纯镁连续热拉拔组织性能研究【无图】【研究类】
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纯镁连续
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纯镁连续热拉拔组织性能研究
48页-21000字数+说明书+开题报告+答辩稿+中期报告
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纯镁连续热拉拔组织性能研究开题报告.doc
纯镁连续热拉拔组织性能研究答辩稿.ppt
纯镁连续热拉拔组织性能研究论文.doc
目录
摘要I
AbstractII
第1章 绪论1
1.1 引言1
1.2 镁合金概述2
1.2.1 镁及镁合金性质2
1.2.2 Mg-Al系合金3
1.2.3 Mg-Zn系合金5
1.2.4 Mg-Bi-Ca合金6
1.3 镁合金的强化途径7
1.3.1 固溶强化8
1.3.2 析出强化（沉淀强化）8
1.3.3 弥散强化9
1.3.4 细晶强化10
1.3.5 形变强化10
1.3.6 复合强化11
1.4 镁合金变形特点11
1.5 镁合金的塑形加工概况13
1.6 AZ31镁合金的研究情况14
1.6.1 国内研究概况14
1.6.1.1 轧制工艺的研究14
1.6.1.2 挤压工艺的特点及研究现状15
1.6.2 国外研究情况17
1.7 选题意义20
1.8 研究的主要内容21
第2章 实验方法22
2.1 引言22
2.2 实验材料22
2.3 实验方案23
2.3.1热拉压装置方案23
2.3.2 热拉拔实验方案24
2.3.2.1 粗线坯温度24
2.3.2.2 道次变形程度的确定24
2.3.2.3 润滑剂25
2.3.3 退火方案26
第3章 纯镁连续热拉拔组织性能研究27
3.1 引言27
3.2 纯镁连续热拉拔丝材组织（OP分析）的演变27
3.2.1挤压比对镁塑变组织的影响27
3.2.2 再结晶晶粒细化的规律30
3.3 纯镁连续热拉拔丝材力学性能的变化规律32
3.3.1 纯镁丝材流动过程的描述32
3.3.2 塑性变形激活能33
3.3.3 纯镁的应力应变曲线及特征35
3.3.4 屈服强度、抗拉强度和丝材直径的关系35
3.3.5镁合金塑性变形机理37
3.4 分析连续热拉时出现的断丝问题39
3.4.1 引言39
3.4.2 检查39
3.4.2.1 断口检查39
3.4.2.2 化学成分分析39
3.4.2.3 扫描电镜断口分析39
3.4.3 结果分析40
结论41
致谢42
参考文献43
摘要
镁合金以其比强度高、密度低、减震性能好及工艺性能优越等一系列的特点，近些年来正成为金属材料研究领域的一个热点。由于镁及其合金是密排六方晶体结构，滑移系少，室温下塑性较差，目前人们主要通过细化晶粒来提高其强度和塑性。开发新的高性能镁合金系列是目前研究的主要趋势，但对现有镁合金系统进行适当的工艺处理也可能成为改善材料性能的廉价而有效的方式。
变形和热处理是结构金属材料获得产品性能的主要方法。本文把拉拔变形和退火处理这两种改善材料性能的有效方式结合起来，对纯镁丝材进行了较系统的退火工艺探索。通过多道次拉拔变形和中间退火工艺，以显微结构为衡量手段，逐步优化工艺，最终得到了择优的拉拔退火工艺路线，实现了纯镁的晶粒细化，以便于改善镁合金丝材的综合性能。这对于镁合金的实际生产具有重要的指导意义。
由于在拉拔过程中拉应力容易导致裂纹的产生，加之纯镁塑性较差，因此有关纯镁丝材拉拔变形的研究很少，与此相关的基础研究就更少，为此，本文在纯镁热拉拔变形和再结晶方面作了一些探索性的工作，以期得到细晶纯镁，从而改善镁合金的综合性能。由于在拉拔过程中晶粒逐渐细化，因而有机会研究了原始晶粒尺寸对最大累积变形程度的影响，结果表明，随着原始晶粒的细化，最大累积变形程度逐渐提高，最高达到65.1%，这一结果对于促进实现镁合金大变形具有重要的实际意义。本文还研究了冷变形程度和原始晶粒尺寸对再结晶晶粒大小的影响，以及原始晶粒尺寸对再结晶温度的影响，得到了很多对AZ31镁合金丝材的产业化具有实际意义的数据。
关键词:镁合金 热拉拔 组织力学性能
- 内容简介：
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专业材料成型及控制工程学班指导教师开题报告日期 纯镁连续热拉拔组织性能研究 从原始铸态组织开始挤压 高纯镁 99 98 磨具温度 300 胚料温度 150 挤压速度 5mm mina是挤压之后金相 其余为连续拉拔的金相 力学性能图1 力学性能图2 同温不同时 同时不同温 哈尔滨工业大学华德应用技术学院毕业设计（论文）中期报告题 目：纯镁连续热拉拔组织性能研究系 （部） 机电工程系 专 业 材料成型及控制工程 学 生 刘洪涛 学 号 1089522114 班 号 0895221 指导教师 乔艳党 中期报告日期 2011.11.25 哈工大华德学院说 明一、中期报告应包括下列主要内容：1论文工作是否按开题报告预定的内容及进度安排进行；2目前已完成的研究工作及结果；3后期拟完成的研究工作及进度安排；4存在的困难与问题；5如期完成全部论文工作的可能性。二、中期报告由指导教师填写意见、签字后，统一交所在院（系）保存，以备检查。指导教师评语： 指导教师签字： 检查日期： 第1章 实验材料及实验方法1实验材料本文通过连续热拉拔纯镁对目前应用广泛的镁合金进行较系统的工艺探究，希望通过实验将10的纯镁拉拔到2，高纯镁：99.98%,工业纯美：99.9499.95%,在拉伸过程中期望实验晶粒细化，得到预期的实验结果。第2章 实验设备及检测设备2.1拉拔实验设备拉拔设备是由一个三相异步电动机组装成的简易设备。电动机由上海跃进电机厂生产，型号Y100L1-4，额定功率2.2KW，采用380V交流电源，线圈的额定转速为1.8mm/s，额定转数1440r/min，额定频率50HZ。2.2光学显微镜观察光学显微组织观察在蔡司倒置式金相显微镜(Optical Microscopy, OM)上进行。对纯镁试样通过室温镶嵌、磨光、抛光后，采用5ml醋酸+10ml水+5.5g苦味酸+90 ml乙醇的腐蚀液进行腐蚀。腐蚀时，试样应不断地轻微晃动，使腐蚀液能均匀腐蚀整个试样。腐蚀时间为数秒至数十秒不等，以在光学显微镜观察中能清晰地显示组织为宜。腐蚀完毕用2%的醋酸酒精冲洗掉试样上所附腐蚀剂，然后用电热风吹干。金属平均晶粒度测定采用截线法。阴影部分为金相观察面，试样的截取如图1所示。图1光学显微镜观察用试样的截取位置第3章 实验过程分析3.1 挤压实验从原始铸态组织开始挤压，使直径从 52挤压成 10。磨具温度：300,胚料温度：150,挤压速度：5mm/min。初始直径（mm）挤压比挤后直径（mm） 526027.4 10表1（a）图为挤压后金相，其余为连续拉拔金相。图2金相图3.2 热拉伸试验力学性能的研究图3 屈服强度与丝材直径的变化关系由图3可见随着丝材直径从10逐步减小到2的过程中，屈服强度逐渐升高。从10热拉到6.6时，屈服强度变化程度大，从6.6热拉到4.6是屈服强度变化平缓，之后从4.6拉到2的过程中变化程度变大。图4抗拉强度与丝材直径的变化关系由图4当丝材直径从10热拉成4.6的过程中抗拉强度变化明显，随后丝材直径由4.6拉成2的过程中基本不变。3.3退火实验金相图退火分为两个实验部分，在相同温度下退火时间不同观察金相图变化，在相同时间下退火温度不同观察金相变化。图5同时不同温金相图abcdef时间30min30min30min30min30min30min温度200230250300350400表2同时不同温图6同温不同时金相图abcdef时间30min60min90min120min150min250min温度230230230230230230表3同温不同时第4章 中期结论1，随着丝材直径减小，屈服强度逐渐升高。2，随着丝材直径减小，抗拉强度逐渐减小。3，退火温度与时间不同影响金相。哈尔滨工业大学华德应用技术学院毕业设计（论文）开题报告 题 目：纯镁连续热拉拔组织性能研究系 （部） 机电工程系 专 业 材料成型及控制工程 学 生 刘洪涛 学 号 1089522114 班 号 0895221 指导教师 乔艳党 开题报告日期 2011. 10 . 21 哈尔滨工业大学华德应用技术学院说 明一、开题报告应包括下列主要内容：1通过学生对文献论述和方案论证，判断是否已充分理解毕业设计（论文）的内容和要求2进度计划是否切实可行；3是否具备毕业设计所要求的基础条件。4预计研究过程中可能遇到的困难和问题，以及解决的措施；5主要参考文献。二、如学生首次开题报告未通过，需在一周内再进行一次。三、开题报告由指导教师填写意见、签字后，统一交所在系（部）保存，以备检查。指导教师评语： 指导教师签字： 检查日期： 纯镁连续热拉拔组织性能研究一、 选题的目的和意义镁合金是目前最轻的金属，而且不仅具有高比刚度、高冲击韧性，还具有优良的磁屏蔽、防震等性能，是21世纪最有前途的绿色金属。镁合金是以镁为基加入其他元素组成的合金。