高强度镁合金.doc

高强度镁合金，铝镁合金热变形过程中的超塑性 在573K和应变率0.002时铝10.2%，镁0.52%的锰合金热变形过程拉力测试中观察到超塑性延伸率超过400%。热变形加工处理工艺包含溶液处理和热处理。接着在573K温度下多次轧制，这温度低于镁合金的固溶相线。这种处理导致完好的亚晶结构与纯净均一分布的（Al8Mg5）和MnAl6一起凝固。当在573K退火而不出现连续再结晶在这温度变形得到完好晶粒结构而有最微小的空隙，这种结构不是静止再结晶。在温度超过镁的固溶线，例如673K再结晶和晶体长大很容易出现，当超塑性变形时导致相对粗大的晶粒结构并伴随有大量晶界滑移和空隙产生。介绍 最初超塑性观点被限制在有限数量的低共熔混合物和类似最低共熔合金成分的合金。超塑性在很多的系统包括铝基合金作为制造高强度合金7075和7475现在已经被报道。在最近通常被报道的材料超塑性延展性只有在相对高的温度下（T773K），例如，温度超过0.8Tm空隙被认为上导致晶界滑移变形的原因。热变形加工方法可获得超塑性功能，在如此典型合金存在冷轧或是热轧，在重结晶温度超过固溶相线温度而得到加强相。为得到足够重结晶使材料具有超塑性加热到固溶相线是必要的。接下来做如此处理，通过应力应变测试延展性来评估提升的温度。 先前在实验室的工作证明，通过热变形处理工艺包括热轧，在外界温度作用下可得高强度良好延展性的高强度镁，镁铝合金。在这研究中，热变形处理工艺必要特点是在高于镁固溶相线温度进行熔融处理（适用于10.2%铝镁二元相镁铝合金）。以热处理做补充，其温度变（2.0缩小80%）如此步骤导致0.020.5微米金属化合物均一、精炼纯净、均匀分散在固溶基质包含0.51.0微米尺寸的完好结构的伸延晶体。静止退火低于固溶相线，例如，在573K用显微镜和X-射线方法可以看到不必要重结晶的恢复。 对疲劳特别是没有经加热处理的合金压力腐蚀特性，保持金属化合物均匀分散是很重要的。加热超过固溶线得到再结晶显微结构导致期望的结构特性失去。在轧制条件下的机械性能决定了检测温度的提高。目前处理合金的工作类似以前的测试，唯一不同是为使晶体更精纯加入0.5%的锰。虽然也测试接近和高于固溶相线温度但重要的温度范围是低于固溶相线，在固溶相线附近认为晶体恢复、长大、可能再结晶被期望。对镁这种合金加热超过其固溶相线必要工作是的分解，然后冷却在低于固溶相线温度凝固。沉淀物可能出现在重结晶的晶界上。这对于应力腐蚀敏感的合金将是不良结构。 试验性 在这研究中合金成分给在表格中。这种形体直径127直接冷却成大约1040长铸锭的合金可从ALCOA技术中心（宾夕法尼亚ALCOA中心）得到。所用的铝的纯度是99.99%；5%的铝锰合金中锰作为主要元素被加入；在铸造钛使钛硼合金晶体更完好；硼在硼铝合金中有控制氧化的功能。 把钢条锯成尺寸是323295.3的小块，其处理过程如图1所示。在713K做溶液处理（酸洗，调质）超过镁的固溶相线643K较好，但要低于类似最低共熔合金的温度723K避免溶解原来非平衡态的。通过反复的锻造钢条使最大缩小到高度的67%（1.1）来完成热加工。在743k的热压板上钢条在每个轧道间被重新加热以保证完成溶解，随后重新加热和热轧后把温度降到573K。在不断地重复加热和热轧中，钢板的厚度不断减少。在早期阶段每个轧道中缩减4%，在后期阶段每个轧道中缩减25%50%。要求经20道轧道达到最终要求的厚度。当温轧使厚度为1.7缩减量是94%（3.0）。 标准尺寸长15宽3.8厚1.7的拉力试样从已经轧制好的板料机加工而成。试样的拉力轴线总是与轧制方向平行。在最大拉力为100KN的Instron拉力机，利用三区间加热路，控制和测量温度的ChromelAlumel热电偶进行拉力测试。温度保持不变。上下偏差为2K，重视时间和放置试样标准长度。在298K698K范围进行试验。