Mg-Zn-RE-Zr合金的拉伸力学性能和微观结构的发展

word文档可自由复制编辑Mg-Zn-RE-Zr合金的拉伸力学性能和微观结构的发展文章中将成分为Mg-5.3Zn-1.13Nd-0.51La-0.28Pr-0.79Zr的铸件进行热挤压，并且对挤压比和温度对显微组织和力学性能的影响进行了研究。结果表明当挤压比从0提高到9的时候铸态合金晶粒变粗大，共晶成分沿着挤出方向拉长。然而,进一步提高挤压比率对晶粒细化和改善合金的力学性能的影响不大。动态再结晶是热挤压过程中晶粒细化的主要机制，提高挤压温度导致出现等轴晶粒。与此同时,力学性能随挤压温度的升高而降低。目录第1章介绍 3第2章试验方法 4第3章实验结果 53.1铸态合金显微组织 53.2挤压合金的微观组织演变 93.2.1改变挤压比和温度对微观组织的影响 93.2.2挤压比和挤压温度对力学性能的影响 12第4章讨论 17第5章.结论 19第6章致谢 20第1章介绍镁合金因其低密度、高特定的刚度和良好的阻尼能力在汽车和航空工业上吸引了人们的注意[1]。镁合金可以大致分为含铝合金和无铝合金[2]。广泛使用镁合金属于Mg-Al系列，比如AZ91和AM60，它们具有良好的铸造性能和较低的成本[3]。然而,因为他们的机械性能和热稳定性差，这些合金的应用受到了限制[4]。与Mg-Al系列相比,Mg-Zn系列的合金,比如ZK60系列合金，是具有很大发展潜力的低成本高强度镁合金[5]。在所有的镁合金中，AZ60具有较好的机械性能，比如室温下或者高温下具有高强度[6]。然而,它的强度在室温或者高温时候还是低于铝合金。最近,据报道,添加稀土可以改善ZK60合金的力学性能[7]。周教授等人研究了稀土元素钕和钇对于ZK60合金的微观结构和力学性能的影响。钕和钇的结合在动态再结晶过程中对细化晶粒产生了很大的影响。此外,钕和钇的结合还提高了屈服强度和抗拉强度。何教授等人的确定了钆元素对ZK60合金显微组织和力学性能的影响。钆的增加大大减少了时效硬化效果和少量的降低了屈服强度和抗拉强度。然而,添加钆造成的晶粒细化补偿了部分屈服强度和抗拉强度的损失。张教授等人[9]指出ZK60合金与铒结合之后改善变形性能,细化了晶粒和显微组织，具有良好的机械性能。在这项研究中,镁合金准备直接进行冷铸造。此外,挤压比和温度对合金影响也表现了体现出来。第2章试验方法表1各元素的百分含量试验中采用高纯度镁(99.95%)、锌(99.99%)和Mg-30Zr。稀土元素以中间合金形式在760℃下由六氟化硫和二氧化碳充当保护气被添加到金属混合物中[10]。熔化的合金首先被搅拌并且在730℃之下保温25分钟。然后将熔融合金液体倒入直径为90毫米和高度为400毫米的圆柱形铸锭内。该合金的化学组成是由电感耦合等离子体原子发射光谱仪来确定。合金的成分估计是Mg–5.3Zn–1.1Nd–0.51La–0.2Pr–0.79Zr。在350℃时一些铸态坯料挤压成棒状，挤压比分别为9，16,25,100。其他一些铸坯件分别在在温度为250℃，300℃，350℃，400℃和450℃时挤压成为直径为12.5毫米的棒材。每一个挤压样品和模具被涂上一层二硫化钼润滑剂。所有挤压过程在80毫米每分钟的速度下进行。这对应于较高的挤出速度为高挤压比。根据美国材料与实验协会数据，使用显微硬度计配备有金刚石棱锥压头铸态和挤压合金的维氏显微硬度的测量结果[11]，每个硬度值是至少测量10次后的平局值。室温下采用标准的直径为6毫米高度为50毫米的样品在英斯特朗试验机上进行铸造和挤压合金的机械性能的表征测试[12]。十字头的速度是2毫米/分钟。采用光学显微镜、电子显微镜和x射线衍射来研究微观组织。用于光学显微镜和扫描电子显微镜的样品采用碳化硅砂纸和氧化铝悬浮液抛光，接下来用体积分数为4％的硝酸酒精溶液进行腐蚀，用光学显微镜观察组织，同时用配有能谱仪的扫描电子显微镜进行检测，晶粒尺寸使用截距法进行标定。第3章实验结果3.1铸态合金显微组织XRD分析表明，铸态My-Zn-Nd-Pr-La-Zr合金主要是由α-My和My-Zn相构成，如图（1）。光学显微镜显示了My-Zn-Re-Zr合金铸态组织晶粒的平均尺寸约为92um，而且共晶成分在晶界，如图（2）。这些成更明显的表现在了SEM图像上。在b图中，用箭头表示了晶粒的颗粒。表1是My-Zn-Nd-La-Zr合金的EDS分析数据，字母A到字母C指的是图（2）代表的地区，EDS分析表明镁锌比值为20.04/78.62的镁锌相是高于化学计量比（1/2）的。在光谱分析中过量的镁含量可以归因于过剩的α-My基体的贡献。在B区域，Zn原子融入α-My基的浓度约为3.49％，这部分是合金平均Zn含量的66％。在图（2-b）的EDS分析中表明Nd、La和Pr元素融入了α-My中。