其特点是：密度小（1.8g/cm3镁合金左右），比强度高，弹性模量大，消震性好，承受冲击载荷能力比铝合金大，耐有机物和碱的腐蚀性能好。主要合金元素有铝、锌、锰、铈、钍以及少量锆或镉等。目前使用最广的是镁铝合金，其次是镁锰合金和镁锌锆合金。主要用于航空、航天、运输、化工、火箭等工业部门。在实用金属中是最轻的金属,镁的比重大约是铝的2/3，是铁的1/4。它是实用金属中的最轻的金属,具备高强度、高刚性。目的：通过实验来分析连续热拉拔对纯镁丝材的组织和性能。意义：指导实际生产来提高生产效率和分析实际生产中所出现的问题。二、 论文综述随着人们对能源和环境的日益关注，镁及镁合金的应用正在受到前所未有的关注。镁是我国少有的几种优势金属资源之一，在过去的15年里，我国的镁工业从弱小到壮大，目前已成为世界上原镁生产的绝对大国，2003年镁产量更是占世界总产量的60%以上。从2000年开始，在师昌绪等院士的直接推动下，我国镁合金的研究和应用也取得了举世瞩目的成绩，逐步从镁生产大国向镁研发和应用强国迈进。过去5年里，我国在高性能镁材料的研究，镁加工装备的开发以及镁合金深加工产品的开发应用方面都取得极大的进展。从镁产业的角度来讲，已经形成了从原材料到深加工一直到应用的完整产业链，从镁研究开发的角度来讲，已经初步形成了从基础研究到应用研究一直到产品开发的完整科研开发体系。1， 我国镁及镁合金现状我国目前在镁工业方面拥有三项世界冠军。第一是镁资源大国，储量居世界首位。在青海盐湖蕴藏着氯化镁32亿吨，硫酸镁16亿吨。在辽宁、山西、宁夏、内蒙、河南等省区菱镁矿均有很大储量，仅辽宁大石桥一带的储量就占世界菱镁矿的60%以上，矿石品位高达40%。第二是原镁生产大国，2003年我国共生产原镁35.4万吨，约占全球总产量的67%。第三是出口大国，年产量80%以上的镁出口到国际市场。尽管如此，我国的镁工业还存在着不少问题，主要表现在：1）产技术比较落后，质量不够稳定，镁锭中的夹杂物和有害元素含量大大超标，难以满足压铸、板材轧制和冲压等高端产品的生产需求；2）出口产品绝大多数是廉价的纯镁锭，镁合金出口比重只有15%左右，镁合金制品出口则更是微乎其微，因此出口利润低效益差，而对于军工生产所需求的高性能镁合金板材和型材还需要从俄罗斯进口；3）原创性的研究成果缺乏，目前出口的所有镁合金锭几乎全部按照国外的牌号生产，而且在镁合金产品加工中的关键技术和装备大部分依靠进口。中国镁合金产品的生产和应用现状是，镁合金的优势已经被许多企业所认识，在汽车、摩托车和3C产业中镁合金已经开始获得应用，用户包括如上汽、一汽、二汽、奇瑞、隆鑫、海尔等，例如，一汽铸造有限公司AM50镁合金方向盘骨架；镁合金压铸迅速增长，台湾、香港和大陆投资的镁压铸厂分布在向几乎全国各地，各种压铸机数量超过50台；变形镁合金加工开始起步。2， 我国镁合金研究现状国家相关研究和应用计划包括，科技部组织实施的十五攻关计划重大专项镁合金应用开发及产业化、十五863计划相关项目、重点国际合作计划、科技型中小企业创新基金，国家自然科学基金委立项的国家自然科学基金，国防科工委的民口军工配套项目，经贸委的技改项目，国家发改委的高技术示范工程等。十五科技攻关重大专项镁合金应用开发及产业化的目标是，建立镁合金技术创新体系；加快我国镁资源的应用开发；培育相关高新技术产业群；将我国的镁资源优势转变为经济优势。技术目标是，推动镁材料的应用与产业化；发展水氯镁石脱水技术，开发盐湖镁资源；提高皮江发炼镁的水平，降低污染；获得镁生产关键技术装备生产能力；推动镁在汽车、摩托车和3C产业中的应用；研究中国镁长期发展战略。项目的组织实施、集成了中央和地方、部门在政策、资金、技术和人才等方面的资源。包括21个省市自治区和计划单列市和相关部门参与了项目的实施，并在政策和资金上进行了配套支持；投入国拨经费4000万元，引各方投资6亿元。主要研究内容包括，皮江法炼镁技术提升，水氯镁石脱水产业化技术研究，高性能镁合金产业化技术研究，镁应用关键装备研究及产业化，镁合金在交通工具中的应用关键技术开发，镁合金在3C产品中的应用关键技术开发，镁合金应用示范基地建设，镁发展战略研究。项目总体进展：已初步建立从镁合金前沿高技术研发到产业化技术开发的技术研发体系，突破了一批前沿核心技术和产业化关键技术，培育新组建了十几家有关镁合金产业化基地，吸引了500多名专家、工程技术人员、海外优秀人才参与项目实施，申请相关专利33项（其中发明专利15项），启动了镁合金标准体系建设工作并已完成一批标准的制定。启动了镁合金发展战略研究。科技部徐冠华部长在2004年全国科技工作会议上的讲话指出，通过对镁合金关键技术研究及产业化的重大攻关，初步形成了从高品质镁材料生产到镁合金产品制造的完整产业链，为我国实现由镁资源大国的向镁资源强国的跨越奠定了基础。高技术发展计划（863计划）：开发高性能镁合金材料及应用技术，目标是开发未来5-10年内获得应用的关键技术，参加单位包括大学、研究所与企业，支持经费约1500万元，立项项目7项。包括耐热压铸镁合金及其应用技术、高强高韧镁合金及其应用技术开发、高性能变形镁合金及其应用技术、镁合金先进焊接技术、镁合金冲锻成型技术、镁合金锻造轮毂技术、先进轻武器材料技术等。这些研究取得了很大突破，包括开发了3种在1750C具有良好抗蠕变性能的镁合金、低成本的镁稀土中间合金制备技术、耐热镁合金的压铸技术；开发了用于汽车轮毂的高强高韧铸造镁合金、镁合金轮毂低压铸造生产技术；开发了变形性能优于现有MG-AI-IN系合金的新型镁合金、板材和中空薄壁型材加工技术，镁合金腐蚀防护技术；开发了镁合金焊接新工艺、焊接设备及焊接材料。3， 镁研究与应用发展趋势镁合金用于动力系统零部件：使用条件1：1000C-2000C，自动变速箱、油底壳等，压铸成型；使用条件2：2000C-3000C，缸体和缸头，砂型铸造和压铸成型。研发机构：通用汽车公司、大众公司、马自达公司、日产公司、三菱公司、Noranda镁业等；美国三大汽车公司联合对新开发的耐热镁合金进行经济和技术评估。大众汽车公司对新开发的耐热镁合金进行工业化中试生产和应用，效果良好。国内采用低成本镁一稀土中间合金开发新型耐热镁合金取得进展。镁合金用于车身结构：德国Honsel公司计划采取（AZ31、MN50型材料+压铸件）来取代制造Audi镁合金一体化车门，壁厚2-2.5MM.德国大众公司镁合金内钣金件开发,采用AZ31板,宽度大于150cm,成型温度高于2250C,此时镁合金成型性能良好。英国Vagon公司在开发镁合金车门，其合金成分、焊接工艺和喷漆技术均属于保密。戴姆勒克莱斯勒公司拟将在下一代车型上采用全集成镁合金车身前围结构，由一件镁合金铸件与三个冲压件组装而成，取代先前的15个钢冲压件焊装的前围，重量由22.9kg减至9.5kg变形镁合金及其加工技术正在成为镁合金研究和应用领域的热点。热点研究包括镁合金等通道转角挤压技术。镁合金超塑性研究，重要研究方向是，高应变速率超塑性，研究应变速率在10-2s-1以上的高应变速率超塑性成型技术（HSRSPF），对于节约能源、提高生产率、扩大应用都有很重要的意义；大晶粒工业态镁合金超塑性，研究晶粒较大的工业态镁合金在一定条件下的超塑性，因其不需要预加工可节约能源，故将有更大的应用前景；镁合金低温超塑性，研究镁合金在较低的温度（0.5Tm以下或更低）下进行超塑性变形的研究。镁合金精密冲锻成型，1999年日本Sony、日立金属和东京精锻所三家公司共同开发成功镁合金精密冲锻成型技术（Press-Forging）。精密冲锻成型技术是将冲压成型与锻造成型结合所结合产生的新技术。同压铸和半固态成型生产工艺相比之下，精密冲锻成型工艺具有生产效率高和成品率高等优点。镁合金冲锻成型一般采用AZ31B变形镁合金，其生产设备采用普通机械式锻压机床即可。镁板铸轧技术（短流程）。镁板冲压工艺术。镁的攻能性应用开发：镁基高温超导材料，2001年，日本科学家发现二硼化镁在绝对温度39度时成为超导材料，这是27年来首次更新了金属超导体的记录，是目前金属化合物超导体的最高温度。超导材料二硼化镁被美科学杂志评为2001年十大科技突破之一。镁基生物硬组织（骨头、牙齿）材料镁的密度、弹性模量、抗拉强度比其它金属材料更接近于生物性骨。生物力学相容性能优良。镁是人体必需的微量元素，同时高纯镁具有良好的耐腐蚀性能，生物相容性良好。阻尼镁合金：镁的阻尼性能优于所有金属结构材料，在航空航天和军事领域有着广阔应用前景，如导弹、卫星和武器的电子仪表支架等。泡沫镁合金：日本名古屋工业研究所于1999年5月研发成功泡沫镁合金，具有极好的吸震和耐高温性能，可用于汽车防撞杆和消声器。三、 实验研究内容和设计方案1， 原材料准备温度为300，拉拔速度：5m/min1086.65.34.643.63.3 3.02.72.42.222， 实验研究内容1.纯镁连续热拉拔丝材显微组织（OP分析）的演变；2.纯镁连续热拉拔丝材力学性能的变化规律；3.分析连续热拉时出现断丝的问题。四、 技术要求根据以上研究内容，要求学生基本掌握材料热加工原理，及工艺、组织与性能间的联系规律。同时熟练掌握金相试样的配制和抛光腐蚀，显微组织的观察和基本性能的测试分析方法等。