旋锻制备AZ31镁合金组织及力学性能研究论文设计

1、旋锻制备AZ31镁合金组织及力学性能研究 Study on Microstructure and Mechanical Properties of AZ31 Magnesium Alloy Prepared by Rotary Forging摘要镁金属混合物以其单位体积的质量小、强弱程度-重量比和抵抗形变的能力高、热传导好等特点被誉为2世纪理想的工程原材，多年来一直运行于航空、航天、车辆、家电等行业。但由于镁金属混合物是密排六边形构造，一般冷热程度下镁金属混合物的固体抗变形能力较低，所以探索其温度很高变形行为具有重要意义。目前，变形镁金属混合物的探索大多集中在挤压和轧制，而在中等应对变形能力率

2、和动载荷作用下变形的锻造探索较少。本文探索了AZ31的镦锻改变形状，为镁金属混合物工艺的制定提供理论指导。实验原材为均化的AZ31镁金属混合物。实验分为热压缩和热锻两部分。第一部分是Gleeble。1500镁金属混合物在不同冷热程度（200摄氏度450摄氏度）不同应对变形能力率（O.01S0）下的热模拟。1，is，5s.1）在下列条件下进行热压缩试验，得到真实应变能力。应对变形能力曲线，为建立镁金属混合物原材样板做准备。第二部分，试样在不同冷热程度（200摄氏度“-”450摄氏度下的镦锻改变形状）下30百分比；在350摄氏度下不同试样的镦锻量（5百分比“-”40百分比下的变形）。在金相显微镜下

3、观察显微结构，测量再形成晶体颗粒状晶体尺寸和体积分数，测量变形30百分比的锻造过的工件的机械运动规律功能和质量和显微软硬程度，并对裂开进行扫描思考。最后，讨论了AZ31镁金属混合物在热锻经历中的变形机理。此外，利用DEFORM软件对热锻经历进行了模拟。探索发现，在热锻经历中，跟着锻造冷热程度的增大，两个晶体（或一个晶体的两部分）沿一个公共晶面（即特定取向关系）构成镜面对称的位向关系数量降低，再形成晶体率增大。在相同的变形冷热程度下，只有当变形超过一定的临界应对变形能力时才会发生再形成晶体，变形量继续增大，再形成晶体形核点越多，体积分数越大。锻造压力阻力跟冷热程度先升后降，最大值在350摄氏度，

4、317MPa。锻造过的工件1:3的裂开形态以解理裂开为主，具有明显的脆性运动特征。AZ31镁金属混合物在中低温锻造经历中产生大量两个晶体（或一个晶体的两部分）沿一个公共晶面（即特定取向关系）构成镜面对称的位向关系。在温度很高锻造经历中，AZ31镁金属混合物发生了明显的动态再形成晶体，再形成晶体结构较为平分。形成的新颗粒状晶体具有一定的应对变形能力，变形机理为连续动态再形成晶体。在镦锻经历中，固体抗变形能力变形的死区位于上下端面的中心，最严重的变形位于试样的中心，其次是对角线方向。变形冷热程度、变形速度、摩擦系数等变形参变量对镦锻力有较大影响。关键词：AZ31镁金属混合物；锻造；孪生；动态再形成

5、晶体；AbstractMagnesium mixture is known as an ideal engineering raw material in the 2nd century for its small mass per unit volume, high strength to weight ratio, high resistance to deformation and good heat conduction, and has been used in the fields of aviation, aerospace, vehicle and home appliance

6、 for many years. However, due to the dense hexagonal structure of the magnesium metal mixture, the solid deformation resistance of the magnesium metal mixture is low in the general degree of cold and hot, so it is of great significance to explore the deformation behavior at high temperature. At pres

7、ent, most of the research on the deformation of magnesium metal mixture focuses on extrusion and rolling, but less on forging under medium deformation capacity rate and dynamic load. In this paper, the upsetting process of AZ31 was explored to change the shape of magnesium mixture. The raw material

8、was AZ31 mixture. The experiment is divided into two parts: hot compression and hot forging. The first part is Gleeble. Thermal simulation of 1500 mg metal mixture at different degrees of heat and cold (200 c - 450 c) and different deformation response rate (o. 01S0). 1, is, 5s.1) the true strain ca

9、pacity was obtained by hot compression test under the following conditions. Prepare for the establishment of raw material samples for magnesium metal mixtures in response to deformation capacity curves. In the second part, 30 percent of the samples were changed in different degrees of cold and heat

