（材料物理与化学专业论文）快凝结合挤压制备镁合金及其组织与力学性能.pdf

摘要 论文题目：快凝结合挤压制各镁合金及其组织与力学性能 学科专业：材料物理与化学 研究生：杨文朋 指导教师：郭学锋教授 摘要 签名 签名 通过快速凝固( r s ) 、往复挤压( r e ) 、单次挤压( e x ) 工艺制备r e e x r s z k 6 0 和 r e e x r s 一6 6 合金。两种合金中各元素质量百份含量分别为m g 5 4 7 z n 0 2 5 z r - 0 1 2 m n 和m g 6 o z n 1 0 y - 0 6 c e ，0 6 z r 。利用o m 、s e m 、t e m 、x r d 和d t a 等方法分 析了合金的组织与相组成，测试了合金的室温力学性能及其超塑性。 研究结果表明，辊速为1 8 m s 、2 7 m s 、3 5 m s 时，r s 薄带的冷却速率分别为 7 3 2 x 1 0 5 - 1 6 5 x 1 0 6 。c s 、2 0 3 x 1 0 6 - 6 5 9 x 1 0 6 。c s 、1 0 3 x 1 0 7 _ 4 1 2 x 1 07 。o s 。辊速提高，薄带 宽度和厚度减小。与铸态组织相比，r s z k 6 0 和r s 6 6 薄带组织显著细化，晶粒尺寸均 在1 0 岬以下。r s z k 6 0 薄带主要由过饱和a - m g 固溶体和少量弥散分布的二次相组成。 3 0 0 * c x 2 h 退火热处理后其显微硬度达到峰值。主要强化相为矩形状m g z n 相和针状m g z n 2 相。r s - 6 6 薄带主要成分为乜、w 和m g l 7 c e 2 相，r s 6 6 薄带组织稳定温度范围为3 0 0 4 0 0 c 。 r s 6 6 薄带在2 9 8 单次挤压后晶粒尺寸0 7 1 a m 。极限抗拉强度、屈服强度和延伸率 分别为5 0 6 m p a 、5 0 3 m p a 和1 4 。挤压温度 2 9 8 ，极限抗拉强度和屈服强度降低，延 伸率提高，且在挤压过程中有挤压织构生成。 经西1 4 m m 硝0 m m 模具挤压的r e e x r s z k 6 0 合金晶粒尺寸5 5 m ，4 道次综合力 学性能最佳，极限抗拉强度、屈服强度年u 延伸率分别为3 0 7 m p a 、1 9 4 m p a 和1 4 6 7 。经 6 4 m m 中2 0 m m 模具挤压的r e e x r s z k 6 0 合金晶粒尺寸一2 5 u m ，随着挤压道次的增 加屈服强度和延伸率逐渐提高，6 道次屈服强度和延伸率分别为2 5 2 7 m p a 和8 。 r e e x r s 一6 6 合金2 道次晶粒尺寸0 ，7 斗m ，1 2 道次晶粒尺寸1 f 3 m 。极限抗拉强度和屈 服强度最大值在2 道次获得，分别为3 4 0 m p a 和3 3 6 m p a 。延伸率最大值为2 7 ，在4 道 次时获得。由于该合金组织的特殊性，工程应力应变曲线上出现2 次屈服现象。 r e - e x c t - z k 6 0 和r e e x r s 一6 6 合金都实现了低温超塑性( l t s ) 和高应变速率超塑 性( h s r s ) ，其最大延伸率均为2 7 0 。测试温度为5 2 3 k ，应变速率( i ) 为3 3 x 1 0 4 s 。1 时， 晶界滑移( g b s ) 为超塑性变形主要控制机制。温度 3 3 x 1 0 - 4 s - 1 d u r i n gt h es u p e r p l a s t i cd e f o r m a t i o nw h o s e d o m i n a n td e f o r m a t i o nm e c h a n i s mi sg b s ，t h e r ea l s oh a v es o m ea c c o m m o d a t i o nm e c h a n i s m s u c ha sd i s l o c a t i o nc r e e pc o n t r o l l e db yg r a i nb o u n d a r yd i f f u s i o n ，a t o m sd i f f u s i o no fl i q u i d p h a s e ，g r a i n sr o t a t i o na n dc a v i t i e sm o v e m e n ta n dd i f f u s i o nw h i c ha s s i s t e dt h ec o m p l e t i o no ft h e w h o l es u p e r p l a s t i cd e f o r m a t i o n k e yw o r d s ：r a p i ds o l i d i f i c a t i o n ( r s ) ；r e c i p r o c a t i n ge x t r u s i o n ( r e ) ；z k 6 0a l