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以固溶态Mg-8Gd-1Er-0.5Zr(质量分数,%)合金为对象,研究了在高应变速率多向锻造过程中合金微观组织及织构的演变规律,并探讨了高应变速率多向锻造对合金力学性能的影响机制.结果表明,变形初期,合金晶粒内部的大部分{101ˉ2}拉伸孪晶被激发,随着累积应变(ΣΔε)的增加,孪晶面积分数降低,再结晶面积分数增高,再结晶机制以连续动态再结晶为主,同时伴有不连续动态再结晶和孪生诱导再结晶.合金晶粒细化分为2个阶段:当ΣΔε<1.32时,为孪晶破碎机制,晶粒尺寸由初始态的33.0μm细化至13.1μm;当ΣΔε≥1.32时,为动态再结晶细化机制,晶粒尺寸进一步细化至4.2μm.合金织构随ΣΔε增加由基面织构转变为双峰织构,且织构强度增加.ΣΔε=0.66时,多向锻造Mg-8Gd-1Er-0.5Zr合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别达到295 MPa、252 MPa和13.8%,比固溶态分别提高了80%、157%和13.1%. 相似文献
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轧制工艺对Mg-10Gd-4.8Y-0.6Zr合金显微组织和力学性能的影响 总被引:1,自引:0,他引:1
Mg-10Gd-4.8Y-0.6Zr铸态合金经525℃、16 h均匀化退火后,在500℃轧制成总变形量为84%的板材,轧制后在200℃进行时效处理。观察合金的微观组织变化,并测试合金的力学性能。结果表明:轧制变形明显细化了晶粒尺寸,轧制后组织中存在方块相和长条状相;轧制初期组织中存在大量孪晶,孪晶能很好地协调塑性变形,并诱发了孪生动态再结晶;随着轧制变形量的增大,孪晶数量减少,再结晶方式以晶界弓出形核为主。轧制T5态合金具有优异的高温力学性能,200、250、300和350℃时抗拉强度分别为392、381、251和112 MPa,350℃拉伸时伸长率达到107.0%。 相似文献
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研究了Mg-8Gd-0.5Zr和Mg-8Gd-3Sm-0.5Zr两种镁合金在变形温度350~500℃、应变速率0.002~0.1 s~(-1)条件下的热压缩行为,并对两种合金的流变应力以及热变形激活能进行分析计算。结果表明:由于添加了稀土元素Sm,Mg-8Gd-3Sm-0.5Zr合金的流变应力显著增加,其热变形激活能为213.69 kJ/mol,高于Mg-8Gd-0.5Zr合金的激活能(202.98 kJ/mol);当变形温度超过400℃时,两种合金都发生了明显的动态再结晶,由于Sm的加入,使Mg-8Gd-3Sm-0.5Zr合金动态再结晶晶粒尺寸显著减小,在500℃热压缩后,Mg-8Gd-3Sm-0.5Zr合金的动态再结晶晶粒平均尺寸为10μm。 相似文献
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热挤压及时效对Mg-Zn-Si-Ca镁合金显微组织和力学性能的影响 总被引:1,自引:0,他引:1
为了提高镁合金的塑性变形能力,促进镁合金的应用,对均匀化退火后的Mg-6Zn-Si-0.25Ca镁合金进行热挤压及随后的时效处理,研究了热挤压过程中挤压工艺参数对材料显微组织与力学性能的影响.结果表明,Mg-6Zn-Si-0.25Ca镁合金热挤压时发生了动态再结晶,晶粒显著细化,力学性能大幅提高.挤压后的合金晶粒内部出现大量孪晶组织,随挤压温度升高,孪晶组织减少.时效处理可以进一步提高合金的力学性能.在挤压比为10时,合金经320℃挤压及190℃×8h时效处理后,Mg-6Zn-Si-0.25Ca镁合金抗拉强度达到385MPa,伸长率可达到11%. 相似文献
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Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金挤压T5态的高温组织与力学性能 总被引:6,自引:3,他引:6