在图（2-b）中指定的化合物C，是由含量为12.98％Nd-6.82％La-3.82％Pr-0.25％Zr的镁锌合金除了美元色和锌元素之外的铸态组织。图（3）为铸态组织的晶界和晶粒的X射线扫面分析。如图所示，各个元素额随着晶粒和晶界而变化。Zn、La、Pr、Nd元素在晶界的浓度要较高。相比较而言，Zr的浓度晶界内外基本一致。图（4）为铸态合金的DSC曲线，在曲线中有两个新的吸热峰，实验表明，第一个吸热峰出现温度大约为547℃，它对应于共晶相的溶解温度，第二个峰可以被认为是合金的融化温度。图（1）My-Zn-Nd-La-Pr-Zr合金的X射线衍射图图（2）My-Zn-Nd-La-Pr-Zr合金的金相组织：a、光学显微组织b、扫面电子显微镜照片图（3）WDS扫描图（4）My-Zn-Nd-La-Pr-Zr合金的DSC曲线图（5）各种挤压比率下的My-Zn-Nd-La-Pr-Zr合金显微组织：a：k=9；b：k=16；c：k=25；d：k=100图（6）350℃挤压比为9时，原始组织被变成小颗粒3.2挤压合金的微观组织演变3.2.1改变挤压比和温度对微观组织的影响图（5）即为不同挤压比下的My-Zn-Re-Zr合金的光学显微照片。与最初的图（2）中的组织相比，样品的整个机体几乎都结晶了，这表明挤压比为9时候动态再结晶已经完成，如图（5-a）。然而，微观结构在某种程度上是不均匀的。再结晶晶粒尺寸有两种，相对粗大的晶粒是10-15um，相对细小的晶粒是4-8um。当挤压比为16时，细等轴晶粒均匀的分布在组织上，如图（5-b）。在此之后，随着挤压比的变化，晶粒尺寸变化不大，如图（5-c、d）。挤压后，晶界附近的原始粒子，被分解为细小颗粒，如图（6）。表2各元素百分含量图（7）表明在挤压条件下，有与挤压方向平行的挤压线产生。表2是在挤压比为9和100时对Mg-Zn-Nd-La-Pr-Zr合金的EDS分析。字母A和B指代的区域如图（7）所示。EDS分析表明，这些线条主要是My-Zn-Re化合物。与挤压比为9的情况相比，挤压比为100时这些纹络更细。图（8）显示了在整个区域的挤压比与晶粒尺寸的关系。如图（8）所示，随着挤压比的提高，晶粒尺寸有所下降。当等效应变大于2.77时，微观晶粒是由细小均匀的颗粒构成。图（9）显示了不同挤压温度下的光学显微图。图（10）为每个挤压温度的平均尺寸。提高挤压温度会导致内层微观组织的变化。a：当挤压温度为400℃时，晶粒的平均大小有所增加；b：颗粒变得更加等轴。图7不同挤压比时Mg–Zn–Nd–La–Pr–Zr合金的SEM分析a：k=9:；b：k=100图8不同挤压比时的晶粒尺寸图9不同挤压温度下镁合金的光学显微照片a：250℃b：300℃c：350℃d：400℃e：450℃图10挤压温度对晶粒尺寸的影响图11不同挤压比对材料力学性能的影响图12不同挤压比的合金硬度3.2.2挤压比和挤压温度对力学性能的影响图（11）显示了在不同挤压比下My–Zn–Nd–La–Pr–Zr合金的拉伸力学性能。结果表明样品的屈服强度和延伸率收到挤压比的影响，这个过程主要分为两个阶段，在第一阶段，随着挤压比的提高拉伸力学性能明显提高。例如当挤压比从0提高到9的过程中，铸态样品的抗拉强度从169MPa提高到309Mpa。在第二阶段，在高挤压比情况下，合金的力学性能随着随着挤压比的提高略有提高。图（12）即为铸态和挤压样品随着挤压比改变的函数，硬度和力学性能变化趋势相同，随着挤压比从0增加到9时硬度有所增加。然而，更高的挤压比导致硬度略有增加。如图（13）SEM观察显示，不用挤压比时出现的韧性断裂，很多酒窝装或者韧性的撕裂脊可以观察到。因此，挤压My–Zn–Nd–La–Pr–Zr合金呈现出良好的延展性。此外，通过对有问题的表面观察显示，一些颗粒是金属间化合物，如图（14）。由于含稀土化合物的脆弱特性，拉伸变形过程中的颗粒破碎。图（15）显示了不同挤压温度下合金的拉伸力学性能。结果表明，断裂强度和延伸率随着挤压温度的提高而减少。应该注意的是，随着挤压温度从350℃增加到400℃，合金的抗拉强度，屈服强度和延伸率分别由324Mpa、278Mpa和12％下降到267Mpa、208Mpa和5％。图（16）显示了挤压比对合金硬度的影响。当挤压温度从250℃上升至300℃时，合金硬度轻微下降。然而，进一步提高挤压温度会显著降低合金的硬度。图（16）表明了不同挤压温度时的断口形貌。如图（17-a至c），断裂只要由断裂表面和微腔组成，微腔中分布着不均匀的撕裂边缘，然而随着挤压温度的进一步提高，α-My合金和金属件化合物产生了接口，如图（17c-d）。