五、 毕业设计进度安排1， 第一阶段：开题10月9日10月21日（两周），10月21日开题报告；2， 第二阶段：实验阶段，10月24日12月9日（7周）；3， 第三阶段：撰写毕业设计论文与准备答辩，12月12日12月23日（7周）；4， 毕业答辩：12月28日12月30日。六、 主要参考文献材料科学基础教程. 赵品 主编；哈尔滨工业大学出版社2003。变形镁合金. 陈振华 主编；化学工业出版社. 2007。纯镁连续热拉拔组织性能研究 导师 学生 专业 材料成型及控制工程时间 论文框架 研究背景课题方向论文要点结论 1 2 3 4 研究背景 镁合金以其比强度高 密度低 减震性能好及工艺性能优越等一系列的特点 近些年来正成为金属材料研究领域的一个热点 由于镁及其合金是密排六方晶体结构 滑移系少 室温下塑性较差 目前人们主要通过细化晶粒来提高其强度和塑性 开发新的高性能镁合金系列是目前研究的主要趋势 但对现有镁合金系统进行适当的工艺处理也可能成为改善材料性能的廉价而有效的方式 1 课题方向 众所周知 镁合金是21世纪最后前途的金属合金 所以本次课题通过实验来分析连续热拉拔对纯镁丝材组织性能的影响 从而指导镁合金实际生产 来提高生产效率和分析实际生产过程中所出现的问题 2 实验过程及数据 1 实验过程首先将纯度为 99 8 52mm高纯镁 用框式挤压机 图1 从原始铸态组织开始挤压 挤压到直径 10mm 随后用自制热拉拔机器 图2 进行纯镁丝材连续多道次热拉拔的试验 表1 拉拔试验之后进行等温不等时 等时不等温两种方式的退火 在光学显微镜和JSM 5600LV型扫描电子显微镜上进行显微组织的观察 3 图1框式挤压机 图2自制热拉拔机 表1拉拔道次数据 实验过程及数据 2 实验数据在挤压过程后丝材切片进行拍照 图3a 在每次拉拔过程中进行拍照 图3 退火试验选择等温不等时 表2 等时不等温 表3 两种方式 并且分别对不同温度 不同时间的退火实验进行拍照 3 图3 a 挤压后金相其余为拉拔金相 表2等温不等时 表3等时不等温 结论 1 热拉后镁颗粒被拉长 不同的退火方式导致不同的金相 拉拔过后没退火 晶界被拉长了 会造成晶粒形貌的变化 2 丝材直径减小屈服强度逐渐升高 抗拉强度减小 屈服强度在拉拔前段变化明显 最后趋于平稳 图4 晶粒取向 形变孪晶 晶粒形貌导致屈服强度增高 主要原因是晶粒度 晶粒大小 晶粒越细 屈服强度和塑性都越高 抗拉强度前段时间减小快速 左右趋近于不变 图5 3 线材断裂的主要原因是组织内部缺陷 导致断丝现象发生 4 图4屈服强度与直径的关系 图5抗拉强度与直径的关系 谢谢各位老师 哈尔滨工业大学华德应用技术学院毕业设计（论文）摘要镁合金以其比强度高、密度低、减震性能好及工艺性能优越等一系列的特点，近些年来正成为金属材料研究领域的一个热点。由于镁及其合金是密排六方晶体结构，滑移系少，室温下塑性较差，目前人们主要通过细化晶粒来提高其强度和塑性。开发新的高性能镁合金系列是目前研究的主要趋势，但对现有镁合金系统进行适当的工艺处理也可能成为改善材料性能的廉价而有效的方式。变形和热处理是结构金属材料获得产品性能的主要方法。本文把拉拔变形和退火处理这两种改善材料性能的有效方式结合起来，对纯镁丝材进行了较系统的退火工艺探索。通过多道次拉拔变形和中间退火工艺，以显微结构为衡量手段，逐步优化工艺，最终得到了择优的拉拔退火工艺路线，实现了纯镁的晶粒细化，以便于改善镁合金丝材的综合性能。这对于镁合金的实际生产具有重要的指导意义。由于在拉拔过程中拉应力容易导致裂纹的产生，加之纯镁塑性较差，因此有关纯镁丝材拉拔变形的研究很少，与此相关的基础研究就更少，为此，本文在纯镁热拉拔变形和再结晶方面作了一些探索性的工作，以期得到细晶纯镁，从而改善镁合金的综合性能。由于在拉拔过程中晶粒逐渐细化，因而有机会研究了原始晶粒尺寸对最大累积变形程度的影响，结果表明，随着原始晶粒的细化，最大累积变形程度逐渐提高，最高达到65.1%，这一结果对于促进实现镁合金大变形具有重要的实际意义。本文还研究了冷变形程度和原始晶粒尺寸对再结晶晶粒大小的影响，以及原始晶粒尺寸对再结晶温度的影响，得到了很多对AZ31镁合金丝材的产业化具有实际意义的数据。关键词:镁合金 热拉拔 组织力学性能AbstractMagnesium alloys have attractive many investigators attention because of their good properties such as high strength density ratio, low density and excellent capacity of damping. However, because of its hexagonal close pack structure, magnesium has poor workability at room temperature, now its forming ability tend to be progressed through fine-grained microstructure. Although it was a trend to develop new magnesium alloys of high properties, mechanical properties of existed magnesium alloy could be improved by appropriate processing.Cold drawing and recrystallization were the effective ways to improve mechanical properties. Through optimal annealing processing, fine-grained pure Mg wire with high mechanical properties can be obtained. The discussing result is significant for the production of AZ31 magnesium wire.Because crack can arise during drawing, few basic researches about magnesium alloy could be found. Therefore some work on drawing and recrystallization was done, so that fine-grained wire could be achieved. Researches showed that, with decreasing of grain size, the maximal cumulative deformation increased, cumulative deformation of 65.1%could be achieved, the relationships between original grain size and cold deformation, the size of recrystallized grain and the recrystallization temperature were investigated.Key words: Magnesium alloy；Hot rolling；Mechanical properties目录摘要IAbstractII第1章 绪论11.1 引言11.2 镁合金概述21.2.1 镁及镁合金性质21.2.2 Mg-Al系合金31.2.3 Mg-Zn系合金51.2.4 Mg-Bi-Ca合金61.3 镁合金的强化途径71.3.1 固溶强化81.3.2 析出强化（沉淀强化）81.3.3 弥散强化91.3.4 细晶强化101.3.5 形变强化101.3.6 复合强化111.4 镁合金变形特点111.5 镁合金的塑形加工概况131.6 AZ31镁合金的研究情况141.6.1 国内研究概况141.6.1.1 轧制工艺的研究141.6.1.2 挤压工艺的特点及研究现状151.6.2 国外研究情况171.7 选题意义201.8 研究的主要内容21第2章 实验方法222.1 引言222.2 实验材料222.3 实验方案232.3.1热拉压装置方案232.3.2 热拉拔实验方案242.3.2.1 粗线坯温度242.3.2.2 道次变形程度的确定242.3.2.3 润滑剂252.3.3 退火方案26第3章 纯镁连续热拉拔组织性能研究273.1 引言273.2 纯镁连续热拉拔丝材组织（OP分析）的演变273.2.1挤压比对镁塑变组织的影响273.2.2 再结晶晶粒细化的规律303.3 纯镁连续热拉拔丝材力学性能的变化规律323.3.1 纯镁丝材流动过程的描述323.3.2 塑性变形激活能333.3.3 纯镁的应力应变曲线及特征353.3.4 屈服强度、抗拉强度和丝材直径的关系353.3.5镁合金塑性变形机理373.4 分析连续热拉时出现的断丝问题393.4.1 引言393.4.2 检查393.4.2.1 断口检查393.4.2.2 化学成分分析393.4.2.3 扫描电镜断口分析393.4.3 结果分析40结论41致谢42参考文献43 43哈尔滨工业大学华德应用技术学院毕业设计（论文）第一章 绪论1.1 引言镁是最轻的结构金属材料，密度为1.738g/cm3，为钢的1/4，铝的2/3。