l o y ；6 6a l l o y ； s u p e r p l a s t i c i t y a c k n o w l e d g e ：t h er e s e a r c hs u p p o r t e db yi n d u s t r i a l i z e dc u l t i v a t i o np r o j e c to fs h a a n x ip r o v i n c e d e p a r t m e n to fe d u c a t i o n ( 5 0 2 7 1 0 5 4 ) ；n a t u r a ls c i e n t i f i cr e s e a r c hp r o j e c to fs h a a n x ip r o v i n c e i nc h i n a ( 2 0 0 3 e 1 1 0 ) ；t h es c i e n t i f i cr e s e a r c hf o u n d a t i o nf o rt h er e t u r n e do v e r s e a sc h i n e s e s c h o l a r s i v 独创性声明 秉承祖国优良道德传统和学校的严谨学风郑重申明：本人所呈交的学位论文是我个 人在导师指导下进行的研究工作及取得的成果。尽我所知，除特别加以标注和致谢的地 方外，论文中不包含其他人的研究成果。与我一同工作的同志对本文所论述的工作和成 果的任何贡献均已在论文中作了明确的说明并已致谢。 本论文及其相关资料若有不实之处，由本人承担一切相关责任 论文作者签名：劫盈硒 年月 日 学位论文使用授权声明 本人柱丑j 赴在导师的指导下创作完成毕业论文。本人已通过论文的答辩，并 已经在西安理工大学申请博士硕士学位。本人作为学位论文著作权拥有者，同意授权 西安理工大学拥有学位论文的部分使用权，即：1 ) 已获学位的研究生按学校规定提交 印刷版和电子版学位论文，学校可以采用影印、缩印或其他复制手段保存研究生上交的 学位论文，可以将学位论文的全部或部分内容编人有关数据库进行检索；2 ) 为教学和 科研目的，学校可以将公开的学位论文或解密后的学位论文作为资料在图书馆、资料室 等场所或在校园网上供校内师生阅读、浏览。 本人学位论文全部或部分内容的公布( 包括刊登) 授权西安理工大学研究生部办 理。 ( 保密的学位论文在解密后，适用本授权说明) 论文作者签名：导师签 ；其 凋 1 绪论 1 绪论 镁合金是实际应用中最轻的金属结构材料，它具有比重轻、比强度和比刚度高，阻尼 性、导热性、切削加工性、铸造性能好，电磁屏蔽能力强，尺寸稳定，资源丰富，易回收 等一系列优点，因此，在汽车工业、通讯电子业和航空航天业等领域正得到日益广泛的应 用1 1 - 3 1 。目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熔 炼技术和成型技术u ，4 l 。随着镁合金生产和应用技术不断完善，材料性价比不断提高，镁 合金应用范围将进一步扩大。 1 1 镁及镁合金 2 0 时纯镁的密度是1 7 3 8 9 c m 3 ，在熔化温度下( 6 5 0 ( 3 ) 固态镁合金的密度约为 1 6 5 9 c m 3 ，液态金属镁密度为1 5 8 9 c r n 3 ，金属镁凝固体积收缩4 2 ，相对于凝固线收缩 1 5 。大气压下纯镁的结构是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2 5 时的晶格常数为：a = o 3 2 0 2 n m ，c = o 5 1 9 9 n m ；晶胞的轴比为c a = 1 6 2 3 7 。配位 数等于1 2 时的原子半径为0 1 6 2 n m 。在室温下，主滑移发生在基面( 0 0 0 1 ) 上的密排晶向上； 第二滑移发生在 l o i o 晶面的 晶向上。中温下，滑移还发生在 1 0 i l 斜面的 晶向上。室温下，第一孪生晶系产生在 1 0 i 2 晶面；第二孪生晶系产生在 3 0 3 4 晶面。在 中温条件下，孪生也产生在 1 0 i 2 晶面。金属镁在室温区产生断裂主要是由晶间裂纹的会 聚导致的。这些裂纹产生在 3 0 3 4 孪晶面和一些高指数晶面( 女1 1 1 0 i 4 或1 1 0 i 5 1 和1 1 1 2 4 1 ) 上。中温条件下，晶界裂纹和空洞的形成成为导致金属镁断裂的主要因素。因为镁是六方 晶系金属，它在常温时的强度和塑性都比较低。所以，纯镁很少用作结构材料，镁的最主 要用途是制造镁合金及配制其它有色合金材料。 l 鼎 l 1 0 0 0 t i i i 2 0 ll i o t o 】 囱i o i ! 。