图13在350℃时不同压缩比下合金的拉伸断裂变形a：k=9；b：k=16；c：k=25；d：k=100图14在350℃挤压比为9时的EDS分析图15不同挤压温度下合金的力学性能图16材料微观硬度和挤压温度的函数图17挤压比为16时合金的变形：a：250℃b：300℃c：350℃d：400℃e：450℃第4章讨论扫描电镜显微组织观察表明，铸态的Mg–Zn–RE–Zr合金是由α-My和镁锌共晶成分构成，如图（2）。在凝固过程中，细化的锆晶粒一般是由于包晶凝固。富锆镁合金首先在富锆处形核，不是所有的富锆颗粒都可以，只有那些远离包晶反应温度的锆合金母相，才能产生这样的形核。稀土元素，如La、Pr和Nd，以中间合金的形式加入基体。中间合金的液相线温度低于融融温度，因此，稀土元素能够充分溶解扩散在液相内。因为My和稀土元素表现出广泛的互溶性，少量的稀土也能溶解在结晶过程中的My晶格内。不过，大量的稀土元素和溶质原子推动了固液界面前沿的富集。因此，稀土元素和含锌的金属件化合物在晶界地区形核。（如图2、3）挤压时，新的细小晶粒形核，表明发生了动态再结晶（如图5）。动态再结晶过程中，一般在原晶界上形核，随后，更多的细小晶粒在边界形核（如图13-15）。通过这种方式，通过细小晶粒的形核和扩展完成了动态再结晶过程，最后，再结晶晶粒取代原有的粗大组织（图15-16）。人们普遍认为，较高的挤压比提供了更精细的再结晶晶粒尺寸。较高的挤压比使整个晶界和亚晶界面积更大，这使样品具有更大的再结晶潜力，因此可以得到更精细的再结晶晶粒尺寸。对于挤压材料，较高的挤压比的另一个效果就是亚晶界的取向差可能会增加，从而导致储存的能量在物质对驱动力的增加而增加[32]。然而,目前的研究结果表明,晶粒细化的影响是显著较低的等效应变（图5-8）。随着应变的增加，铸坯尺寸迅速降低到最终平衡尺寸时的平均晶粒大小。目前的研究结果还表明，有可能是一个临界应变范围为2.77–3.21晶粒尺寸控制微观结构演化过程。完全再结晶的显微组织可以达到时，应用等效应变超过临界当量。类似的情况被普拉多等人指出。一旦动态再结晶完成，样品是在一个稳定的状态，进一步挤压样品，不能改变晶粒尺寸。这也是所研究的样品在挤压变形后平均尺寸几乎没有变化的原因。温度在挤压过程中也有重要的作用，事实上，产生的热量（塑性变形和摩擦产生的）和散热环境的影响，实际挤出温度不作为样品的初始温度。根据动态再结晶晶粒尺寸和Zener–Hollomon参数之间的关系，动态再结晶晶粒尺寸大小是由应变速率和挤压比控制的。Z被定义为Z=eexp（Q/RT）,其中e是应变率。Q自扩散类似的活化能，R是气体常数。一方面,保持内存速度不变,更高的挤压比对应更高的应变率，另一方面,保持最初的样品温度和内存速度常数,高挤压比对应于实际挤压温度,因为生成的热量由摩擦引起的。应变速率增加，再结晶尺寸减小，变形温度增加再结晶尺寸增加。应变率从两个相反的方面提高变形再结晶晶粒尺寸的影响。当应变速率效应引起的增加等于提高变形温度造成的影响,挤压比率对晶粒细化的影响是有限的。这也是为什么挤压比越高，晶粒度尚难观察（图5-8）。在挤压过程中，挤压温度高，新的再结晶晶粒的晶界处形核。而在低挤出温度，有活性的提高和新的晶粒变形孪晶也易形成。因此，降低挤压温度提供了额外的成核位点，降低了晶粒尺寸（图9-10）。在挤压过程中，金属间化合物进一步破碎成小颗粒，并分布在整个晶界内（图6-14）。这些在第二阶段具有相对高的熔点可以附着在晶界上，在热挤压时阻碍晶粒粗化。在这种情况下，随着挤压温度在250℃增加到350℃，晶粒粗化的趋势不明显。然而，当挤压温度提高到400℃，金属间化合物的热稳定性的降低和粒子的钉扎效应会消除。因此，一个重要的晶粒粗化异常发生在400℃，重结晶程度依赖温度和时间。温度决定了形核率，时间的长短控制着晶粒的生长，挤压温度的增加有利于形成各向等大的颗粒（如图9）。通过观察不同挤压比下的Mg–Zn–Nd–La–Pr–Zr合金的微观组织，可以解释挤压比对拉伸性能演变过程的影响。从佩奇公式可以看出，更细的晶粒可以得到更高的强度。这种情况下，更多粒子有助于宏观变形和应力浓度的降低，并且扩散至更大的区域。因此，样品的延展性有所提高。然而，当晶粒尺寸趋于一个极限值时，延展性对于挤压性能的影响不大。需要适当控制挤压参数，才能产生理想的细晶结构。研究表明，为了具有更好地机械性能，应该避免较高的加压温度。对于颗粒状的研究表明，高的挤出温度有利于等轴晶的形成。第5章.结论My-Zn-Re-Zr合金直接通过冷硬铸造制备得到后进行热挤压，挤压比和温度影响合金的显微组织和力学性能。影响如下：1：在挤压过程中，动态再结晶和晶粒细化都是初始热挤压的结果。对照组的平均晶粒尺寸的均匀性和微观组织演化过程的程度可知存在一个临界应变范围（2.77-3.21）。完全再结晶的显微组织可以达到时，应用等效应变超过临界当量。