与钢和铝合金相比镁具有很高的比刚度和比强度，良好的散热性能、减振性能和电磁屏蔽性能，因而在航空航天、汽车以及3C产品领域有广阔的应用前景，被认为是21世纪重要的商用轻质结构材料。在航空航天领域，采用密度更小的镁合金能显著降低飞行器的重量，增大飞行器的推重比，进而显著提高飞行器的机动性能。在汽车制造领域，大量轻质镁合金的应用将有效减轻汽车的整体重量，降低汽车的燃油消耗和使用成本，减轻了对环境的污染。尽管镁合金具有很多独特的优点，但由于镁的密排六方(HCP）晶体结构，使得镁合金在室温下的塑性变形能力较差，大大限制了镁合金在结构领域的应用。因此目前大多数镁合金零部件均通过压铸成形工艺制造。虽然镁合金的压铸成型技术已经相当成熟并得到了广泛的应用，但由于镁合金压铸件的材质不够致密，其综合强度和使用性能难以满足某些承力构件的较高要求，在一定程度上限制了镁合金的应用。与铸造镁合金相比，通过锻压、轧制和挤压等工艺生产出的变形镁合金的组织更细，具有更高的强度，更好的延展性，更多样化的力学性能，可以满足更多结构材料的需求。当前镁合金主要研究方向为耐热、耐蚀、阻燃、高强、变形镁合金以及镁合金成形技术的开发。随着镁合金生产和应用技术的不断完善，材料的性价比不断提高，镁合金应用范围将进一步扩大。因此，制定变形镁合金生产的新工艺是国际镁协会（IMA）提出的开发镁合金产品的一项长远目标，对镁合金产品获得更广泛的应用具有重要的意义。1.2 镁合金概述1.2.1 镁及镁合金性质镁在室温时密度为1.738gcm，约为铝的2/3,钢的1/4。在元素周期表中，镁的原子序数为12，原子摩尔质量为24.32，电子层结构为1s2s2p3s，属IIA族碱土金属。镁的晶体结构为h.c.p。图1-1给出了镁原子在晶胞的位置及各主要晶面和晶向。在25时的晶格常数为:a=0.3020nm,c=0.5199nm，晶胞的晶轴比。c/a=1.6237。低于225时，镁的主要滑移系为0001，次滑移系为10-10。高于225时，滑移还可以在10-11上进行。孪晶主要出现在10-12晶面族上，二次孪晶出现在30-34晶面上。高温下，10-13晶面上也出现孪晶。纯镁的断裂是大量晶内裂纹汇合的结果。接近或者低于室温时，由于30-34孪晶面和高度有序晶面如10-14,10-15与11-24等上的晶内裂纹汇合，纯镁会发生断裂。纯镁与传统铸造镁合金的脆性源自于晶间失效和在孪晶区或大晶粒的(0001)基面上的局部穿晶断裂。晶界裂纹和气蚀是影响镁高温断裂的重要因素。根据Von Mises准则，当晶体材料产生塑性变形时，每个晶粒必须至少有5个独立的滑移系，由于镁合金晶胞的晶轴比较大，因此除了(0001)基面和(10-10)棱柱面4个滑移系，很难满足塑性变形时对滑移系的要求。尽管镁单晶在滑移有利取向时，伸长率可达到100%，但对于多晶镁，室温和低温塑性仍很低，容易脆断。当温度升高到150225时，棱柱面(10-10)和棱锥面(10-11)也参与滑移，高温塑性有所提高。同时，通过Ln,Li和Gd等元素合金化可以降低镁的晶轴比(c/a)和基面滑移的分切应力。晶轴比的降低可促使棱柱面(10-10)和棱锥面(10-11)参与滑移，当基面分切应力接近于非基面分切应力时，可使螺型位错在此两基面上产生交滑移，对塑性变形有利。表1-1为纯镁的力学性能。图1-1 金属镁的晶体结构(a) Atomic positions; (b) Basal plane, a face plane and principal plane of 1210 zone:(c) Principal planes of 1100 zone; (d) Principal directions表1-1纯镁的力学性能ProcessingUTS/MPaYTS/MPaE/GPaElotion/%/%Hardness/HBSAs-cast11.52.5458930Wrought20.09.04511.512.5361.2.2 Mg-Al系合金Mg-Al系合金既包括铸造合金，又包括变形合金，是目前牌号多、应用最广泛的镁合金系列。Mg-Al合金共晶温度较低(437)。 Mg-Al合金的相图如图1-2所示。室温下,铝在镁中的固溶度为2%, 437时上升到12.7%。铝含量大于2%的铸态镁铝合金中，晶界附近会形成-MgAl，尤其是在缓冷的砂型或永久型铸件中出现较多。铝是最常用的固溶强化元素。随铝含量增加合金的铸造性能也相应提高，并具有优异的力学性能和良好的抗蚀性。当含量过高时，合金的应力腐蚀倾向加剧，脆性增加;铝含量为6wt.%时，合金的强度和延展性匹配最好。镁铝合金可进行热处理，在低温下(120)产生沉淀强化。Mg-Al二元合金的时效析出过程为（MgAl），即从过饱和的固溶体中析出稳定性较高的相。相可以在晶内连续析出，也可以在晶界上下不连续析出，形成多种形态的组织。向Mg-Al二元合金中添加Zn素后，形成Mg-AI-Zn三元合金(如AZ91)。由于Zn含量比A1含量低，从而Mg-AI-Zn其余的基本时效析出过程与Mg-Al二元合金相同，并且由于Zn的作用使得Mg-AI-Zn合金的时效过程比Mg-Al合金更显著，时效效果更好，长时间的均匀化处理可以消除镁合金铸锭中的枝晶偏析和内应力，提高其塑性。由于Al,Zn合金元素的扩散速率十分小，因此，Mg-AI-Zn系合金达到平衡状态所需的均匀化退火时间很长，一般为620小时，均匀化温度在360410之间。图1-2 Mg-Al相图（部分）（wt./%)1.2.3 Mg-Zn系合金Mg-Zn系合金是一类应用广泛的镁合金，而且是镁合金研究的热点。根据Mg-Zn二元相图(图1-3):平衡结晶时，340发生共晶反应L-Mg+。属于介稳定相，随后冷却过程中分解为a-Mg+MgZn。共晶温度时，Zn是除铝以外另一种非常有效的合金化元素，具有固溶强化和时效强化作用，与铝结合来提高室温强度，是弱的晶粒细化剂，对腐蚀性能影响也较小。Zn在Mg中的溶解度最大为6.2wt.%，随温度降低，溶解度下降，100时降至2wt.%以下。经过固溶处理和淬火，镁锌合金可获得过饱和固溶体。其脱溶过程有四个阶段，以Mg-5.5Zn合金为例，低温下析出G.p区，7080G.p区开始溶解。若先形成G.p区，在150时效，可析出更细小弥散分布的MgZn相，呈短杆状，与基体保持完全共格，为简单六方点阵，a=0.52nm,。=0.85nm。此时得到最大的沉淀强化效果。进一步升高温度，逐步转变为圆盘状的半共格MgZn相，最后转变为非共格的平衡相MgZn相。小同含量的锌对镁锌合金有不同的沉淀强化效果。由于Zn在Mg中的溶解度较大，且随温度的降低而减少，因而具有热处理强化效果，并能改善腐蚀性和塑性。当Zn的含量较高时，它对纯Mg的强化作用大于相同含量的A1。但是，当含锌量大于3%时，有产生疏松和高温脆性倾向。在Mg-Zn合金中加入Zr后，通过包晶反应生成异质核心来细化晶粒，同时减小热裂倾向和提高力学性能(如ZK60)。在镁合金中加入0.50.8%Zr，其细化晶粒效果最好。另外，加入稀土元素(如Y.Ce.Nd等)可以提高合金的耐热性和改善合金的铸造性(减少显微缩松和热裂倾向)和焊接性。此外，在Mg-Zn合金中同时添加Zr和Re能起到更好的强化作用。图1-3 Mg-Zn二元相图1.2.4 Mg-Bi-Ca合金Mg-Bi合金富镁端为共晶相图(如图1-4)。Bi在镁中的最大固溶度为8.87%。平衡结晶时，在553发生共晶反应:L-Mg+MgBi。Bi的原子序数为83，密度为9.8gcm，熔点271.44，沸点为1863.85，电负性为2.02。Bi对Mg的合金化效率为100%。共晶反应形成的MgBi是六方D5结构，熔点为821，热力学稳定性好，可作为镁合金中的强化相。Mg-Bi系合金中添加少量的Ca形成Mg-Bi-Ca三元合金。Ca的密度为1.55gcm，电负性为1,-Ca的熔点为842。Ca的晶体结构有面心立方和密排六方两种。密排六方结构时Ca的晶格常数为:a=0.398nm，c=0.652nm,c/a=1.638。Ca可以阻止镁合金熔体的氧化。同时，少量Ca的加入能起到细化晶粒的作用。此外，还可提高合金蠕变抗力，但对抗腐蚀性能不利。另外，镁与钙可以形成MgCa，为六方结构的稳定相，其熔点为714。图1-4 Mg-Bi二元相图1.3 镁合金的强化途径工业纯镁的强度很低，室温塑性差，如纯镁单晶体的临界切应力只有4.8MPa4.9MPa不能直接用作结构材料。通过合金化、热处理、晶粒细化、引入陶瓷颗粒增强相与镁合金复合等多种手段，可以大幅度改善镁合金的力学性能。强度是材料抵抗变形和断裂的能力。本质来讲，材料的强度与位错运动的难易程度密切相关，位错运动越困难，材料的强度越高。