醚刭篙 i 痴产廷触 1 2 i i o l 、f m 【m i o | i b ctd) 图1 - 1 金属镁的晶体结构 f i g 1 1 u n i tc e l lc r y s t a lo fm a g n e s i u m 一 ( a ) a t o m i cp o s i f i o n s ；( b ) b a s a lp l a n e ，af a c ep l a n ea n dp r i n c i p a lp l a n eo f 【1 2 1 0 】z o n e ； ( c ) p r i n c i p a lp l a n e so f 【1i 0 0 】z o n e ；( d ) p r i n c i p a ld i r e c t i o n s 工业用镁的纯度可以达到9 9 9 ，在高纯镁中加入锌、锂、锰、锆和稀土元素形成的 镁合金具有较高的强度，可以作为结构材料广泛应用，其元素在镁合金中的作用如下。 西安理工大学硕士学位论文 锌：目前所得到的最为详实的m g z n 相图是由j b c l a r k ，l z a b f y r ，z m o s e3 a 在其 他人研究基础上使用热动态模型绘制的u 。见图1 2 。 锌在镁合金中的固溶度约为 i fh f r p n iz ，肿 6 2 ，其固溶度随温度的降低而逐渐 减少。锌可以提高铸件的抗蠕变性能。 锌含量大于2 5 时对防腐性能有负面 影响。原则上锌含量一般控制在2 以 下。锌能提高应力腐蚀的敏感性，明 显地提高了镁合金的抗疲劳极限。 m g z n 系合金组织特征可能是含有 m g s l z n 2 0 、m g t z n 3 、m g z n 、m 9 2 z n 3 或m g z n 2 等化合物。在m g 一9 z n 二元合 金中由共晶反应生成的离异共晶沉淀 物主要为m 9 5 1 z n 2 1 ，其晶体结构为十二 i 曲p r e t n tz i n c钿 图1 - 2m g - z n 二元相图 f i g 1 - 2b i n a r yp h a s ed i a g r a mo fm g - z n 面体配位多面体结构，晶体空间点阵为正交系，空间群为h n m m ，点阵常数为a = 1 4 0 8 3 ， b = 1 4 4 8 6 ，c = 1 4 0 2 5 。根据m g z n 二元相图，共晶反应的结果产生了大量的共晶沉淀物 m g s l z n 2 0 和与之相应的m g t z n 3 。有时能发现在晶界上粗大的m g s l z n 2 0 共晶相里还存在一些 较小的沉淀相，通过电子衍射证实这种相有着与m g z n 2 拉弗斯相相同的晶体结构。在共晶 区域里共有三种不同的组织形貌，除t m g s - z n 2 0 沉淀粒子外，还有另外两种不同形貌的化 合物：一种是片状沉淀m g z n 相，它是在凝固冷却过程q a m g s - z n 2 0 部分分解产生的，其反 应式为m g s l z n m - - * a - ( m g ) + m g z n ：另外一种形貌是由在共晶体粒子外层的m g s i z n 2 0 分解为 片状a - ( m g ) 和m g z n 相，及在此共晶体粒子里层的m 9 5 1 z n 2 0 分解为a - ( m g ) + m g z n 2 相构成 的。经3 1 5 、4 h 固溶处理，水淬的组织则为m g s l z n 2 0 粒子完全分解后形成的中间相与 a - ( m g ) 交织在一起的紧密混合物。这种中间相具有与m g z n 2 拉弗斯相一致的晶体结构。在 m g z n ( 1 矿2 s - 1 下获得超塑性；低温超塑性( l t s ) ，是指在半熔点( 1 2 t m ) 以下的温度 ( 镁合金为4 7 3 k ) 下的超塑性行为1 。超塑性发展至今，人们已在1 7 0 多种合金中发现了 超塑性现象，表1 - 1 为某些镁合金的超塑性 1 2 , 3 5 1 。 超塑性变形理论和模型很多，他们只能解释超塑性变形中的某些特定现象和问题。由 于超塑性变形是微细晶粒在高温下变形，极其复杂，且同时研究者的试验条件各不相同， 因此其结果存在很大差异，所以，迄今为止，尚未形成统一的超塑性变形理论。在众多超 塑性理论研究中，最重要的成就就是关于晶界吸收晶格位错，使晶界处于激活状态，从而 实现晶界迁移、晶界滑移、晶粒转动等理论的发展。一般认为超塑性变形是通过多种机制 共同作用来实现的，即晶界滑移是主要的变形机制，位错滑移、扩散性的物质转移是相应 的协调机制。目前比较著名的是a s h b y v e r r a l l 提出的由相邻4 个晶粒之间晶界滑移变形 机制及扩散协调机制，已经得到一定的实验验证，但对于周围更多晶粒的变形协调模式， a s h b y v e r r a l l 模型并不能清晰地描述。另一个模型是m u k h c q e e 提出以位错运动来描述超 塑性协调机制。实际上，在不同的应变速率范围内，起主要作用的协调机制贡献也不相同 t 1 2 , 3 6 , 3 7 1 。 