利用不变的速度完成每次测试，最原始的应变率范围是0.00141.4。 在试样从大块材料移出时再电子显微镜下传导完成，以防止于板材方向平行。试样在253Kde 硝酸甲基乙醇中变薄，在JEOL100CXTEM，120KV操作下完成测试。断面在CmbrigeS410SEM用常见的断口显微分析方法来检测。 结果 这种温轧材料的显微结构在图2中包含0.20.5微米的亚晶。当温轧和固溶体镁减少，在573K轧制接近均势数值7.2%时这种处理方法显示金属间化合物（Al8Mg5）产生。更详尽的显微结构是通过这样的处理方法产生的。因此这种结构包含大约10%的0.020.5微米的进一步研究这种金属表明直径0.1微米场0.5微米典型形体也出现。在573Kxia退火，这种已轧结构效果在图2b中显示出来。这里退火时间是10 小时。这看起来结构好像是有点粗糙，但仍然存在亚晶，相当于重结晶。在573K的轧之材料应力测试典型结果显示在图3中工程应力和真实应力都被显示。有三个因素使在真实应力曲线出现明显的减弱。（1）在测试早期柱头扩散征状。（2）当材料有明显而强烈的敏感性时，测试过程中的真实延展率变小。（3）原动力和原来结构不断的重结晶。因为这些因素减小了复杂程度。在进一步分析中利用真实的0.1的应力。图4显示在0.1 真实来历下绘制应力和延展率其温度范围被测试。延展性的延展率数据绘制在图5中，以四个恩杜作为研究。延展率敏感系数m如此定义： m=dd 1这儿的是延展率是=0.1时的压力。是小的延展率。在573K温度下延展率为0.0025时，系数m是0.45.当温度高于573K，m一般随温度增加而增加。超过这温度增加仅仅是增加缓慢已一点而已。在698K延展率低于0.005可获得敏感系数0.5。活化能数据从应力应变数据中获得，并显示图6中。活化能被如此定义： =-Rd/d(1/T) 2这儿的是活化能，R是气体常数，是应变率，T是绝对温度。这些数据不依照早期的标准而修正。这些数据在文献中不可利用。例如:高强度镁，铝镁合金。如果类似纯铝的尺寸，如此修正不改变看到的数据图样。在高压力低温下活化能的数值接近报告中铝自身的扩散能或镁的扩散能。在这值得注意的主要特点是随温度增加或应力减少，活化能将减少。在温度是573K实验应力范围中，机械性能测试的那些数据表明，活化能大约是40千焦每摩尔。这温度是低于材料热变性处理温轧和合金中镁的固溶线。活化能这小数值实际低于镁的扩散能，接近铝晶体扩散与晶界滑移联合能量。在温度为473K，延展性数值（图5）低于150%，随应变率增大而减少。在573K和598K应变率是0.002时，数据显示延展性数值的峰值分别是400%和575%。如图4，这些延展性数值与最大m数值相符合。这也可看到m在这两温度下有少量的变大。从超过镁的固溶线温度的倒限制测试数据。在673K数据显示：加热到这温度以上，延展性数据不再进一步增加时明显的。在此温度先前来历测试开始时认为会出现再结晶。 在机械性能测试中传导性电镜输出一系列裂纹变形样品。图7在298K和473K变形样品结构比较。在图7（a）较低温度延展性数值也低。观察到的显微结构出现于已轧过的结构类似，但有明显较高的位错密度。在473K断裂变形后延展率是130%，仍然出现亚晶结构，在放大情况下，如图7（c），个别位错亚晶壁很明显。在这温度变形后，有恢复迹象而不是重结晶结构。 573K时在接下来的断裂变形中在结构方面有更多值得注意的变化。图8显示的结构比已轧制或随后在473K变形中的结构粗大。这结构也比没有变形而在此温度退火产生的结构粗大（图2b）.许多如此折叠区域构成了亚晶结构恢复原结构的迹象。然而其他区域出现重结晶而没有亚晶结构存在的证据。更精确说在重结晶开始出现的地方没有这种金属间化合物离子的位置。在邻近处结构出现包含恢复结构和重结晶晶体。图9（a）显示一个断裂变形试样部分光学显微相片（伸长率是380%，温度是573K）。