目前，镁合金的强化主要有以下几个途径，即热处理强化(固溶强化、析出强化)、弥散强化、细晶强化、形变强化和复合强化。1.3.1 固溶强化当合金元素加入到纯镁中时，由于合金元素和镁的原子半径和弹性模量的差异，使镁基体产生点阵畸变。由此产生的应力场将阻碍位错的运动，从而起到固溶强化作用，使其强度提高。溶质原子浓度越大，溶质与溶剂原子半径和弹性模量差别越大，所得到的屈服强度也越高。固溶强化作用的大小遵循以下关系：c屈服强度，溶质原子与溶剂原子半径引起的错配应变，c-溶质原子浓度。可以看出，和c均可对合金强度产生重要影响。根据Hume-Rothery固溶度准则，如果溶质原子与基体原子的半径差大于15%时，就不会形成固溶度较大的固溶体;否则，将形成宽广固溶体(固溶度很大的固溶体)。镁原子半径为0.1602nm，因此，有26种元素可以满足该准则，与镁形成固溶体，分别是He,Li,N,O, F,Al,P,S,C1,Sc,Ti,V,Zn等。1.3.2 析出强化（沉淀强化）析出强化是镁合金强化(尤指室温强度)的一个重要机制。镁合金在时效过程中，合金元素的固溶度随温度下降而降低，从而形成细小弥散分布的沉淀析出相。该析出相与滑移位错之间交互作用，阻碍了位错的运动，提高塑性变形抗力，导致合金屈服强度的提高。但是，好的时效强化效果和沉淀析出相的大小、形貌、硬度以及他们与基体之间的界面性质等因素密切相关。理想的情况得到细小、分布均匀、与基体呈共格关系且随着温度升高不易粗化的沉淀相或者形成类似于铝合金中的GP区。表1-2给出了镁合金中常见的一些析出相及熔点。表1-2 一些常见镁合金析出相及熔点1.3.3 弥散强化尽管沉淀强化可以通过固溶时效处理达到最佳效果，但是通常镁合金中的沉淀相易随着温度升高而粗化，从而增大了与基体反应的界面，最终沉淀相全部溶解到基体中而失去强化作用。与沉淀强化不同，凝固过程中产生的弥散相由于具有较高的熔点以及对基体极低的溶解度或者不溶，使得它具有较高的热力学稳定性。弥散强化的合金在形变时由于位错被弥散体阻滞，使合金在较高温度下仍具有较高的力学性能。此外，常见的由于回复造成的软化及晶粒长大现象都因弥散体的钉扎效果而得以避免，从而提高了合金的抗蠕变性能。值得指出的是，在设计弥散强化型合金时要考虑如何确保形成的弥散增强体与基体间有好的浸润性，避免材料受力时弥散增强体与基体界面过早开裂。1.3.4 细晶强化根据Hall-Petch公式：=+Kd公式(1.2)中，-屈服强度;-单晶屈服强度;K-常数;d-晶粒尺寸。晶粒越细小，合金强度越高。一般情况下，常数KM（M为Taylo因子)，K值随M的增加而变大，而M的大小与滑移系的数量有关。与体心立方和面心立方结构相比，密排六方结构晶体的滑移系少，因此相应的M值就大(Mg为6.5,Al为3.06)。细晶镁合金不仅室温强度较高，还可抑制孪晶的形成，改善延展性，甚至在高温下实现超塑性，即细晶超塑性，所以晶粒尺寸对密排六方金属强度的影响较大，使得细晶镁基材料强度增加。晶粒细化是提高镁合金材料强度和改善塑性的最佳途径。镁合金的晶粒细化主要通过两类途径:一类是在镁合金中加入晶粒细化剂，一般通过加入Re,Zr,Ca,Sr,B等进行晶粒细化或者加入少量的CCl来对铸锭进行细化。另一类是通过热加工、塑性变形等变形工艺进行晶粒细化。细晶强化包括细化基体组织和第二相两个方面。细晶强化对镁合金及其复合材料性能的提高具有很大的意义，是当前研究的一个重要方面。1.3.5 形变强化形变强化对镁合金的主要作用是通过细化晶粒来实现的。Mabuchi等通过对AZ91合金在400480进行热拉压，获得了7.6m66.1m的细晶，发现晶粒尺寸随着Zener-Hollomon参数的增大而降低。其公式为Z=exp(Q/RT)式中，-挤压速率，Q-是镁的晶格扩散激活能(135kJmo1),R-是气体常数，T-是挤压温度。公式表明，增大应变速率或应力，降低变形温度都能细化晶粒。Mg,Mg-Al,Mg-AI-Zn,Mg-Zn-Zr等都可热变形细化晶粒。主要原理是通过大挤压比挤压，使合金发生动态再结晶，或者变形后进行静态再结晶。此外，快速凝固的AZ91,ZK60(RSP)粉末，固结挤压后其晶粒尺寸小于1m。1.3.6 复合强化镁合金强度低，以陶瓷颗粒、纤须或晶须作为增强相可制成高比强度、高比刚度、低膨胀系数的镁基复合材料，从而提高镁合金的弹性模量，改善合金的耐磨性、抗拉强度、高温强度以及抗蠕变性能。增强相与金属基体能够复合的主要原因有以下几点：在增强相与基体之间发生化学反应;在增强相与基体之间有共同的晶体学取向，在SiC颗粒表面上非均质形核;复合材料组元之间的互扩散或者液相的良好润湿性，即使不发生界面反应，也可产生强的界面结合。目前，对非连续增强镁基复合材料的研究较为活跃。不连续增强镁基复合材料的制备方法主要有以下几种：液态金属浸渗法、搅拌铸造法、流变铸造法、粉末冶金法和喷射成形法等。1.4 镁合金变形特点如前所述，大部分镁合金为密排六方晶体结构，对称性低，室温下滑移系少，冷变形能力较差，加工成形困难。温度是影响镁合金塑性变形能力的关键因素，低于225时，由于基滑移面上所需的临界剪切分力较小，并目孪晶较其他滑移系容易启动，多晶镁的塑性变形仅限于基面0001移和10-12孪生。孪生本身对塑性变形的贡献不大，但它可以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，以便进一步的滑移和孪生。当变形程度较大时，沿孪生区域或沿大晶粒的基面0001产生局部穿晶断裂，因而镁合金的冷变形仅限于中变形，一般在室温下的冷变形程度约为10%20。当高于250时温度的升高增加了原子振动的振幅，最密排面和次排面的差别减少，因此会激活潜在的滑移面和滑移方向，使附加角锥面10-11启动，此时镁的塑性大大提高;同时由于再结晶而造成的软化，也会使镁及镁合金有较高的塑性，如图1-5。由于镁合金在变形时滑移系少，造成了镁合金形变的各向异性。镁合金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，滑移和孪生模式受变形温度、变形程度、应变速度、应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，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。图1-5室温以上镁的滑移面的滑移方向1.5 镁合金的塑形加工概况由于镁合金室温下的变形能力差，镁合金的塑性成形面临着许多理论和技术上的难题，因此，镁合金塑性成形技术被认为是镁合金应用开发中最具挑战的课题。目前镁合金的塑性加工技术主要分为:挤压、锻造、板料成形及超塑成形。金属在挤压过程中处于强烈的二向压应力状态，因此可充分发挥其塑性，获得较大变形程度。对于塑性差的镁合金，挤压是非常有效的塑性加工方法。目前镁合金的挤压成形技术已经得到了相当大的发展，并已在工业上广泛应用。主要用来生产各种棒材、管材、牺牲阳极和挤压带材。镁合金的典型的挤压温度范围是300450，挤压温度的高低取决于合金种类和挤压件形状。镁合金的挤压比在(10:1)(100:1)范围内变化，已预挤压的锭坯挤压比可适当增大。镁合金和铝合金的锻造成形技术基本相同，但存在以下几个方面的差异:（1）在高温下镁合金的表面摩擦系数较大，流动性差，勃附力大，填充较深的垂直模孔较为困难，因此镁合金锻造时内、外角半径及肋厚等比铝合金的大。（2）大多数情况下，镁合金锻造用材料采用挤压坯料，可以在挤压前进行均匀化处理，减小力学性能的各向异性。（3）镁合金锻造时应避免与温度较低的模具接触，以免发生激冷而产生龟裂，因此镁合金锻造时不仅要控制工件温度，需要预热锻。（4）镁合金对变形速率敏感，当变形速率增加时塑性显著下降，一些复杂的镁合金锻件需以多次成形，为了避免晶粒长大逐次降低各次的锻打温度。目前镁合金的等温锻造成形技术在航空工业方面已获得了一些应用。板料成形技术目前尚不成熟，其关键技术是模具工装的加热方式、润滑技术、模具表面处理技术等。近年来，镁合金超塑成形受到广泛关注。目前，细晶镁合金在低速率下的超塑性是研究的主流。研究者多用热机械处理、粉末冶金、和快速凝固等技术将镁合金细化到10um以下，在拉伸时产生超塑性，普遍认为变形机制是晶界滑移机制。1.6 AZ31镁合金的研究情况AZ31镁合金是目前商业化应用最广泛的变形镁合金，它具有良好的室温强度和延展性以及优良的抗大气腐蚀能力，已经被挤压成管、棒、型材，轧制成板材，广泛应用于汽车、自行车零部件、运动器材等行业。随着镁合金加工技术和性能的不断提高，AZ31镁合金在3C产品外壳、汽车车身外覆盖件等冲压产品前景看好，目前正成为结构镁合金材料领域的研究热点而受到重视1.6.1 国内研究概况由于AZ31镁合金既不能靠热处理强化亦不能靠应变强化。而晶粒细化不仅可以提高材料的强度还可提高其塑性，因此细化晶粒就成为改善AZ31变形能力的有效途径。对于镁合金等塑性较差的金属，挤压成形是最容易实现的塑性变形。目前国内大多数研究者采用挤压及挤压一轧制工艺使AZ31镁介金发生动态再结晶从而达到细化晶粒的目的。相对而言，AZ31镁合金温变形和冷亦形的研究较少。