表1 - 1 镁基合金的超塑性行为 t a b 1 - 1 s u p e r p l a s t i cb e h a v i o ri nm a g n e s i u m b a s e dm a t e r i a l s 7 西安理工大学硕士学位论文 当实验和理论都证实了超塑性变形受扩散协调机制控制后，把m b d 方程应用到描述 超塑性行为是迄今为止超塑性成形中应用最普遍的本构方程”叩”： z - 等( 鱼d 九孙x p ( 一番) n - ， 七r ij igjir 丁j 、7 式中，d o 是扩散系数；q 是激活能；只是气体常数：r 是绝对温度；g 是剪切模量；6 为 b u r g e r s 矢量大小；d 是晶粒尺寸；应力指数一是( = a ( 1 n i ) a ( 1 n 仃) ) 是应变速率敏感系数因 子m 的倒数o = 1 伽) ；k 是玻尔兹曼常数；a ，p 是常数。 晶界滑移对于实现超塑性的重要性已经被普遍接受日6 , 3 8 4 0 ，但是对于晶界滑移，从 几何的观点看，分为两种形式，单个晶粒间相对运动实现的晶界滑移( g r a i nb o u n d a r y s l i d i n g ，g b s ) 和晶粒簇间协调运动实现的晶界滑移( c o o p e r a t i o n g r a i n b o u n d a r y ) 。单个晶粒 问实现的晶界滑移( g b s ) ，对解释大变形仍有相当多困难，越来越多的观点支持晶粒簇协 调式晶界滑移模型( c o b s ) 。c g b s 是细观尺度上超塑性流动沿一些晶界形成的滑移路径 剪切而实现的过程。剪切面由许多晶界组成，一般并不光滑，因此c g b s 是一个自组织 过程1 3 6 1 。 在超塑性变形过程中，晶界滑移会在晶界三叉区和基体与增强相界面处造成应力集 中，这就需要相应的变形协调机制来促进超塑性变形。晶界滑移协调机制包括：晶界扩 散位错移动；扩散蠕变，又称空位蠕变。该理论认为在超塑性变形时，材料内部存在大 量的过饱和空位，因而应力梯度引起的空位扩散流可以成为超塑性变形的主要形式；液 相原子扩散；晶粒移动、旋转和换位；空洞移动扩散h z 3 刀。 1 5 小结 镁及镁合金具有密度低、比强度和比刚度高、阻尼减震性能好、导热性好、电磁屏蔽 效果佳、机加工性能优良、零件尺寸稳定、易回收等优点，在航空、航天、汽车、计算机、 电子、通讯等领域已有多年的应用历史。目前高强、耐高温、耐蚀镁合金已成为研究的热 点。z n 、z r 、y 、c e 等元素都是重要的合金元素，能够有效细化合金晶粒，提高合金强 度，但是铸态合金组织粗大、增强相分布不均匀且脆性较大。快速凝固能极大地细化晶粒 并减少成分偏析，从而提高合金的力学性能。往复挤压能有效地细化合金组织、提高组织 均匀性，从而提高合金力学性能。本文通过对比快速凝固和铸态m g - z n z r 和 m g z n z r - y - c e 合金组织。分析和探讨快速凝固对合金的组织和性能的影响。然后对快速 凝固m g z n z r 和m g z n z r - y - c e 合金进行往复挤压，研究往复挤压对合金组织和性能的 影响，并测试其超塑性，探讨挤压道次、温度、初始应变速率等因素对合金超塑性性能的 影响。 8 2 研究内容与方法 2 研究内容与方法 2 1 合金选定 m g z n 系二元合金共晶点温度较低( 一4 0 ) 1 4 1 1 ，因此只能在低温下进行工作。据报 道，添加少量的稀土元素可以提高m g - z n 合金共晶点温度u ”。d t a 分析结果表明， m g - 6 0 z n 合金中添加y 、c e 和z r 元素可以有效提高其熔点n ”。因此，本文在商用z k 6 0 合金的基础上添加少量y 和c e 元素，对添加元素前后合金组织和力学性能进行研究。为方 便描述，将添加元素后铸态和快速凝固合金分别命名为c t 6 6 和r s 6 6 ，单次正挤压和往 复挤压的r s 6 6 合金分别命名为e x - r s 6 6 和r e r s 6 6 。相对应地，z k 6 0 合金命名为 c t z k 6 0 ，r s z k 6 0 ，e x z k 6 0 ，r e - z k 6 0 。例如，r e - n e x r s z k 6 0 意味着先后经过r s 、 r e 和e x ：e 艺制各出来。其中n 为往复挤压道次，命名中各缩写字母代表意义如下：c “铸 态) ，c a s t ；r s ( 快速凝固) ，r a p i ds o l i d i f i c a t i o n ：e x ( 单次正挤压) ，f o r w a r de x t r u s i o n ；r e ( 往 复挤压) ，r e c i p r o c a t i n ge x t r u s i o n 。 2 2 研究目标与内容 本文主要研究r s 、r e 以及后续热处理对c t - z k 6 0 和c t 6 6 合金组织与性能的影响， r e e x c t - z k 6 0 和r e e x r s 6 6 合金的超塑性及其变形机制。具体研究内容包括： 2 2 1r s z k 6 0 和r s - 6 6 薄带组织与力学性能 1 采用单辊快速凝固装置制备r s z k 6 0 和r s 6 6 合金薄带，分析r s 对其组织与性能的 影响： 2 分析在不同凝固速度下薄带的组织变化，根据凝固学原理分析合金的凝固过程； 3 对薄带进行热处理，分析并讨论热处理对薄带组织与力学性能的影响。 