10、(upsetting at 200 c - 450 c). The amount of upsetting for different samples at 350 c (5 % - 40 % deformation). The microstructure was observed under the metallographic microscope, the size and volume fraction of the granular crystal was measured, and the mechanical movement rule, quality and microsc

11、opic soft and hard degree of the forged workpiece with a deformation rate of 30 percent were measured, and the cracks were scanned and considered. Finally, the deformation mechanism of AZ31 magnesium mixture during hot forging is discussed. In addition, the experience of hot forging is simulated by

12、DEFORM software. It was found that in the hot forging process, with the increase of the degree of cold and heat of forging, the number of orientation relations of two crystals (or two parts of a crystal) along a common crystal surface (that is, specific orientation relationship) to form mirror-like

13、symmetry decreased, and then the crystal rate increased. Under the same degree of cold and hot deformation, only when the deformation exceeds a certain critical ability to cope with deformation will occur, and the deformation continues to increase, and the more nucleation points the crystal forms, t

14、he larger the volume fraction will be. Forging pressure resistance increases first and then decreases with the degree of cold and heat, and the maximum value is 350 degrees Celsius and 317MPa. The fracture morphology of forged workpiece 1:3 is mainly cleavage fracture, with obvious brittle movement

15、characteristics. AZ31 magnesium mixture produces a large number of two crystals (or two parts of a crystal) along a common crystal surface (that is, a specific orientation relationship) during the medium-low temperature forging process to form a mirror-symmetric orientation relationship. In the proc

16、ess of forging at high temperature, the mixture of magnesium AZ31 underwent obvious dynamic re-formation of crystal, and the re-formation of crystal structure was more bisection. The new granular crystals have the ability to cope with deformation, and the deformation mechanism is continuous dynamic

17、crystal formation. In the upsetting process, the dead zone of solid deformation resistance is located in the center of the upper and lower end faces, and the most serious deformation is located in the center of the sample, followed by the diagonal direction. The degree of cold and hot deformation, d

18、eformation velocity, friction coefficient and other deformation parameters have great influence on upsetting force.Key words: AZ31 magnesium mixture; Forging; The twin. Dynamic recrystallization;第1章绪论1.1引言19世纪末以来，跟着社会经济的快速发展，资源和能量资源日益枯竭。如何有效地节约资源和能量资源，减轻原材的重量，提高原材的综合功能和质量已成为一个亟待解决的问题。地球上镁资源丰富，来源广泛，我

19、国镁资源相对丰富。在镁工业方面，储量、产量和出口三个方面居世界第一。所以，在许多金属原材资源日益稀缺的情况下，加快镁及镁金属混合物原材相关科学和运行科学工艺探索与开发的必要性和紧迫性是显而易见的1。镁金属混合物是目前发现的所有金属构造原材中单位体积的质量最小的轻质构造原材，已成为有色金属原材中发展最快的金属混合物体系之一。与其他类似金属原材相比，镁金属混合物原材具有以下优点：强弱程度-重量比和比抵抗形变的能力高；阻尼功能和质量好；铸造功能和质量好；电磁屏蔽功能和质量高；易于回收利用；尺寸稳定性高。由于镁金属混合物原材具有上述优越的功能和质量，在车辆、电子、航天、航空等行业具有极其重要的运行价值

20、和广阔的运行前景。所以，镁金属混合物原材也被誉为本世纪最具“前景”的金属构造原材2，3。但镁金属混合物也存在强弱程度低、抗失电子反应性差、温度很高抗蠕变等缺点。由于上述镁金属混合物原材的缺点和不足，其在承重构造件范畴的运行受到一定程度的限制4。所以，为了适应镁金属混合物在一般冷热程度和温度很高强弱程度条件下的大承载构造，必须提高镁金属混合物原材的综合功能和质量，但如果通过探索和开发寻找新的镁金属混合物原材来满足上述科学工艺，将会有一个循环冷却的经历。乐是长、大、效低的问题，从而对现有的结构构造产生影响。对镁金属混合物原材进行了改进，完善了是较好的选择。5。1.2镁及镁合金的特点及分类镁是地壳中

21、相对丰富的金属。作为一种工业金属，它仅在铝和铁中排名第三（地壳中为8.1百分比，铁中为5百分比）。镁及其金属混合物原材是目前工程运行中最轻的金属构造原材。其中，镁金属混合物原材在一般冷热程度下的单位体积的质量一般小于2g/cm3，比铝金属混合物原材轻约30百分比-50百分比，比钢原材轻70百分比以上6，7。虽然镁金属混合物原材具有这些突出的优点，但镁金属混合物原材具有致密的排六角晶构造，较少的一般冷热程度滑移体系，被认为是一种难固体抗变形能力变形和压力制作的金属原材。同时，由于镁金属混合物原材具有良好的铸造功能和质量，使得现有的镁金属混合物零件大部分由浇注铸造组成，固体抗变形能力制作件相对较小

