Zr合金是可取的，這樣可以使合金具有較高的強度和良好的塑性。第6章致謝我們非常感謝中國國家自然科學基金（NSFC）的支持，批準號：51005217。感謝陳博士的支持。中國博士后科學基金會批準號：20100480677,重慶博士后科學基金批準號：RC2011013。第7章參考文獻[1]ZhangZ,TremblayR,DubeD.MicrostructureandmechanicalpropertZA104(0.3-6Ca)die-castingmagnesiumalloys.MaterSciEngA2004;385:286–91.[2]ShahzadM,WagnerL.TheroleofZr-richcoresinstrengthdifferentialeffectinanextrudedMg–Zn–Zralloy.JAlloysCompd2009;4(86):103–8.[3]ShahzadM,WagnerL.MicrostructuredevelopmentduringextrusioninawroughtMg–Zn–Zralloy.ScriptaMater2009;60:536–8.[4]ShepelevaL,BambergerM.MicrostructureofhighpressurediecastAZ91DmodifiedwithCaandCe.MaterSciEngA2006;425:312–7.[5]KleinerS,BeffortO,UggowitzerPJ.MicrostructureevolutionduringreheatingofanextrudedMg–Al–Znalloyintothesemisolidstate.ScriptaMater2004;51:405–10.[6]ZhengMY,WuK,LiangM,KamadoS,KojimaY.TheeffectofthermalexposureontheinterfaceandmechanicalpropertiesofAl18B4O33w/AZ91magnesiummatrixcomposite.MaterSciEngA2004;372:66–74.[7]ZhouHT,ZhangZD,LiuCM,WangQW.EffectofNdandYonthemicrostructureandmechanicalpropertiesofZK60alloy.MaterSciEngA2007;445(446):1–6.[8]HeSM,PengLM,ZengXQ,DingWJ,ZhuYP.ComparisonofthemicrostructureandmechanicalpropertiesofaZK60alloywithandwithout1.3wt.%gadoliniumaddition.MaterSciEngA2006;433:175–81.[9]ZhangJ,MaQ,PanFS.EffectsoftraceEradditiononthemicrostructureandmechanicalpropertiesofMg–Zn–Zralloy.MaterDes2010;31:4043–9.[10]HiraiKJ,SomekawaHS,TakigawaYB,HigashiKJ.EffectsofCaandSradditiononmechanicalpropertiesofacastAZ91magnesiumalloyatroomandelevatedtemperature.MaterSciEngA2005;403:276–80.[11]ASTME92-82R03E02.Testmethodforvickershardnessofmetallicmaterials.AmericanSocietyforTestingandMaterials;2005.[12]ASTMB0557–02A.Testmethodsoftensiontestingwroughtandcastaluminum-andmagnesium-alloyproducts.AmericanSocietyforTestingandMaterials;2005.[13]BeerAG,BarnettMR.MicrostructuraldevelopmentduringhotworkingofMg–3Al–1Zn.MetallMaterTransA2007;38:1856–67.[14]IonSE,HumphreysFJ,WhiteSH.Dynamicrecrystallisationandthedevelopmentofmicrostructureduringthehightemperaturedeformationofmagnesium.ActaMetall1982;30:1909–19.[15]Al-SammanT,GottsteinG.Dynamicrecrystallizationduringhigtemperaturedeformationofmagnesium.MaterSciEngA2008;490:411–20.[16]DingSX.LeeWT,ChangCP,ChangLW,KaoPW.Improvementofstrengthofmagnesiumalloyprocessedbyequalchannelangularextrusion.ScriptaMate2008;59:1006–9.[17]DingSX,ChangCP,KaoPW.Effectsofprocessingparametersonthegrainrefinementofmagnesiumalloybyequal-channelangularextrusion.MetallTransA2009;40:415–25.[18]MatsubaraK,MiyaharaY,HoritaZ,LangdonTG.DevelopingsuperplasticityinamagnesiumalloythroughacombinationofextrusionandECAP.ActaMater2003;51:3073–84.[19]MatsubaraK,MiyaharaY,HoritaZ,LangdonTG.Achievingenhancedductilityinadilutemagnesiumalloythroughsevereplasticdeformation.MetallMaterTransA2004;35:1735–44.[20]MiyaharaY,MatsubaraK,HoritaZ,LangdonTG.Grainrefinementandsuperplasticityinamagnesiumalloyprocessedbyequal-channelangularpressing.MetallMaterTransA2005;36:1705–11.[21]CisarL,YoshidaY,KamadoS,KojimaY,WatanabeF.MicrostructuresandtensilepropertiesofECAE-processedandforgedAZ31magnesiumalloy.MaterTrans2003;44:476–83.[22]MukaiT,YamanoiM,WatanabeH,HigashiK.DuctilityenhancementinAZ31magnesiumalloybycontrollingitsgrainstructure.ScriptaMater2001;45:89–94.[23]YoshidaY,CisarL,KamadoS,KojimaY.EffectofmicrostructuralfactorsontensilepropertiesofanECAE-processedAZ31magnesiumalloy.MaterTrans2003;44:468–75.[24]ChangSY,LeeSW,KangKM,KamadoS,KojimaY.Improvementofmechanicalcharacteristicsinseverelyplastic-deformedMgalloys.MaterTrans2004;45:488–92.[25]KimHK,KimWJ.MicrostructuralinstabilityandstrengthofanAZ31Mgalloyaftersevereplasticdeformation.MaterSciEngA2004;385:300–8.[26]AgnewSR,HortonJA,LilloTM,BrownDW.Enhancedductilitystronglytexturedmagnesiumproducedbyequalchannelangularprocessing.ScriptaMater2004;50:377–81.[27]KimWJ