2 2 2r e - e x - r s z k 6 0 和r e - e x - r s - 6 6 合金组织与性能 1 r s z k 6 0 和r s 一6 6 合金薄带经过r e ( 或e x ) 才能得到块体材料。块体材料与r s 薄带相 比，无论在相组成和组织形貌上均有较大变化。r e 过程中薄带的焊合情况和组织变化直 接影响到块体合金的性能。本文通过研究不同挤压道次合金微观组织的变化，来探讨r e 晶粒细化机制。 2 研究热处理对r e e x r s z k 6 0 合金微观组织、硬度和拉伸性能的影响。本文通过测 定热处理后试样的硬度来确定最佳热处理参数，然后在该条件下观察合金的显微组织并测 试其力学性能。 2 2 3r e e x c t z k 6 0 和r e - e x - r s - 6 6 合金的超塑性 在不同温度和应变速率( 1 ) 下对r e e x c t - z k 6 0 和r e e x r s 6 6 合金进行超塑性测 试，分析挤压道次、应变速率、测试温度等因素对合金超塑性的影响，探讨其超塑性变形 机制。 9 西安理工史学硕士学位论文 2 3 实验方法 2 3 1c t - z k 6 0 将商用z k 6 0 镁合金挤压型材表面机械打磨以去除氧化皮和污垢，然后放入石墨坩埚 中熔化，熔炼温度为7 1 0 ，整个熔炼过程中用r j 2 覆盖剂保护。最后浇铸成c , 5 2 m m 的 铸锭。化学分析结果显示，c t - z k 6 0 合金成份为m g 5 4 7 z n 0 2 5 z r - 0 1 2 m n ，各元素 含量均为质量百分比。 2 3 2c t - 6 6 将m g 一4 7 y ，m g 一9 0 c e ，m g - 3 0 z r ，m g ( 纯度为9 9 9 ) 和z n ( 纯度9 9 9 ) 放入碳 钢坩埚中熔化，熔炼温度控制在7 6 0 ，整个熔炼过程中用a r + s f 6 气体保护。最后浇铸 成面，5 2 m m 的铸锭。对铸锭项部和底部e d s 分析结果显 示，c t - 6 6 合金中各元素质量百分比为m g - 6 0 z n 一 1 0 y - 0 6 c e 0 6 z r 。 2 3 3r s z k 6 0j i 口r s 一6 6 高频线 r s 薄带在k n d i i 型单辊快速凝固装置上制备，原 理见图2 1 。单辊材质为紫铜，直径3 0 0 m m ，坩埚及喷 嘴材质均为低碳钢，喷嘴宽度为l m m ，喷嘴与辊面间 距为2 m m 。采用高频感应加热熔化，m 气保护，喷射 时，真空腔内a f 气压力为4 4 x 1 0 2 p a ，喷射：a r 气压力为 2 0 x 1 0 4 p a ，z k 6 0 合金熔体温度为6 6 0 7 0 0 c ，c r 一6 6 合 金熔体温度7 0 0 一7 5 0 。加热设备是g p 3 0 g 7 高频感应 设备，加热时电压为3 k v ，阳流为o 8 5 1 a ，栅流为 熔 图2 - 1r s 设备原理图 f i g 2 - 1 t h es k e l e t o nd r a w i n go ft h e s i n g l er o l l e ra p p a r a t u s 0 1 4 - - 0 2 a ，并控制其调整匹配为5 ：1 1 0 ：1 ，加热时间约为1 0 分钟。 2 3 。4r s 薄带的热处理 选取一条厚度均匀的快速凝固薄带，将其分割成长度为1 5 m m 的小片，然后分成2 组 进行热处理。第一组在1 0 0 5 0 0 间隔温度为5 0 下保温2 h 后空冷；第二组是在3 0 0 下， 保温1 h 、3 h 、5 h 、7 h 后空冷。热处理时用细小石墨粉紧实覆盖试样表面。 2 3 5r s 薄带冷压坯 将r s 薄带粉碎后放入压制模具中，在室温，压强为5 m p a 下保压约5 分钟，制成冷压 坯。实验中，将r s z k 6 0 薄带制成冷压坯。 2 3 6r s 薄带热压坯 将r s 薄带粉碎后放入压制模具中，在1 5 0 ，真空状态下脱气2 4 h ，压制成面, 2 0 0 m m 1 0 2 研究内容与方法 的柱形坯。然后在3 5 0 1 2 下，通过正挤压制成, a d 5 0 m m 的热压坯。实验中，将r s 6 6 薄带制 备成热压坯。 2 3 7r e 将制备好的坯料装入挤压筒内，安装挤压杆，然后加热，当温度达至u 3 0 0 * c 时，在液 压机上进行压实，使合金充满模具。压实后装配好整套往复挤压模具，再进行加热，温度 升至指定温度后，开始往复挤压，原理见图2 2 。实验采用两套模具，4 , 1 4 m m , a r , 5 0 m m 和 0 6 4 m m 0 2 0 m m 模具( 咖1 4 姗和蛳4 m m 为挤压凹模直径，面, 5 0 m m 和4 2 0 m m 为挤压筒直 径) 。