22、，但是，铸造镁金属混合物微构造记忆件中存在各种缺陷，其机械运动规律功能和质量与铸造镁金属混合物相比有很大的提高。他使用要求之间还有很大差距，这大大减小了低镁金属混合物原材在构造范畴的运行。与铸造镁金属混合物原材相比，变形镁金属混合物原材具有更细的颗粒状晶体构造、无微空洞、无偏析等特点，具有优异的综合功能和质量、更高的强弱程度、更好的固体抗变形能力和韧性。提高变形镁金属混合物原材的机械运动规律功能和质量已成为一个热门课题8。所以，变形镁金属混合物的探索与发展尤为重要。1.2.1镁及镁合金的特点镁及镁金属混合物的化学性质比较活泼，其平衡电位（-2.34V）比铝还低，而且在常用介质中的电位也较低，所

23、以，镁及镁金属混合物很容易发生失电子反应作用，在空气中暴露很短的时间便会在其表面上形成一层白色失电子反应层。镁具有密排六方晶体构造（HCP），一般冷热程度条件下，晶格常数为：a=0.3202nm，c=0.5199nm，其中c/a的值为1.624，与球体标准紧密堆积时的c/a值十分接近9，这是镁及镁金属混合物原材常温下固体抗变形能力制作功能和质量较差的原因之一。表1-1列出了纯镁的基本功能和质量10。图1-1显示了镁原子在单晶电池中的位置及其主晶面和取向11。镁晶体中只有三种几何滑动体系，滑动面和方向如表1-2所示。在镁晶格中，原子排列的2011晶体是最近且最容易滑动的方向。当冷热程度低于498

24、K时，镁的固体抗变形能力较差，滑动面和滑动体系仅限于000120基滑动和101210锥双12，仅当冷热程度超过498K时，10锥滑动和10102010300摄氏度）下，应对变形能力率对最大值应变能力的影响较大。Eel Magd等人认为前者受传统固体抗变形能力变形机制的掌控。后者是由蠕变机制引起的应变能力松弛引起的。原材在相同应对变形能力率（pit=00isl）和不同变形冷热程度下的显微结构演变见图35。从图中能够看出。镁金属混合物经200摄氏度压缩后体积较大，颗粒状晶体尺寸与铸态相当，且存在大量两个晶体（或一个晶体的两部分）沿一个公共晶面（即特定取向关系）构成镜面对称的位向关系，两个晶体（或一

25、个晶体的两部分）沿一个公共晶面（即特定取向关系）构成镜面对称的位向关系形态为薄带，为典型的压缩两个晶体（或一个晶体的两部分）沿一个公共晶面（即特定取向关系）构成镜面对称的位向关系，但未发现动态再形成晶体现象。这是因为：动态再形成晶体的驱动力是变形金属中颗粒状晶体间的像差能量差（位错单位体积的质量差），它由位错单位体积的质量及其分布决定，而再形成晶体则集中在断层多且分布平分的区域。无论选择何种成核机制，再形成晶体经历中的成核次数和成核生长速率都受位错运动能力的掌控。200摄氏度下的压缩变形，由于变形冷热程度过低，位错很难通过运动达到重构。所以，镁金属混合物在固体抗变形能力变形经历中不易发生动态再

26、形成晶体，滑移体系较少。孪生对固体抗变形能力变形起着重要作用。此时，构造以大颗粒为主，颗粒中出现大量薄的两个晶体（或一个晶体的两部分）沿一个公共晶面（即特定取向关系）构成镜面对称的位向关系。双晶体的方向相对一致，如图35（a）所示。32AZ3l镁合金的锻造变形321变形参变量对显微结构的影响变形冷热程度对显微结构的影响将AZ31镁金属混合物在不同冷热程度下进行镦锻改变形状实验，变形量为30百分比，升温冷热程度分别为200摄氏度、250摄氏度、300摄氏度、350摄氏度、400摄氏度和450C，为了防止锻后发生静态再形成晶体和颗粒状晶体长大，应立即将试样放入水中快速冷却。然后观察这些试样的锻后q