在如放大率下在上面看到的重结晶不明显同样也没有空穴的证据。但是在673K超过镁的固溶线测试处理中，图显示出大量空穴（图9b）和清晰再结晶证据。在随后测试样品冷却中通过金属间化合物凝结在新的重结晶晶界上作为界线标志。从温度298K到573K变形失败，一系列样品断面显现在图10中。在298K时观察到很好的特。在473K断面显现出变形和愈合空穴。当变形时像微粒矩阵分界面检波器恢复常数的结果一样。在573K断面出现粗糙结构，没有微粒矩阵分界面检波器恢复常数和空穴的结构组织的证据。在端口周围有少许晶体滑移的证据。 讨论显微结构结果来自温轧，由亚晶和凝结的（Al8Mg5,MnAl6）微粒联合的合金热变形处理处理工艺。在高于温轧温度退火，这温度低于镁固溶线，导致结构恢复，有少许重结晶的证据。虽然如此，在573K热的温度这最初的结构仍然有很清晰的超塑性和相对高的应变率（=0.002）。在如此温度和应变率条件下观察延展性大约是400%，作为超塑性在正常接受范围之内。更进一步，应力应变关系显示一个特征性的褶皱现象，它常和超塑性性能联合。M的数值源自应力应变数据，在573K温度时得到0.45的数值。实际上认为比在高强度镁合金中用液压机构控制变形的数值0.33更大。在573K温度以上与晶界扩散数值相比，变形活化能也与超塑性流动进展一致，但是温度和应变率取决于图6中显现的不规则的活化能。当温度增加或应力减少，活化能减少可用至少两个不同的方法来说明。第一，沃德斯沃斯已经报道超塑性流动与最终晶体尺寸df有关. spe=KDeff/dff(/E) 3这里的spe是超塑性流动的应变率；K是材料常数；Deff是有效扩散系数；df是最终晶体尺寸；是应力；E是开始的模数。如果在相同温度和应变率下，晶体开始有效的长大。仍然是在第应变率高温度下，出现较大程度的长大。在图6的性能描述可用公式3来解释。在这公式中在不变的温度（例如Deff）和应力下，df增加spe必须减少。当温度增加时更可断言在与1/T平面图斜度减少。影响晶体长大更明显。在这种材料中，电子显微镜和光学显微镜都可以清晰地看到晶体长大方式。虽然如此，但最初的结构由亚晶组成而不是晶体，其更适合用公式3了。在这儿的注意，可能被要求假定这结构是由晶体组成。在573K大应变变形中导致结构包含晶体和亚晶结构，而不完全是重结晶。 一个对活化能明显减少的可选择性解释需要假定两个工艺。当拉紧时它们在连续工艺中起作用。1/spe=1/1+1/2 4 spe= 12/（1+2） 5 spe是超塑性流动应变率；1、2是两个连续工艺应变率。公式5揭示应变率spe实质上等同于1、2。它们只是实际上只是在数值上不同。如果连续工艺每个都假定独自地完成一个阿瑞尼阿斯温度，然后表面的活化能将是一格较慢的过程。随温度升高这将导致活化能减少，这在系统中显而易见。像Ashhby和Verrall阿理论的超塑性模型。假定复合工艺独立地起作用，这将被独立工艺最快地控制，这导致如图6描述那样，表面活化能随测试温度上升而减少。 这儿获得的数据没有包括足够多的范围清楚地证实机制，特别是高温下。额外结构的改变和镁的影响也是很重要的。数值表明显微结构变粗糙导致晶体生长加强也是一个重要特点，但是亚晶与晶体的出现一样被包含。连续工艺可能的重要性不能被排除。 先前值得注意的是在573K静止退火处理的已轧结构表现出恢复 。TEM结果进一步表明在变形温度超过473以上变形被恢复支配时显微结构改变。在573温度下变形后，可以看到超塑性，结构显示部分重结晶晶体。热变形处理后，已经发展一个可能不重结晶的结构。但是在相对低温度（573K）下流动有强烈的重结晶。如此产生的重结晶的晶体非常完美，这种结果要求除了要超塑性延展率之外，还要求相对高的应变率，这样高的延展性才可获得。在可以观察到的重结晶以连续来区别称为不连续或不均值得重结晶与铝基合金粗糙（尺寸微米或更大）形成部分联合。连