一旦达到临界最小粒度,施加过度的等效压力(挤压比率)没有对晶粒细化的影响。动态再结晶晶粒细化的主要机制在于挤压。2：挤压比从0增加到9过程中，Mg-Zn-Nd-La-Pr-Zr合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率明显增加，在之后，挤压比对其的影响变小。3、挤压温度在250℃提高到350℃过程中，晶粒的平均尺寸随着温度的变化而增加。当温度增加至400℃时，晶粒尺寸突然增加。提高挤压温度导致晶粒形状变得更加等轴。低的挤压温度制备Mg–Zn–Nd–La–Pr–Zr合金是可取的，这样可以使合金具有较高的强度和良好的塑性。第6章致谢我们非常感谢中国国家自然科学基金（NSFC）的支持，批准号：51005217。感谢陈博士的支持。中国博士后科学基金会批准号：20100480677,重庆博士后科学基金批准号：RC2011013。第7章参考文献[1]ZhangZ,TremblayR,DubeD.MicrostructureandmechanicalpropertZA104(0.3-6Ca)die-castingmagnesiumalloys.MaterSciEngA2004;385:286–91.[2]ShahzadM,WagnerL.TheroleofZr-richcoresinstrengthdifferentialeffectinanextrudedMg–Zn–Zralloy.JAlloysCompd2009;4(86):103–8.[3]ShahzadM,WagnerL.MicrostructuredevelopmentduringextrusioninawroughtMg–Zn–Zralloy.ScriptaMater2009;60:536–8.[4]ShepelevaL,BambergerM.MicrostructureofhighpressurediecastAZ91DmodifiedwithCaandCe.MaterSciEngA2006;425:312–7.[5]KleinerS,BeffortO,UggowitzerPJ.MicrostructureevolutionduringreheatingofanextrudedMg–Al–Znalloyintothesemisolidstate.ScriptaMater2004;51:405–10.[6]ZhengMY,WuK,LiangM,KamadoS,KojimaY.TheeffectofthermalexposureontheinterfaceandmechanicalpropertiesofAl18B4O33w/AZ91magnesiummatrixcomposite.MaterSciEngA2004;372:66–74.[7]ZhouHT,ZhangZD,LiuCM,WangQW.EffectofNdandYonthemicrostructureandmechanicalpropertiesofZK60alloy.MaterSciEngA2007;445(446):1–6.[8]HeSM,PengLM,ZengXQ,DingWJ,ZhuYP.ComparisonofthemicrostructureandmechanicalpropertiesofaZK60alloywithandwithout1.3wt.%gadoliniumaddition.MaterSciEngA2006;433:175–81.[9]ZhangJ,MaQ,PanFS.EffectsoftraceEradditiononthemicrostructureandmechanicalpropertiesofMg–Zn–Zralloy.MaterDes2010;31:4043–9.[10]HiraiKJ,SomekawaHS,TakigawaYB,HigashiKJ.EffectsofCaandSradditiononmechanicalpropertiesofacastAZ91magnesiumalloyatroomandelevatedtemperature.MaterSciEngA2005;403:276–80.[11]ASTME92-82R03E02.Testmethodforvickershardnessofmetallicmaterials.AmericanSocietyforTestingandMaterials;2005.[12]ASTMB0557–02A.Testmethodsoftensiontestingwroughtandcastaluminum-andmagnesium-alloyproducts.AmericanSocietyforTestingandMaterials;2005.