27、J截面的金相结构，如图36所示。从图中能够看出，变形结构由两个晶体（或一个晶体的两部分）沿一个公共晶面（即特定取向关系）构成镜面对称的位向关系向不完全再形成晶体转变为完全再形成晶体。当变形冷热程度为200摄氏度时，沿晶界在基体中出现大量两个晶体（或一个晶体的两部分）沿一个公共晶面（即特定取向关系）构成镜面对称的位向关系。当变形冷热程度增大到250摄氏度时，沿晶界和基体中的两个晶体（或一个晶体的两部分）沿一个公共晶面（即特定取向关系）构成镜面对称的位向关系出现了细小的再形成晶体颗粒状晶体，颗粒状晶体尺寸约为8pm，说明此时发生了动态再形成晶体。虽然此时出现了少量的再形成晶体颗粒状晶体，但大部分是

28、由两个晶体（或一个晶体的两部分）沿一个公共晶面（即特定取向关系）构成镜面对称的位向关系和大的原始颗粒状晶体组成。当冷热程度继续增大到300摄氏度、350摄氏度和400摄氏度时，动态再形成晶体分数逐渐增大，两个晶体（或一个晶体的两部分）沿一个公共晶面（即特定取向关系）构成镜面对称的位向关系数量逐渐降低，再形成晶体颗粒状晶体占据基体的大部分。同时，再形成晶体颗粒状晶体尺寸也增大，分别达到121tm、18cape1和25pra，体积百分比分别增大到15百分比、50百分比和80百分比。比较图3。6（BD）。你能够看到。孪生量跟冷热程度的增大而减小。同时，由于双核能在较宽的冷热程度区间内形核长大，双核所

29、需的临界剪切应变能力跟髓温的增大而减小，但此时也可开始横滑和非基底滑动，在镁金属混合物的温度很高变形经历中发生动态再形成晶体。M金属混合物，应变能力集中减小。双晶圆片的尺寸因形核生长不利而减小。当两个晶体（或一个晶体的两部分）沿一个公共晶面（即特定取向关系）构成镜面对称的位向关系层的宽度小于其“rn”时，用普通显微镜几乎不可能观察到。如图3所示。如图6（b，c，d）所示，大多数ulrich看起来像两条细线。当变形冷热程度达到450。共晶消失，基体中充满细小的再形成晶体颗粒状晶体。颗粒状晶体尺寸达到35pro，结构较平分。但由于晶界扩散迁移能力的增强，颗粒状晶体将继续生长。从图37能够看出，再形

30、成晶体的颗粒状晶体尺寸和体积百分比跟着变形冷热程度的增大而增大。实验结果表明，在变形冷热程度较低的情况下，双变形是镁金属混合物固体抗变形能力变形的大部分机制。跟着冷热程度的增大，两个晶体（或一个晶体的两部分）沿一个公共晶面（即特定取向关系）构成镜面对称的位向关系对固体抗变形能力变形的贡献减小。此时，具有热激活特性的横向滑动和非基底滑动能够成为释放应变能力集中和协调固体抗变形能力变形的大部分机制。当变形冷热程度继续增大时，会发生动态再形成晶体。双数量阶跃减小并最终消失，动态再形成晶体成为应变能力释放和协调变形的大部分掌控机制。322锻造过的工件的力学性能在不同冷热程度下，热锻变形30百分比的锻造

31、过的工件的屈服强弱程度和抗压强弱程度如图310所示，如图3所示。6金相观察可见，不同冷热程度的热锻结构各不相同，在200摄氏度时，基体的原始结构较厚，只有ulrich。当冷热程度增大到250摄氏度时，微小再形成晶体颗粒状晶体尺寸的基体跟着冷热程度的增大，动态再形成晶体颗粒状晶体的数量越来越多，颗粒状晶体尺寸也相应增大，不可避免地导致了锻造后试样机械运动规律功能和质量的变化。屈服强弱程度反映了固体抗变形能力变形难以发生的程度。如图3所示。如图10（a）所示，在200摄氏度时，原材截面的屈服强弱程度达到2055MPa的最大值，与铸态的9463MPa相比，该值显著增大。这是因为跟着固体抗变形能力变形

32、的进行。位错单位体积的质量不断增大，在运动经历中位错间的传递加剧。结果产生了固定切削台阶和位错缠结等障碍物，增大了位错运动阻力，增大了变形阻力，使原材难以继续变形。这叫做机械制作硬化。当冷热程度增大到250摄氏度时，由于动态回复和动态再形成晶体，消除了位错累积，导致原材软化。跟着变形冷热程度和再形成晶体体积分数的不断增大，再形成晶体颗粒状晶体尺寸升高，软化效果更加明显，到450摄氏度屈服强弱程度下降到82MPa。抗压强弱程度反映了原材抵抗裂开的能力。图310（b）显示了试样抗压强弱程度与锻造冷热程度之间的关系。能够看出，试样的抗压强弱程度首先跟着冷热程度的增大而增大，达到最大值后又减小。曲线还

