外文翻译--在含有稀有元素Mg–Zn–Zr的合金中，加工工艺对相变的影响 中文版VIP

在含有稀有元素 MgZnZr的合金中，加工工艺对相变的影响 Jitka Pelcova , Bohumil Smola, Ivana Stulkova 捷克人民共和国布拉格查尔斯大学的数学和物理教师 Ke Karlovu 5, CZ-121 16, 2005年 8月 30日 被一般承认，从 2005年 12月 13日开始校订， 2005年 12月 15日被接受。 摘要 我们 进行了一项调查，旨在研究退火对镁合金（镁 3%，锌 1%，钕 0.5%锆）在沉淀过程和显微结构的稳定性的作用，这种合金是在多种凝固条件形成的。该合金是在有或者没有后续挤出的情况下挤压铸造和喷雾成形的。在退火温度从 293变到 783K的同时通过相对电阻率的变化研究相变，对选定状态的显微结构在透射电镜技术显微镜下进行了详细的分析。 1.介绍 因为他们具有特殊的属性，例如低密度，高强度，良好的机械加工性和实用性镁合金广泛应用于天空，航空，汽车或休闲工具。在稳定升高时因为他们适度的机械延展性，镁基合金的引用也是有限的。 通过使用现代加工工艺（合成物，快速凝固合金，加入纳米颗粒）或者使用非传统的合金元素，像稀土元素可以改良镁合金。 1通过减少生产必要的步骤，并且 提高微观结构的细化，压制和宏观分离的属性的优势， 喷射成型，作为快速凝固的种加工工艺，是可能降低生产成本的。 这种技术已经应用于含 镁 3%， 锌 1%， 钕 0.5%锆 的合金研究中。 锌通常作为一种合金元素加入商业镁合金中， 在过饱和的固体溶液分解过程中，镁锌合金的GP区和亚稳态的 MgZn, MgZn2, Mg2Zn3的沉淀物能够被观察到。 Zr元素能够细化晶粒尺寸，并且它还参与相的发展，这种相可以提高合金的抗拉强度和抗蠕变性能。 大多数 Mg-Zr合金含稀土元素 ,如铈 ,钕和 镧系 元素， 由于晶界网络的形成相对 低的共溶性他们能与镁形成 共晶系统并且提高合金的铸造性能。 连续合金的开发能够使 以 Mg-Zr为基体的合金的机械加工性能得到很大的改善 2. 高温性能的重大的改进使近来许多的合金能够在高达 537K的温度下使用而先前的 MgZr合金 使用温度才 423K3,4.Mg-Zn-Zr合金 (被 称为 ZK合金 )被广泛用于商业因为他们的强度高 ,良好的可塑性和耐腐蚀性 5. 由于包含的稀土粒子的形成 ， Luo et al发现了在 MgZnZrRE合金的锻造过程中 ， 稀土元素具有强化效应，在合金挤出的过程中 它们能够抑制 抑制的动态再结晶 。 6. 在 中 加 入 3 wt.% 的 Nd能够有效地提高合金的 在更高温度下的 屈服强度 和极限拉伸强度 ， 最终导致晶粒细化并且有 Mg12Nd 相的形成。 如果冷切速率足够高，在 MgZnRE(Zr)合金中能够形成准晶体 7 Luo et al最先报道了在含锌和钇的镁合金中 MgZnY二十面体的准晶 相 是 呈 五重对称分布的。 从这时起， Niikura et al. 8 和 Tsai et al. 9已经用稀有元素 Y , Nd, Sm, Dy, Gd, Tb, Ho and Er合成了一个 二十面体的 准晶体家族。 图表 1 合金 成分： Mg-3 wt.% Zn-1 wt.% Nd-0.5 wt.% Zr（名义成分） Alloy Zn wt.% REa wt.% Zr wt.% Mg wt.% 挤压铸造和挤压材料 4.19 0.98 0.58 94.25 喷射成形材料 3.41 1.19 0.38 95.02 喷射成形挤压材料 3.08 0.91 0.32 95.69 稀土元素包含 Nd和少量的 Y 由于晶界的稳定性 ,更高的耐腐蚀和延展性等，准晶体的存在能够提高合金的机械加工性能，如更高的硬度，更高的热稳定性。 在这篇论文提到的工 作中，退火温度达到 783K的同时，通过相对电阻率的变化我们研究了 Mg-3 wt.%Zn-1 wt.% Nd-0.5 wt.% Zr合金的 相变，对选定状态的显微结构在透射电镜技术显微镜下进行了详细的分析。 2.实验细节 在温度线性增加的过程中我们用电阻仔细研究了显微结构的发展与相变。阻值测量的结果与微观硬度的测量结果一样，这些显微硬度也是用阻值测 量 的方法测定的。 分析 利用透射电镜 (TEM)对物质的选定的状态进行了微观结构的分析 。 含Mg-3 wt.% Zn-1 wt.% Nd-0.5 wt.% Zr的合金 是在有或 者没有后续挤出的情况下挤压铸造和喷射成形的。 熔体在喷射的过程中的温度是 1013K，过程气体为 Ar + 1 vol.