r e r s z k 6 0 、r e e x 6 6 合金使用币1 4 m m 彩0 n 蛐模具；r e c t - z k 6 0 合金使用 秭4 r a m 0 2 0 m m 模具，为对比两套模具对合金性能的影响，r e r s z k 6 0 同时使用 鲥4 m m 0 2 0 m m 模具。r e r s 6 6 合金r e 温度为3 2 0 - 3 3 8 0 ，挤压道次为2 、4 、8 、1 2 ，挤 压压力为9 m p a 。r e c t - z k 6 0 和r e r s z k 6 0 合金r e 温度为3 0 0 3 1 5 。r e c t - z k 6 0 和 r e - r s z k 6 0 ( 4 6 4 m m 0 2 0 m m 模具1 挤压道次为2 、4 、6 ，挤压压力为2 5 m p a 。 r e - r s z k 6 0 ( g , 1 4 m m 0 5 0 m m 模具) 挤压道次为2 、4 、8 ，挤压压力为9 m p a 。挤压道次是依 据材料经过凹模细颈的次数来判断。 2 3 8e x 为方便研究，实验对r e 试样进行了单次挤压，其原理见图2 3 。对使用毋1 4 m m 4 r , 5 0 m m 模具和4 , 6 4 r a m 4 2 0 m m 模具挤压的合金后续单次挤压模具分别为中1 2 n l 】【l l 衢o i i l m 和 图2 - 2 往复挤压模具 f i g 2 2 t h es k e l e t o n d r a w i n g o f r e c i p r o c a t i o ne x t r u s i o n 1 挤压杆；2 小挤压桶；3 凹模； 4 大挤压桶；5 紧固板：6 脐压料 图2 - 3 单次挤压模具 f i g 2 3 t h es k e l e t o nd r a w i n go ff o r w a r dc x t n t s i o n 1 挤压筒；2 挤压杆； 3 凹模：4 挤压料 西安理工大擘硕士擘住论文 秭4 m m t t y 2 0 r n m 单次挤压模具。r e z k 6 0 合金单次挤压温度为3 0 0 ，r e r s 6 6 合金挤压 温度为2 9 8 。 2 3 9 块体合金的热处理 对r e e x r s z k 6 0 合金棒材试样分别进行时效和退火热处理。时效处理温度为 1 2 0 、1 5 0 、1 8 0 、2 1 0 ，时效时间分别为4 h 、8 h 、1 2 h 、1 8 h 、2 4 h 。退火热处理温 度为2 5 0 、3 0 0 、3 5 0 c 、4 0 0 c ，保温时间分别为4 h 、8 h 、1 2 h 。对r e e x r s 6 6 和e x r s 6 6 合金进行退火处理，通过测试其硬度确定最佳热处理工艺为：2 0 0 x 1 6 h 。热处理时用细 小石墨粉紧实覆盖试样表面，炉温控制误差为1 。 2 4 分析测试方法 2 4 1 显微组织观察 a 0 m r s 薄带使用义齿基托树脂进行镶样，棒材合金试样用镶样粉镶嵌。试样依次经4 0 0 、 6 0 0 、8 0 0 号水砂纸打磨，然后机械抛光。腐蚀剂为4 的硝酸酒精溶液，腐蚀时间为1 2 0 s 。 用n i k o ne p i p h o t 光学显微镜观察显微组织。 b s e m 室温拉伸试样断口分析在j s m 6 7 0 0 f 型扫描电子显微镜上进行，超塑性拉伸试样断口 分析在带有o x f o r de d s 系统的p h i l i p sx l 3 0 型扫描电子显微镜上进行。 c t e m r s z k 6 0 薄带t e m 分析实验仪器为j e m 2 0 0 c x 型透射电子显微镜，透射电镜薄膜试 样采用双喷电解抛光。双喷减薄仪型号为m t p 1 a ，电解液为甲醇、高氯酸溶液，工作温 度为4 5 4 0 。 r s 6 6 薄带、r e - e x z k 6 0 和r e e x r s 6 6 合金t e m 实验仪器型号为p h i l i p sc m 3 0 。 透射电镜薄膜试样采用双喷电解抛光，双喷电解抛光参数：工作温度3 0 。c ，电解液1 1 2 9 m g ( c 1 0 4 ) 24 - 5 3g “c l + 5 0 0m lc h 3 0 h + 1 0 0m lc h 3c h 2 0 h 。t e m 工作电压2 0 0 k v d x r d r s z k 6 0 薄带x r d 分析实验仪器为r i g a k u d m a x - 3 c 型x - r a y 衍射仪。x 一衍射仪辐射源 为c u k a ，步进扫描，步进为o 0 2 。，扫描范围为1 5 - 9 0 。 r s 6 6 薄带、r e e x z k 6 0 和r e e x r s - 6 6 合金x r d 分析试验仪器为p h i l i p s p a n a l y t i c a l 型x r a y 衍射仪。辐射源为c u k a ，电压4 0 k v ，电流4 5 a ，步进扫描，步长0 0 3 3 。，扫描范 围2 0 1 2 0 。 2 4 2i ) t a 实验仪器为c r y 2 p 型差热分析仪。