1.6.1.1 轧制工艺的研究2005年，西安建筑科技大学的刘长瑞等人研究了AZ31镁合金板材在常温下的塑性变形行为，通过挤压一轧制方法获得了晶粒尺寸5.2m的镁板。研究结果表明:随着冷轧变形量的增加，晶粒尺寸减小，反之，晶粒的细化也可以使冷变形程度增加，两者存在相互依赖关系。同时发现小变形量、多道次冷轧可以提高板材两次退火间的总变形程度。2004年，重庆大学的刘饶川等人对AZ31B镁合金板材冷轧工艺以及后续退火工艺进行了研究，在总加工率为16%的条件下，发现200保温10min时有少量等轴晶粒在晶界和位错密度大的地方形核，发生了静态再结晶。同时发现在低温时保温时间对晶粒尺寸的影响很小，而高温时随着保温时间的延长，晶粒长大速度明显加快。确定了最佳退火温度区间为250300，最佳保温时间范围是30min60min，研究结果表明:在该温度和时间范围内，晶粒得到细化，获得16m的均匀细小的晶粒。2005年杨平等人研究了利用道次间退火改善AZ31镁合金的成形性，在变形速率0.01/s的实验条件下，确定合理的终轧温度为180260，并获得了晶粒尺寸为6.9m的AZ31镁合金。发现较低的变形温度不能形成大面积的扩展的切变带，研究结果表明:变形后产生的平直切变带可分割晶粒，并通过后续的静态再结晶细化晶粒，扩展的切变带可显著扩大退火后的细晶区，最细的晶粒对应原变形组织的切变带。2004年上海交通大学的张青来等人研究了轧制方式对AZ31镁合金薄板组织和性能的影响。通过交叉轧制和单向轧制两种方法的对比，发现交叉轧制与单向轧制再结晶组织的平均晶粒度相差不多，并目前者比后者更具有均匀性和等轴性，为深冲变形提供了一个良好的组织结构条件。研究结果表明:在200250和相同冲压速度下，单向轧制镁合金板的冲裂主要发生在沿着轧制或挤压方向；而交叉轧制镁合金板未出现断裂现象，拉深比可达到2.15。2004年北京科技大学的胡轶高利用取向成像研究了镁合金的孪生过程。在退火后的热轧板上获得有利于产生(10-12)孪晶的坯料，进行平面应变压缩实验。结果表明:在压缩实验过程中，随着应变量的增加，孪晶取向关系经历最大值，然后该取向关系的比例会下降，基面取向晶粒的比例与孪晶量相对应，孪晶关系存在的多少不与孪晶量对应;在孪生后期滑移起到一定作用，表现为存在一定量的小角度晶界。1.6.1.2 挤压工艺的特点及研究现状挤压加工不同于其它加工方式(如锻造、扎制)，其变形过程在近似封闭的模具内进行，材料在变形过程中承受很高的静水压力，有利于消除铸锭中的气孔、疏松和缩孔等缺陷，提高材料的可成形性，使材料在一次成形过程中能承受较大的变形量，从而改善产品的性能。与其他塑性加工方式相比，通过热拉压方法制备镁合金产品具有许多优势：(1)挤压具有强烈的三向压应力状态，金属可以发挥其最大的塑性。这对于室温塑性变形能力较差的镁合金来说尤为重要。通过调整挤压工艺，可以有效细化镁合金的晶粒组织，提高镁合金的强度和塑性。(2)挤压工艺具有极大的灵活性，操作方便，仅需通过更换模具就可以生产各种板、管、棒、型材。(3)挤压产品尺寸精度高，表面质量好。当然，挤压法生产镁合金制品时也存在一些缺点，主要表为:(1)废料损失较大。因为每次挤压都有压余和缩尾，且占锭坯比例较大。(2)挤压所需的变形力使坯料与模具之间的摩擦力较大，模具损坏较快。(3)挤压制品的组织和性能沿长度和断面上不够均匀。尽管如此，对于镁合金这种塑性变形能力较差的金属，挤压仍为一种较好的塑性加工方法。目前己用挤压法生产出各种不同型号的镁合金板、棒、管、型材。2004年重庆大学的黄光胜等对AZ31B镁合金进行了挤压工艺的确定。研究表明，铸锭经40012h的均匀化处理后，在挤压温度为400，挤压速度为(12.5)m/min、挤压比为1045下，获得的棒材、管材、型材有较好的力学性能，其抗拉强度在275MPa285MPa之间，屈服强度在220MPa225MPa之间，延伸率在15%17%之间。同时，在400挤压时发生动态再结晶，其挤压材的纤维组织为细小等轴晶。翟秋亚、王智民等对AZ31镁合金挤压变形进行了研究，其坯料加热到450,均热2h后单向挤压，挤压力在13MPa30MPa，挤压比在1664范围内。结果表明，大的挤压比(=64)得到平均晶粒尺寸非常小（12m）的等轴晶。其强度、硬度均随挤压比增大而增大，而挤压比在16附近时延伸率达最大值。重庆大学的汪凌云等通过热压缩试验研究了变形AZ31镁合金的晶粒细化工艺。研究表明，再结晶晶粒大小不仅与温度有关，还与应变速率有关。应变速率增加，变形过程中产生的位错来不及抵消，增加再结晶形核位置，即位错的增加是晶粒细化的原因。提出动态再结晶晶粒大小的自然对数与Zener-Hollomon值的自然对数关系如下式：Ind=-InZ+11.059在挤压温度为300350，挤压比为1530条件下获得了平均晶粒尺寸为12.3m的再结晶组织。2003年上海交通大学的周海涛等研究了AZ31镁合金型材挤压工艺和组织性能，在坯料和模具温度保持350条件下，分析了T型材各部位的力学性能。结果表明，在挤压比较大的部位，屈服强度和抗拉强度最高分别为117MPa和254MPa，伸长率为16%，认为晶粒细小和织构是屈服强度和抗拉强度增大的原因。高质量型材必须采用流线型模挤压。1.6.2 国外研究情况口本的Sumitomo电器公司采用常规的AZ31和AZ61合金生产出了高强度镁合金线材，所用合金的化学成分如表1-3所示，将直径为6.Omm的挤压线材拉拔成直径为3mm的线材。随后线材在温度为200450之间退火1h,采用拉伸和疲劳实验测试不同退火制度下线材的性能，并和直径为3mm的挤压线材性能进行对比。表1-3拉拔材料的化学成分（%）线材AlZnMnSiCuNiFeMgAZ312.90.770.400.010.010.010.01Bal.AZ616.40.770.350.030.010.01基面滑移，10-10(11-20柱面滑移，10-11(11-20锥面滑移。二是孪生:即10-12(10-11)孪生。在变形速率为210的条件下的模拟结果表明:导致晶格取向快速转变的重要机制是孪生。在变形过程中，除了晶内的孪生和滑移外，晶界周围很薄的原子层亦起到调节作用，采用各向异性因子使得基本模型与宏观的应力-应变曲线以及织构的演变情况拟和效果很好。Ajager等人在1.310s速率条件下，室温至400温度范围内研究了AZ31镁合金热轧板的机械性能，发现随着温度的升高，屈服应力和最大变形抗力均迅速降低，延伸率增加，在250时加工硬化现象消失，即与几乎相等，在400时延伸率达到了420%具有超塑性特征。作者认为，在高温下稳定的变形是由于位错塞积产生的加工硬化和位错消失产生的软化相互平衡的结果。位错反应以及局部交滑移和攀移分别是加工硬化和软化过程的主要原因。温度对机械性能的影响可归结为非基面滑移和由于局部交滑移及攀移而发生的动态再结晶。A.Sryczynski等人研究了具有不同初始织构的AZ31变形镁合金冷轧织构的演变。采用粘塑性泰勒模型，在四种滑移模式和一个孪晶模式的所组成的不同组合的基础上，模拟织构的演变。研究中发现，冷轧板材的织构中，锥面滑移系统的启动导致基面向轧向呈15偏转，初始织构与该现象没有关系。在塑性变形过程中，最主要的滑移系是基面滑移和柱面滑移，在变形初期，孪生和锥面滑移系作用并不大，随着变形程度的增加，锥面滑移的作用与基面和柱面滑移相当。S.B.Yi等人利用中子衍射方法研究了AZ31镁合金在静液挤压过程中试样在不同变形阶段的组织演变情况，认为可将试样分为二个区:塑性变形区，再结晶区和稳定区。研究结果表明，在这二个区中平行于挤压方向的织构为主要的织构组分，从开始变形到变形结束，只是强度有所增加。实验示意图如图1-6所示。图1-6 所有试件(10.0)极图的极密度Toshij Mukai等人对等静道角挤压(ECAE)和传统的挤压工艺进行了对比研究，发现在相同的晶粒度下，两种工艺所得到的制品的机械性能(变形速率为110/s)存在较大差异，前者的屈服强度是后者的一半，而延伸率则是后者的2倍。作者认为这是由于两种工艺所产生的织构不同所致:传统的挤压工艺产生的是基面平行于挤压方向的织构，而EACE工艺得到的是基面在平行于和垂直于挤压方向两个夹角都相似的织构类型。H.K.Kim等人研究了AZ31镁合金大变形后的组织稳定性和力学性能，认为当等径角挤压温度下降时，经过四次挤压变形，晶粒尺寸可以由50m降至2m，并且晶粒尺寸很均匀。尽管发生了晶粒细化，用等径角挤压工艺制备的棒材的屈服强度却低于未经该工艺过程的棒材，但是延伸率则有所提局。 图1-7传统挤压形成的晶体取向 图1-8 ECAE工艺品体取向日本的K.Iwanaga在室温至175温度范围内研究了AZ31板材的成形性，通过在棒材的不同方位取样可知，（10-10）织构可增强板材的成形性，而（0002）织构的存在不利于板材的成形。（0002)织构减少，可降低AZ31的屈服强度，增加杯突值并改善拉深性能，使拉深极限比提高0.20.3。同时还能将拉深成形温度降低约25，从而可望采用价格便宜并具有环保价值的PET(Polyethylene Terephthalate)作为润滑剂。