[13]BeerAG,BarnettMR.MicrostructuraldevelopmentduringhotworkingofMg–3Al–1Zn.MetallMaterTransA2007;38:1856–67.[14]IonSE,HumphreysFJ,WhiteSH.Dynamicrecrystallisationandthedevelopmentofmicrostructureduringthehightemperaturedeformationofmagnesium.ActaMetall1982;30:1909–19.[15]Al-SammanT,GottsteinG.Dynamicrecrystallizationduringhigtemperaturedeformationofmagnesium.MaterSciEngA2008;490:411–20.[16]DingSX.LeeWT,ChangCP,ChangLW,KaoPW.Improvementofstrengthofmagnesiumalloyprocessedbyequalchannelangularextrusion.ScriptaMate2008;59:1006–9.[17]DingSX,ChangCP,KaoPW.Effectsofprocessingparametersonthegrainrefinementofmagnesiumalloybyequal-channelangularextrusion.MetallTransA2009;40:415–25.[18]MatsubaraK,MiyaharaY,HoritaZ,LangdonTG.DevelopingsuperplasticityinamagnesiumalloythroughacombinationofextrusionandECAP.ActaMater2003;51:3073–84.[19]MatsubaraK,MiyaharaY,HoritaZ,LangdonTG.Achievingenhancedductilityinadilutemagnesiumalloythroughsevereplasticdeformation.MetallMaterTransA2004;35:1735–44.[20]MiyaharaY,MatsubaraK,HoritaZ,LangdonTG.Grainrefinementandsuperplasticityinamagnesiumalloyprocessedbyequal-channelangularpressing.MetallMaterTransA2005;36:1705–11.[21]CisarL,YoshidaY,KamadoS,KojimaY,WatanabeF.MicrostructuresandtensilepropertiesofECAE-processedandforgedAZ31magnesiumalloy.MaterTrans2003;44:476–83.[22]MukaiT,YamanoiM,WatanabeH,HigashiK.DuctilityenhancementinAZ31magnesiumalloybycontrollingitsgrainstructure.ScriptaMater2001;45:89–94.[23]YoshidaY,CisarL,KamadoS,KojimaY.EffectofmicrostructuralfactorsontensilepropertiesofanECAE-processedAZ31magnesiumalloy.MaterTrans2003;44:468–75.[24]ChangSY,LeeSW,KangKM,KamadoS,KojimaY.Improvementofmechanicalcharacteristicsinseverelyplastic-deformedMgalloys.MaterTrans2004;45:488–92.[25]KimHK,KimWJ.MicrostructuralinstabilityandstrengthofanAZ31Mgalloyaftersevereplasticdeformation.MaterSciEngA2004;385:300–8.[26]AgnewSR,HortonJA,LilloTM,BrownDW.Enhancedductilitystronglytexturedmagnesiumproducedbyequalchannelangularprocessing.ScriptaMater2004;50:377–81.[27]KimWJ