%O2。挤压铸造是在 Ar + 1%SF6的保护氛围中进行的。 以 50:1降低温度在573K温度下进行一个小时的预热在 623K的温度下推出。 所研究的合金在成分在图表 1中列出。 等温退火时相对电阻率的变化取决于在 293783K之间温度以 30 K/30 min的变化。每次退火后淬火于液氮中使退火温度达到 513K并且在室温下淬火于水中得到 更高 的退火温度。 在 513K温度下油浴和在更高的温度下 处于 氩保护气氛的 熔炉进行热处理。每一 次加热之后 在电阻率的测量中使用 以首写字母为H形状这四个接触标本。 在一个虚 拟的标本系列中 相对电阻率的变化 _ / 是通过直流四分法精确到了 410 图表 2 所研究合金的测量与计算密度 合金的测量密度 kg/m3 合金的计算密度 kg/m3 挤压铸造和挤压材料 1828 5 1819 喷射成形材料 1598 3 1813 喷射成形挤压材料 l 1813 5 1803 电流换向抑制附加的温差电动势效应。 在材料选定的状态下 电阻率的价值也是 在293K进行测量的用以来获取材料的剩余电阻率， RRR= (293 K)/ (77 K)，这不依赖于样本的形式，也不需增加材料的纯度。电阻率的测量反映了机械属性的热稳定性和微观机构的发展， 微观硬度 HV0.1的变化 (维氏硬度 0.1 kg的负载 )的测量也是在这种处理下进行的 用 透射电镜、电子衍射 (ED)和 x射线显微分析仪(EDX)来确定 沉淀相的结构和形态特征 （使用一个 JEOL JEM 2000FX电子显微镜和一个链接 10000微量分析仪） 跟那些测量电阻率和硬度的样本制备一样， 透射电镜 样 本 也是由 等时 退火过程 制备的 。 3.结果与讨论 注射成形的合金晶粒尺寸一般为 1 m物质的标准密度跟计算密度在表 2中列出。注射成形材料的标准密度和计算密度的巨大差别表明，材料内具有很多孔（大约 12 vol.%），这表明材料有很大的脆性。 图表 3总结了材料在指定热处理状态下 RRR参数的测量值和在精制状态下 的 维氏 硬度。 注射成形合金的最低硬度测量值和 RRR 参数也支持空点的存在。对于在开始阶段两种挤出的合金 挤压铸造合金和注射合金的微观硬度值相对要些。 图表 3 RRR参数和微观硬度 HV0.1的 值 合金 RRR（ 铸 态） RRR（最小的电阻） RRR（退火到 783 K） HV0.1 喷射成形挤压材料 3.529 (3.823)633K 2.487 95 3 喷射成形材料 2.665 3.084 52 4 挤压铸造和挤压材料 3.120 (3.593)693K 2.672 86 3 图 1. 在多种预备的状态的 MgZnREZr合金中，随着等时退火至 783K相对电阻率的变化（喷射和挤压成型；没有推出的喷射成型；压铸和挤压成型；压铸和二次推出；喷射和二次推出） 在研究的合金中由 等时退火，退 火曲线 后 相对电阻的变化 _ / 0在图 1中进行了比较。 注射成形合金的退火曲线表明，电阻在等时退火到 603K时只有微弱的增加，当温度到达 783K时连续下降。这最有可能是由导致基体纯净的沉淀过程造成的，这已经由（表 3）渐增的 RRR测量值得到了证实。 在两个温度变化范围内（ 423543K降低 8%,和 603693降低 18%K） 退火对注射成形和挤出形成材料电阻的减小影响较大。 在 铸态时 在喷射成型 和挤压 成型 合金 可以观察到含锌和 Nd的复合相呈直角的粒子 （ l_um)集团 ,见图 2a。 在 Mg-Zn-Nd和含有 Zr的合金的 任何已知的基础上的相中不能 索引 到 艾德模式 图表 4 测角仪位置的测量角度和在他们极点间的角度 位置 123 侧向角度 _ 11.0 15.5 0.0 侧向角度 _ 1.0 7.3 8.0 1 27.3 13.0 2 27.3 21.3 3 13.0 21.3 图表 5 cbco相 (在某种程度上 )极点间的角度 极点 123 极点 1 0 2 0 0 1 2 1 6 1 0 2 27.1 13.4 0 0 1 27.1 21.5 2 1 6 13.4 21.5 0 采用 来自不同颗 粒的 四艾德模式 建立 cbco倒易点阵。 cbco相的晶格参数估计为 a = 0.997 nm, b = 1.149 nm and c = 0.974 nm这种 解释在 一个 使 单一的 粗晶 倾斜试验中得到了证实，这种相的 粒子 处在等时退火到 543K的喷射成型和挤压成型的合金中 三艾德模式 被索引为明确的 1 0 2, 0 0 1 和 2 1 6 cbco相的极模式，见图 3.