综上所述，国外对于AZ31镁合金的冷变形及温变形的研究主要集中在织构的演变和织构对制品的强度、延伸率及成形性能的影响。1.7 选题意义众所周知，镁合金是目前最轻的合金，而且不仅具有高比刚度、高冲击性，还具有优良的磁屏蔽性、防震等性能。镁及其合金为密排六方晶体结构，滑移系少，室温变形能力较差，其构件主要以热拉压成形，因此，目前国内外大多数研究者通过挤压变形方式使镁合金发生动态再结晶，从而细化晶粒，达到改善其强度和塑性的目的。AZ31镁合金是目前应用最广泛的变形镁合金，它具有良好的室温强度，较好的延展性以及优良的抗大气腐蚀能力，是变形镁合金的研究热点。本课题中对纯镁丝材进行连续热拉拔，对其组织性能进行研究，从而指导实际生产来提高生产效率和分析实际生产中所出现的问题，这对于促进镁合金变形方式的多样化，扩大镁合金的实际应用领域，具有深远的现实意义。1.8 研究的主要内容1，纯镁连续热拉拔丝材组织（OP分析）的演变；2，纯镁连续热拉拔丝材力学性能的变化规律；3，分析连续热拉时出现断丝的问题。第2章 实验方法2.1 引言镁及镁合金是最轻的结构材料，具有较高的比强度、比刚度、以及优良的阻尼性能和电磁屏蔽性能，已开始应用于航空航天和汽车等工业领域。由于镁及其合金具有很大的发展潜力和应用前景，许多国家的政府、企业和研究机构投入了大量人力、财力对其成形性能及应用进行了研究，并取得了显著的成果.镁及其合金具有密排六方结构，因此人们一直认为镁合金是一种难以塑性变形的、压力加工成形性能差的金属材料，同时，大多数镁合金又具有较好的铸造性能，使得目前镁合金产品以铸件，特别是压铸件居多，塑性加工件极少，与镁合金的铸造技术相比，镁合金的挤压、轧制、锻造、冲压等塑性加工技术的发展则相对比较缓慢。就上述几种变形方式而言，大部分都是难以在室温下实现大变形，以挤压为例，典型的挤压温度范围在200450，挤压比在10:1和100:1之间变化。轧制变形也是目前镁合金研究的热点，镁合金板材轧制过程中的主要工艺参数包括压下量、轧制温度、辊型、轧制速度等，压下量是最主要的参数之一，镁合金在室温下轧制时由于塑性较差，从而每道次的变形程度一般只有10%15%若加大变形程度则会发生严重裂边，甚至无法轧制成形。镁合金板材通常需要3道次或更多道次的热轧，冷轧时的最大累积变形程度(两次退火之间的变形程度)一般不超过40%。变形和热处理是结构金属材料获得产品性能的主要方法。本文把拉拔变形和退火处理这两种改善材料性能的有效方式结合起来，对纯镁进行了较系统的拉拔工艺和退火工艺探索，将10mm的纯镁丝材拉拉至2mm，并期望实现晶粒细化。2.2 实验材料本次试验采用纯度为%99.852mm高纯镁，由挤压比27.4的挤压变形至10mm后进行试验。从原始铸态组织开始挤压，使直径从52挤压成10。模具温度：300,胚料温度：150,挤压速度：5mm/min。如表2-1表2-1 挤压参数初始直径（mm）挤压比挤后直径（mm）526027.4102.3 实验方案2.3.1热拉压装置方案实验方法:将挤压坯料在SK2-2-10H型电阻炉中预热并保温1h后，在识THR34-300A的框式挤压机上通过热拉压法得到直径为10的粗线坯,最后通过多次拉拔得到直径2mm的纯镁丝材。使用DWK-702精密温度控制装置实现试验过程中的温度控制。显微组织的观察在光学显微镜和JSM-5600LV型扫描电子显微镜上进行。纯镁在压力机上变形时，变形温度在300左右塑性最好，为了降低挤压力，防止粘模，镁合金在热拉压工况下常选用石墨做润滑剂.根据镁合金焊丝挤压时的变形特点及工艺特征，确定了纯镁丝材直径为10mm的粗线坯挤压时的实验工艺参数（见表2-2）图2-1 热拉压装置示意图图2-2 热拉拔装置示意图2.3.2 热拉拔实验方案2.3.2.1 粗线坯温度纯镁的热加工温度选在250340。2.3.2.2 道次变形程度的确定镁合金的塑性差，故其平均道次变形程度不应太大，通常应小于20%。么拉拔试验的粗线坯直径为10mm，要求拉拔到2mm根据此条件可进行确定道次变形程度的计算。1） 总压缩率：Q=(1-d/d)100%=96%2） 拉拔道次初选平均道次变形程度q=20%则拉拔道次为n=ln（1-Q）/ln(1-q)=11,所以拉拔次数为11次。3） 平均道次变化程度q=1-=21%4） 各道次变形程度分配根据常规拉拔道次变形程度分配原则，即第一道次较小，第二道次较大，以后道次逐渐减小的原则分配道次变形程度。5） 各道次线材直径从成品直径依此计算各道次线材直径，计算公式d=d，d.d分别为第n、n-1道次线材的直径，q为第n道次的道次变形程度。2.3.2.3 润滑剂拉拔时润滑可以避免模具上金属的粘附，同时降低摩擦系数，减小拉拔力，降低模具的磨损.在230以上，镁合金的润滑通常采用胶体石墨或二硫化钼润滑。根据镁合金拉拔时的工艺特征及其大量的实验验证，确定了纯镁丝材的拉拔工艺参数。拉拔道次在拉拔模具温度为300下进行拉拔试验，从直径1086.65.34.543.53.12.82.52.22逐渐拉拔，最大断面收缩率为36.0%，最小断面收缩率为17.4%；最大直径变形量为2mm，最小直径变形量为0.2mm（表2-3）。表2-3 拉拔试验变化量及断面收缩率变前直径变后直径直径减小断面收缩模具温度108236.0%30086.61.431.9%3006.65.31.335.5%3005.34.50.827.9%3004.540.521.0%30043.50.523.4%3003.53.10.421.6%3003.12.80.318.4%3002.82.50.320.3%3002.52.20.322.6%3002.220.217.4%3002.3.3 退火方案拉拔试验之后进行退火，本文采用了两种退火工艺方案，分别采用等温不同时退火和等时不同温退火，将10mm挤压态丝材拉至2mm，以观察不同拉拔工艺对2mm丝材的晶粒尺寸的影响，现将两种工艺分别叙述如下:方案1：采用等温不同时退火方法，退火温度为230摄氏度，退火时间分别选取30min，60min，90min，120min，150min，250min（表2-4）。退火后分别观察金相图。表2-4 等温不同时退火参数abcdef时间30min60min90min120min150min250min温度230230230230230230方案2：采用等时不同温退火方法，退火时间为30min，退火温度分别选择200，230，250，300，350，400（表2-5）。退火之后分别观察金相图。表2-5 等时不同温退火参数abcdef时间30min30min30min30min30min30min温度200230250300350400第3章 纯镁连续热拉拔组织性能研究3.1 引言镁合金具有密度低、比强度和比刚度高、抗震及减振能力强、电磁屏蔽效果优异及易回收等一系列优点，在电子、电器、汽车、交通、航空、航天等领域具有重要的应用价值和广阔的应用前景，被誉为是21世纪最具发展前途的金属结构材料。目前，工业镁合金大多以模铸、压铸及半固态工艺制造。铸造法生产的镁合金晶粒不够细小，存在成分偏析，不能从根本上解决脆性和腐蚀问题，难以制备出性能优良的镁合金。实践表明，塑性变形能有效改善铸造镁合金的力学性能，变形镁合金比铸造镁合金具有更高的强度和塑性。然而，由于镁为密排六方结构金属，塑性变形能力差，材料的成品率低，因而变形镁合金材料的成本和价格昂贵。因此，研究新型的镁合金制备技术成为发展变形镁合金材料的主导方向之一。另外一个限制变形镁合金材料发展的关键因素是对镁及镁合金的塑性变形机理的认识还不够全面和深入，更未能建立起完善的塑性变形理论体系，因此对于如何从根本上改善镁及镁合金的变形能力，改进现有的塑性变形工艺乃至开发新的塑性变形技术缺乏理论指导。3.2 纯镁连续热拉拔丝材组织（OP分析）的演变3.2.1挤压比对镁塑变组织的影响热拉后镁颗粒被拉长，随着挤压比的增大，镁颗粒的变形程度随之增大,表现出良好的塑性。这是由于镁在498K以上变形时,其角锥面上的滑移系10-10、11-21被激活，滑移系增多，塑性显著提高，使镁在高温下的塑性变形更加容易。纯镁在380热拉变形，当挤压比为12:1时，在拉长的镁颗粒中出现大量粗大的条带状形变孪晶（一次），孪晶方向与挤压方向一致（见图3-1a）；挤压比为56:1时,孪晶带明显变窄，在一次孪晶带的边界附近出现针叶状次级孪晶。次级孪晶的排列比较规则，与一次孪晶的夹角约为30（见图3-1b）；而当挤压比为225:1时,变形量增大,形变储存能增高，从而促进了动态再结晶的发生。由图3-1c可见，再结晶后的晶粒极为细小，尺寸为5001000nm。此外,经超大挤压比变形后，镁颗粒变形量很大，原表面的氧化膜被破碎、球化后均匀地分散于镁颗粒内部，致使镁颗粒边界淡化，局部区域甚至消失。这些细小、弥散的氧化物可以起到良好的弥散强化作用。图3-2a，3-2b为纯镁热拉压变形后的TEM照片。可见，在热拉压过程中，粗大的一次孪晶带由于弯曲变形而发生扭折。扭折使孪晶局部产生很大的弯曲应力，为缓解这一弯曲应力，引入了两种形变亚结构：1)位错形变亚结构，位错从孪晶界萌生、增殖，随变形量增大，向孪晶带内发展（见图3-2a中箭头所指）；2）孪晶形变亚结构，由平行排列的细微孪晶带组成，其萌生位置多为晶粒边界（见图3-2b中箭头1所指）。