采用高纯氩气保护，氩气流速为6 0 - 8 0 m l m i n ，温 度测试范围为3 0 0 7 0 0 c ，升温速度为1 0 。c m i n ，参比样品为a 1 2 0 3 ，样品重量为5 m g 。 2 研完内客与方法 2 4 3 力学性能测试 r s 薄带的显微硬度用h v s 1 0 0 0 型数显显微硬度计测试，加载负荷0 0 2 5 r g ，加载时 间1 5 s ，在同一实验条件下测试3 7 个点，取其加权平均值。 块体材料的硬度用h v - 1 2 0 型维氏硬度计测试，实验加载负荷5 k g ，加载时间3 0 s ，在 同一实验条件下测试7 个点，取其加权平均值。 室温拉伸实验在w d w 2 0 0 微机控制电子万能机上进行，拉伸速度为l m m m i n 。拉伸 试样尺寸按国标g b 3 7 6 8 6 执行，拉伸试样如图2 4 所示。 超塑性( s p ) 拉伸在带有t e s ts t a ri is 软件的8 1 0 微机控制材料测试系统( m t s ) i - 进行。 r e e x c t z k 6 0 ( 面, 6 4 m m c , 2 0 m m 模具挤压) 和r e e x r s 6 6 合金超塑性拉伸试样是沿挤 压方向截取的矩形狗骨状试样，厚度一2 m m ，宽度- 2 5 m m ，标距- s m m 。试样在拉伸测试 前进行1 2 0 x 1 5 h 时效处理，拉伸实验温度为1 7 0 、2 0 0 和2 5 0 c ，初始应变速率为3 3 x 1 0 r 4 s 一、 3 3 x l o 3 s 1 和3 3 x l f f 2 s q 。 图2 - 4 拉伸试样尺寸 f i g 2 4 t h ed i m e n s i o no fat e n s i l es p e c i m e n ( a ) 咖1 4 n 嬲o m m 模具试样；( b ) 4 m m c y 2 0 m m 模具试样 2 5 技术路线 本文研究的技术路线如图2 5 所示。 1 旦 西安理i 大学硕士学位论文 1 4 图2 5 技术路线 f i g 2 - 5e x p e f i n l e n t a lp r o c e d u f e 3 r s 薄带组织与力学性能 3r s 薄带组织与力学性能 3 1c t 组织 3 1 1c t - z k 6 0 组织 c t - z k 6 0 合金中含有a - m g 、m g z n 、m g z n 2 、m 9 2 z n 3 、m g t z a 3 ( m g s l z n 2 a ) 和少量的z r - z n 相鲫1 。图3 1 为c t - z k 6 0 金相组织。从图中可以看出，铸态组织的晶粒尺寸一1 5 0 1 u n ， 共晶产物沿晶界或枝晶边界连续分布，在晶内也有少量黑色质点。 图3 1c t - z k 6 0 金相组织 f i g 3 1a m a s tm i c r o s t m c t n r e so fz k 6 0m a g n e s i u ma l l o y s 文献【7 】中把每个晶粒分为3 个区域，并对试样表面进行电子探针成分分析，分析 表明在核心区和核周区z r 的浓度高，中心有z r 质点存在，非核区z r 的含量很低，z n 在 核周区的浓度高于核心区，在非核区z n 的浓度也很低。这是由于z n 的合金分配系数k ( 1 0 6 - - 6 5 9 x 1 0 6 1 0 3 x 1 0 7 4 1 2 x 1 0 7 3 3r s - z k 6 0 薄带 3 3 1r s - z k 6 0 薄带的x r d 分析 图3 5 为r s z k 6 0 薄带的x r d 谱。由图可知，薄带的主要成分为a - m g 和m g z n 2 相。a - m g 衍射峰有一定程度右移，这表明薄带中a - m g 司溶体中含有原予半径较小的z l l 溶质原子， 形成了过饱和的a - m g 溶体。纯镁最强衍射峰在( 1 0 i d 晶面，而r s z k 6 0 薄带最强衍射峰 为( 0 0 0 2 ) 晶面，这可能是由于在急冷和辊轮剪切力的作用下，薄带表面有( o 0 0 2 ) 晶n 纤维 织构形成。 1 0 0 0 o 童 o r - m g j 。j m g z n 2 ! i 。 一 量 y i i 7 ；毒i ! ： 2 0 3 0柏5 0 7 0 如 20 ( 。) 图3 - 5i l s - z k 6 0 薄带的x r d 谱 f i g 3 - 5 x r d a n a l y z i n gr e s u l t so fz k 6 0r sr i b b o n spvo母等ji子 螂 舢 舢 舢 舢 姗 姗 t)兽0d羞 3r s 薄带组织与力学性能 通常情况下，r s 薄带中只有单一的过饱和a - m g 固溶体，4 5 1 ，i 而x r o 谱中却出现了 m g z n 2 的衍射峰，因此有必要对其形成条件进行推测。