极间测量和计算的角度匹配得非常好，在实验误差 0.5之内，见图表 4和 5。 在铸 态下喷射形成和挤压 成型的 材料合金的晶粒中可以观察到相对大的位错密度。 在 含 Y和 Zn复合相的 晶粒内（约 30 nm）和晶界处（约 50 nm）的 微粒已经在这种材料中列出来，见图 2b。 在退火到 543K后，可以观察到 Cbco相的粗化和 错位机构的恢复，这导致硬度 HV0.1略有下降 (7%)。图 2. 喷射和挤压成型的 MgZnREZr合金在预备状态下的结构，（ a） ZnNd(Mg)相的矩形微粒的黑色聚集物，（ b）包含 YNd元素的微细颗粒。（明视场 透射电子显微镜 ） 图 3. 等时退火到 543K时在喷射和挤压成型的 MgZnREZr合金中一个 cbco粒子的衍射图样。（ a）极 点 1 0 2； (b) 极点 0 0 1,(c) 极点 2 1 6 在退火到 693 K后，可以检测到 细腻 ,致密 散布 的 Zn-, Y沉淀物 和 含有 Nd的相（图表 4），这导致 在一个范围内的 603-693 K， 电阻率有所下降。 在 这个过程中 显微硬度有轻微的上升 （ +7%）。 退火到 693K后 RRR值有所增加，图表 3证实了由于沉淀过程，对基体的纯度更有效。 与非挤压材料的退火不同，喷射成型和挤压成型材料退火需要更高的温度，这导致 电阻率 比原来的增加 了 超过 25%以上 。 在喷射成型的材料中可以观察到电阻率的增加，这支持 了在精制状态下溶质更高程度的浓缩，但是在挤压成型材料中不成立，挤压成型材料在 573623 K进行热处理会出现沉淀。 在喷射成型和挤压成型合金中，电阻率比 铸 态 时 的增加 最可能是由于合金中包含 Nd沉淀的溶质和同时存在 ZnZr（针状和椭圆状）相的沉淀物引起的，这些沉淀在退火到 753K在透射电镜式样中观察到，见图表 5. 图 4. 在等时退火至 693K时，在喷射和挤压成型的 MgZnREZr合金中 ZnY相的精细沉淀物。（ 明视场 透射电子显微镜 ） 实验数据表明，在镁基体中 1 at.% Nd对剩余电阻率的影响 相对 较 大， (77 n_m/at.% 10, 79.4由于 ZrZn相的存在这不能仅仅补偿在基体中由于 Zn 和 Zr溶质的损耗而导致的电阻的降低，但是也能导致观察到的电阻显著增加。 伴随着压铸和挤压试样的等时退火到 603K，相对电阻率的变化可以用轻微连续的电阻降低值描述(最小值 13%)。 类似于喷射成型和挤压成型材料，在更高的退火温度下（超过633 K），能够观察到电阻率显著的增加（比铸态合金的值高过 60%）。 有证据表明在基体中，沉淀相溶解之后溶质的浓缩会增加，这由 RRR值（图表 3）的降低得到了证实。 这个结果 调用所谓的 第二次运行的 测量，在这个测量中， 逐步等时退火的挤压材料试样（喷射成型材料和压铸材料）又重新从 293 to 783 K等时退火。图 5. 等时退火至 753K时在喷射和挤压成型的 MgZnREZr合金中包含 ZnZr的精细针状物（ 明视场 透射电子显微镜 ） 在第二次 进 行时的相对电阻率的变化（图表 1 虚线）大体上比第一次 进 行时的大，并且电阻形状退火曲线相似。 这个结果清晰地表明等时 热处理到更高的温度显著地抑制加工工艺的影响。 在第二次从室温到 523K等时退火过程中，由第一次等时退火到 783K产生的过饱和 能够促进亚稳态相的发展。 主要的电阻率的降低 （ 513603 K） 表明 几个沉淀过程是同事发生的。 视电阻率 的 变化 ，喷射成型试样在沉淀过程的 温度范围 不同，大幅挤压 之后同一标本暴露再 第二次 进行相同的等时 热处理。 4.结论 由喷射成型制备的含 Mg-3 wt.% Zn-1 wt.% Nd-0.5 wt.% Zr的合金表现多孔性（约12%） ，这导致极大的脆性。在 623K下挤出消除了这种多孔性并且显著地改变了等时退火对电阻率的影响。新的没有报道的包含 Zn,Nd 和 Mg 的 C-基相在喷射和挤压合金中是以呈直角 粒子的团聚物呈现 的。 在等时退火过程中，这些团聚物变粗糙转变成单一的粒子并且在高温（ 753K）下部分溶解。包含微细，致密的 Zn和 Y相的沉淀会导致退火到 693K电阻率显著降低。 喷射成型合金等时退火到 783K，压铸成型合金在 623K挤压导致沉淀相的溶解并且消除在重复退火电阻变化的差别。 感谢 特别感觉捷克科学委员会的支持。 参考文献 1 A. 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