33、显示了硬化和颗粒状晶体细化对原材机械运动规律功能和质量的影响。在200摄氏度下锻造，导致许多错位和克隆。固体抗变形能力减小，原材易裂开，抗压强弱程度处于最低水平；跟着冷热程度的增大，两个晶体（或一个晶体的两部分）沿一个公共晶面（即特定取向关系）构成镜面对称的位向关系降低，再形成晶体颗粒状晶体体积分数增大，提高了原材的固体抗变形能力，使其不易裂开。从而提高抗压强弱程度，当升温冷热程度达到350摄氏度时，原材中再形成晶体体积分数占到了90百分比以上，使结构变得平分，平均颗粒状晶体尺寸大幅度减小，根据霍尔一佩奇公式：其中d为多晶体中各颗粒状晶体的平均直径：正为表征晶界对强弱程度影响程度的常数。能够看

34、出，颗粒状晶体尺寸越小，强弱程度越高，所以此时试样的抗压强弱程度达到最大值317MPa。冷热程度继续增大，再形成晶体完成，颗粒状晶体开始长大，由上面公式可知，原材的抗压强弱程度反而会下降。值得注意的是：抗压强弱程度值是从相应的冷热程度区间为300350摄氏度，屈服强弱程度的冷热程度区间并不是最大的。就在这个区间内，弯曲强弱程度变化很小，只有几兆帕的区间，这大部分是因为在这个冷热程度区间内，完全再形成晶体是基本的，结构更平分，颗粒状晶体很细，而且在这个冷热程度区间内，再形成晶体颗粒状晶体尺寸变化不大，所以屈服强弱程度变化不大，抗压强弱程度变化不大。最大强弱程度。6结论详细思考了两个晶体（或一个晶

35、体的两部分）沿一个公共晶面（即特定取向关系）构成镜面对称的位向关系对动态再形成晶体的影响以及热处理经历中结构和功能和质量的变化。此外，选择有限元方法对锻造经历进行了模拟。结果表明：（1）在AZ31镁金属混合物的热锻经历中，跟着锻造冷热程度的增大，两个晶体（或一个晶体的两部分）沿一个公共晶面（即特定取向关系）构成镜面对称的位向关系数目降低，再形成晶体颗粒状晶体尺寸由小到大，体积分数升高；在相同的变形冷热程度下，再形成晶体形核点升高，颗粒状晶体尺寸由小到小，体积分数升高；再形成晶体颗粒状晶体尺寸跟变形量的增大而减小。（2）跟着锻造冷热程度的增大，锻造过的工件的屈服强弱程度逐渐减小，这是由于动态回复

36、和动态再形成晶体的发生，提高了原材的固体抗变形能力，但锻造过的工件的抗压强弱程度先增大后减小，达到350。c达到最大值317MPa，跟着冷热程度的增大，锻造过的工件的显微软硬程度减小。（3）在低温区（200“C）锻造，沿45出现。裂开方向，显示明显的解理裂开特征；在温度很高（250摄氏度-400摄氏度）下，试样表面沿45号鼓出现微裂纹。裂开形态以解理裂开为主，有一定的剪切凹坑和少量的撕裂边缘。（4）有限元模拟：在镦锻经历中，固体抗变形能力变形不平分，死区变形位于上下端面中心，鼓形区应对变形能力率小；谢辞本论文是在我的老师某某教授的耐心指导下完成的。某某老师知识广博、内涵深远、教导严谨、严格要求

37、和和蔼亲切，不仅只是我学生道路的指路人，也成为了我人生的向导。他在这短短的时间里，让我把学到的运用到实践中和自主思考的习惯，对我未来的学习和工作路上制造了很大的作用。在此谨向某某老师表示最真诚的谢意和尊敬。它的次，感谢学校里的老师和同学，在学习中他们帮了我很多，在生活中，同学和老师一直关心我和帮助我，他们的陪伴见证的我的成长。还要感谢我的亲人，他们总是的支持着我的学习，激励着我一直努力，没有他们就没有我的今天。我会不辜负父母的期望，在以后的学习、工作和生活中努力做到最佳。最后，感谢为我答辩和评审的各位专家和评委，感谢你们对我提出的宝贵的建议和意见，感谢你们的批评和指正。谢谢！参考文献【1】Di

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