根据铸造组织遗传性的观点，母合 金在熔化过程中，原子团簇由大到小逐渐分裂，当外部条件使分裂终止并保留一部分较小 的原子集团，原始组织中的一些信息就有可能被保留下来，并遗传给后来的晶体。由3 1 1 节分析可知，z k 6 0 合金中会存在m g z n 2 相。对于m g - z n 合金系而言，m g z n 2 是最稳定的化 合物，也是熔点最高( - 5 9 0 ) 的金属间化合物。快速凝固过程中，母合金被重熔，如果母 合金中含有m g z n 2 相，在母合金熔化的过程中，如果熔化时间较短( 本次实验约为1 0 分钟) ， 熔化温度较低( 本文) b 6 6 0 - 7 0 0 c ) ，浇铸时熔液中可能存在大量的m g z n 2 原子集团，这些 原子集团会在快速凝固过程中生长，并以一个相的形式保留下来。 3 3 2r s - z k 6 0 薄带的金相组织 图3 6 为辊速1 7 0 0 r p m 时r s z k 6 0 薄带的金相组织。从图中可以看出，快速凝固条件 下，晶粒尺寸( 粒状晶晶粒或柱状晶的直径) 均在1 0 m 以下，和铸态组织相比晶粒明显细 化。 图3 - 6 辊速为1 7 0 0 t p m 时r s - z k 6 0 薄带组织 f i g 3 - 6 m i c r o s t t u c t u r eo fr a p i d l ys o l i d i f i e dz k 6 0r i b b o na taw h e e l $ p c , g do f1 7 0 0 r p m 沿着凝固方向有三个组织不同的区域，分别是近辊面细晶区( 1 区) 、中间部分柱状晶 区( 2 区) 和自由面组织较粗大的等轴晶区( 3 区) 。1 区厚度约为1 0 1 u n ，晶粒大小为l 一3 1 j m ， 组织为均匀细小的等轴晶；2 区厚度约为2 5 i j l m ，由柱状晶组成；3 区厚度约为2 0 1 u n ，晶粒 大小为3 6 1 u n ，由较1 区粗大的等轴晶组成。 为方便分析，可将图3 6 中薄带的晶体生长过程分为四个阶段。第一阶段是近辊面的 细晶形核生长过程。在这一阶段，z k 6 0 合金熔体直接接触铜辊，受到铜辊激冷的作用最 大，且铜辊还可起到异质形核衬底作用。结晶潜热通过铜辊迅速释放，产生很大的冷却速 度，冷却速度和形核率的关系如下1 ： i - 多 ( 3 5 ) 式中，伪形核率；于为冷却速度；助试样的体积。试样中单位体积中晶粒数目z 与凝固 西安理工失学硕士学位论文 过程中形核率和长大速度g 之间的关系为“”： 兰 z - 0 9 ( i e ) 4( 3 6 ) 可见，在一定范围内，冷却速度较大时，形核率也较大，而晶粒大小随形核率的增大而减 小。当冷却速度增加时，由于动力学过冷，镁合金的凝固点也相应降低，过冷度相应增加。 此外，实验在低真空状态下进行，镁合金的凝固点会随着压力的减小而降低，也会相应的 增加过冷度。因此，1 区凝固时的过冷度很大，晶粒没有完全长大就已经凝固，所以晶粒 明显细化。 第二阶段是柱状晶生长阶段。因为1 区结晶潜热的释放和凝固层热阻的作用，冷却速 度有所缓解，热量通过已凝固部分向铜辊单向传热，形成自辊面向自由面的温度梯度，迫 使晶体逆热流方向强制生长，因而形成了内部柱状组织。从图3 6 可以看出，每个柱状晶 晶粒均发源于1 区边缘的细小等轴晶，是等轴晶逆热流方向择优生长。在定向凝固中，柱 状晶生长过程中，液相原子易于向固相原子排列密度较小的晶面堆放，所以垂直于这些晶 面的方向长大速度较大，原子排列密度小的晶面，原子配位数较小，易于以粗糙界面形式 出现，长大按粗糙界面的连续长大方式进行，因此长大速度很快，对于六方晶系来说，长 大方向为 m 1 。但是在急冷和辊轮剪切力的作用下， 生长方向是否被抑制还 有待进一步研究。 在快速凝固的初期阶段( 一、二阶段) ，熔体获得了较大的过冷度，使得溶质原子无法 充分扩散，a - m g 采l m g z n 2 相竞争形核，可根据瞬态形核理论来判断优先形核的相t l s i ： 7 2 r f ( o ) a 4 t r 仙商1 c o s 不i d a s 币a 磊t r ( 3 刀 一8d ：x t 。_ t ”。 式中，a 为原子跃迁距离；屯为形核固相的平均直径；t r = t 乙；a 开一1 一打；l 为平 衡液相线温度；d 为液相中m g 的自扩散系数：a s = 为摩尔熔化熵；r 为气体常数；护为非 均质形核时的接触角；石为有效合金含量，工对于a - b 二元系，当晶核富a 时吒硝为吒黾， 当晶核富b 时吒硝为吒。，磁j 总是一个1 的数值，屯巧越接近1 ，表示形核固相的成分愈 接近合金熔体成分；f ( o ) - 0 2 5 1 2 3 c o s o + c o s 3 0 。在同一熔体中，主要考虑h 谛和鲢。 对形核孕育时间的影响，式( 3 7 ) - i 变为： 伽k l _ ( 3 8 ) x 6 一 式中，砌常数。在快速凝固初期，m m g 相的黾何远大于m g z l l 2 的黾可，所以口- m g 优先 形核，因此，图3 6 中薄带的1 区和2 区几乎为单一的过饱和a - m g 固溶体。 第三阶段是在柱状