另外，在晶粒中尚可发现有稀疏的蜷线位错（见图3-2b中箭头2所指）。图3-1 （a）挤压后金相 其余为每道次拉拔后金相图3-2 纯镁热拉后的TEM图片热变形后的冷却方式对塑变组织具有一定的影响，再结晶过程分为动态再结晶和静态再结晶。动态再结晶和静态再结晶一样,都是形核及长大的过程。与面心立方结构的金属相比，镁及镁合金更容易发生动态再结晶。这是由于镁合金为密排六方结构，滑移系少，并且层错能较低，晶界扩散速度较高，使得在亚晶界上堆积的位错能够被这些晶界吸收，从而加速动态再结晶的过程，所以再结晶经常在挤压过程中就已完成。图3-3a，3-3b分别为热拉压变形后快速冷却的光镜照片和照片。由图3-3a可见，部分条带状孪晶呈断续状分布，这是由于局部孪晶带被再结晶晶粒吞噬所致。尽管如此，整体上仍能显示出孪晶带的条状痕迹。结合挤压后空冷的再结晶组织（图3-1c），说明在挤压后速冷的显微组织中只存在动态再结晶形貌，快速冷却抑制了静态再结晶的发生。图3-3a与图3-3b相对应的TEM照片。可以发现，次孪晶（箭头1）内部出现了细条状的二次孪晶（箭头2）。结合图3-1a，在同样挤压比（12:1）的情况下，由于放大倍数的限制，金相组织中没有发现二次孪晶，而借助透射电镜证实了此变形比下二次孪晶的存在。图3-3热拉压后光镜组织照片（a）和TEM照片（b）3.2.2 再结晶晶粒细化的规律再结晶晶粒细化规律细化晶粒是提高镁及其合金的综合性能的重要手段，通过细化晶粒，不仅可以提高材料的强度，还可以改善其塑性和韧性。此外，由于晶界协调变形在塑性变形过程中起着相当重要的作用，而通过晶粒细化可以有效的提高其晶界变形能力。因此，晶粒细化在镁合金塑性加工中具有非常重要的作用。镁合金常见的晶粒细化工艺有四种：（1）合金化(2)快速凝固/粉末冶金(3)铸锭热变形处理，如等径角挤压(ECAE)和大挤压比等(4)动态再结晶。目前采用冷变形并辅以静态再结晶来细化晶粒的研究还比较少。本节采用连续多次热拉拔变形和两种不同的退火方式，纯镁丝材从原始直径52挤压至10，之后从10连续拉拔至2，实现了96%的总变形程度，图3-5所示为等时不同温退火后的再结晶组织，图3-6所示为等温不同时退货后的再结晶组织。可以看出，晶粒变小实现了明显的组织细化。晶粒细化的原因：一方面，丝材的冷变形（31.9%）超过了临界变形度，在再结晶过程中，再结晶形核速度大于晶粒的长大速度，使得再结晶晶粒细化；其次，由于镁合金冷变形过程中的孪生变形机制，使晶粒中分布了许多孪晶晶界，再结晶时，这些孪晶晶界为再结晶形核提供了更多的位置，形核几率增加，因此使晶粒细化。对于细小的晶粒，即使变形程度较大（41.5%），并且降低了退火温度,晶粒的细化效果仍然不明显。图3-5 等时不同温退火金相图图3-6 等温不同时退火金相图3.3 纯镁连续热拉拔丝材力学性能的变化规律3.3.1 纯镁丝材流动过程的描述描述金属流动过程的通式为：=f（，T，S，P）（1）式（1）中描述了流变应力，温度T，状态参数S和材料特性参数P队应变速率的影响。应变速率恒定的时候，应力可以考虑为应变速率于温度的函数。这样式（1）变为=f（，T）（2）Frost和Ashby认为纯镁在573K以上,280MPa内，金属流动过程可用幂指数模型来描述：=Aexp（-）(3)式中Q是镁的变形激活能，R是气体常数，A和n是与材料有关的常数。Galiyev等研究者也发现纯镁的变形行为可用以上模型来描述。他们认为纯镁及其合金在423773k、1010s应变速率下的变形行为根据变性特征可分为3个温度区进行分析。在低于 523K时，镁的变形行为可用指数方程描述：=Aexp()exp(-)（4）式中A，是与材料有关的常数。在523623K应力指数接近于7或673773K应力指数接近于2.2时,可用幂指数方程描述。而对于含Zn等元素的Mg合金,其塑性变形行为会发生改变。McQueen等研究者根据Selars蠕变模型针对纯镁丝材提出了一个更为合适的模型：=A（sinh）exp(-)（5）式中A和均为与材料相关的常数,n为应力指数,常数的值为0.052MPa-1。这一模型比Frost和Ashby的模型更适合于描述镁合金的流变应力。当1时,式(3)与式(5)是等价的。在应力小于20MPa时,McQeen的数据与式(3)一致3.3.2 塑性变形激活能式(3)和式(4)可写成exp()=A=Z(6)exp()=Aexp()=Z(7)式中Z为Zener-Hollomon参数,其物理意义为温度补偿的应变速率因子。当应变速率恒定时,可将式(6)和式(7)写成:ln=+C(8)=+C(9)由于n、均可以经验求得,则通过一组恒定应变速率的ln与1/T以及与1/T的曲线,求出平均斜率就可以算出塑性变形激活能。一般来说,求出n和的方法和上述方法一样,若将温度保持不变(Q不变),则可得到：ln=ln+C(10)=ln+C(11)通过一组恒定温度下的ln与ln或与ln曲线,就可求得n和。图3-7所示为纯镁及ZK60镁合金激活能与温度的关系曲线。可见,二者的激活能均随温度的升高想而增大,但具体的变化规律不同。对于纯镁图3-7,在低温区(423523K)激活能几乎与温度呈线性关系;中温区(523623K),一直到573K时激活能都不发生变化,然后一直增加,直到转折点623K;在高温区(673773K),激活能逐渐增加。高温区的激活能是中温区激活能的3倍。在623773K(特别是超过673K),激活能随成形温度的增加比在573623所看到的增加更大,类似的激活能对温度的依从关系也见之于铝、铜、锡、钨、氯化钠。然而,从定量的角度分析,当温度由423K升至773K时,纯镁的塑性变形激活能与晶格自扩散激活能(135kJ/mol)之比由0.35增大到2.1,变化的程度几乎是其他材料的2倍。图3-7 激活能与温度的关系曲线3.3.3 纯镁的应力应变曲线及特征镁及其合金层错能较低,其滑移面上不全位错之间的层错带(扩展位错)较宽。这种相距较远的不全位错很难聚成全位错,因而滑移和攀移均很困难,动态回复的速度慢而不能在变形的瞬间内完成。但随着变形量的增加，可产生足够高的局部位错差值,促使再结晶的发生。因此,镁合金即使在较低的温度下变形,其流动应力-应变曲线也呈现动态再结晶的特征。图3-8给出了纯镁流动应力-应变曲线。在423523K低温区,纯镁的流动应力增加很大,呈现明显的加工硬化趋势。图3-8 不同温度时流变应力-应变曲线3.3.4 屈服强度、抗拉强度和丝材直径的关系由图3-9可见随着丝材直径从10逐步减小到2的过程中，屈服强度逐渐升高。从10热拉到6.6时，屈服强度变化程度大，从6.6热拉到4.6是屈服强度变化平缓，之后从4.6拉到2的过程中变化程度变大，随着丝材直径的减小，断面收缩率变化规律不明显，屈服强度变化趋缓。图3-9 屈服强度与丝材直径的变化关系由图3-10可见当丝材直径从10热拉成4.6的过程中抗拉强度变化明显，随后丝材直径由4.6拉成2的过程中基本不变，在拉伸过程中有拉断情况发生。图3-10 抗拉强度与丝材直径的变化关系3.3.5镁合金塑性变形机理镁合金的塑性变形机理还不十分清楚,至今还没有能完整地解释所有温度区间和应变速率下镁变形行为的理论,很多学者解释变形行为的理论模型也不同。从已公布的数据来看,试验结果与其解释也不一致。综合现有的文献,主要有3种观点。文献报道了相对较高的应力指数和塑性变形激活能,并对试验数据提出了一些原创性的解释。但有人认为高应力指数和激活能是由弥散氧化物粒子引起的。在高温下Edelin和Poirier得到了比自扩散激活能高的激活能,认为这是非基面滑移激活能增加所导致的结果,并得到n=2.7 的低应力指数。第二种观点是Vagarali和Langdon提出的Friedel交滑移模型。根据Friedel机理,在600750K和大于2.5MPa应力条件下,镁的塑性变形行为由交滑移控制。用这种机理对其塑性变形现象进行分析, 可以比较满意地解释Mg的激活能对温度和应变速率的依从关系。第三种观点是Courent等提出的Friedel-Escaig机理。他们的研究是在293623K温度范围内,在原位TEM上观察塑性变形来完成的。根据Friedel-Escaig机理,在423623K时,镁合金塑性变形由交滑移控制。用原位试验数据所计算出的微观激活能数据与理论预测值相一致。与此同时,Couret和Caillard指出高温下是由不同的机理来控制变形的。值得注意的是,该研究所用的样品是单晶,晶体处于硬取向时滑移困难。后Couret等采用改进的Friedel模型,计算了位错周围的不均匀应力场,并得出如下结论:即使在高温下 Friedel机理也几乎不可能实现,热变形的惟一可能机理是Friedel- Escaig交滑移机理。图3-11为Friedel-Escaig机理和Friedel位错滑移机理简要说明图。图3-11a示意地说明了Friedel-Escaig机理。由于镁的层错能低,螺型全位错易分解为扩展位错。当扩展位错的局部线段PQ沿
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