研究了Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金挤压T5态在250~400℃之间的高温组织与力学性能。结果表明:该合金具有非常优异的高温力学性能,其力学性能明显优于WE54;该合金在250、300、350和400℃时的抗拉伸强度分别为348、262、150和62 MPa;该合金在400℃拉伸时还具有粗晶超塑性,晶界上有再结晶的细晶,晶内有大量孪晶同时共存。 相似文献
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等温锻造温度对7050铝合金组织与性能的影响 总被引:2,自引:0,他引:2
在300~480℃之间的7个不同温度下对7050铝合金进行了等温压缩试验.对压缩及热处理后的试样进行了室温力学性能测试和显微组织观测.实验研究结果表明,在420℃等温压缩时,该合金基本上实现了完全再结晶,晶粒最细,强度最高,抗拉强度达到605MPa,屈服强度达到565MPa:在450℃下该合金的晶粒开始长大,强度稍有下降,伸长率最高,达到13.75%.综合考虑显微组织、强度与塑性等因素,确定435℃为该合金的较佳等温锻造温度. 相似文献
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Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金的孪晶超塑性 总被引:2,自引:0,他引:2
对Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金Ext-T5态进行高温拉伸时发现,合金在400 ℃时产生孪晶超塑性,在晶界上有大量的再结晶和晶内有大量的孪晶共存的奇异现象;孪晶的生成调整了晶粒取向并释放了变形过程中产生的局部应力集中,导致组织中不产生裂纹和空洞;合金的变形机制是一种新的超塑性变形机制,即在晶界上以再结晶方式进行晶界滑移和在晶内以孪生方式进行协调的超塑性变形机制. 相似文献
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以Mg-13Gd-4Y-2Zn-0. 6Zr镁合金为研究对象进行等通道转角挤压实验,研究了挤压温度以及挤压路径对Mg-Gd-YZn-Zr镁合金的微观组织和力学性能的影响。结果表明,350℃挤压温度下晶粒未发生明显的细化; 400和450℃挤压温度时形变晶粒晶界处发生动态再结晶,晶粒发生细化; 500℃挤压温度时晶界已部分熔化,导致晶界弱化。450℃挤压温度下,铸态和均匀态试样经过1p-ECAP挤压后,在粗大形变晶粒晶界先发生动态再结晶,粗大晶粒和动态再结晶晶粒共存形成双峰组织。均匀态试样1p-ECAP挤压后屈服强度和抗拉强度均提高,屈服强度由145. 0 MPa提高到175. 6 MPa,抗拉强度由254. 3 MPa提高到294. 7 MPa。由于存在双峰组织,细小的动态再结晶晶粒和粗大形变晶粒之间在拉伸过程中变形不协调,容易引起应力集中,导致断裂伸长率降低。A路径4p-ECAP挤压后晶粒细化不均匀,挤压试样不同部位的材料性能存在一定差异; BC路径挤压时由于在下一道次挤压时都转动角度,滑移面出现交叉,晶粒细化比较均匀,挤压试样的屈服强度、抗拉强度和伸长率较高。 相似文献
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采用光学显微镜、扫描电镜、能谱分析、X射线衍射和拉伸试验等方法,研究了Mg-1Gd-0.6Zr和Mg-1Nd-0.6Zr镁合金在铸态、挤压态和时效态的室温组织和力学性能。结果表明,Mg-1Gd-0.6Zr和Mg-1Nd-0.6Zr合金平均晶粒尺寸小于Mg-0.6Zr合金的晶粒尺寸,由300μm分别细化为100μm和80μm左右,晶界上分别有少量的颗粒状Mg5Gd相和不规则形状的Mg41Nd5、Mg12Nd相。挤压态Mg-1Gd-0.6Zr和Mg-1Nd-0.6Zr合金出现了变形晶粒和动态再结晶晶粒构成的双峰组织,时效后双峰组织更加明显。时效态Mg-1Nd-0.6Zr合金的力学性能最好,抗拉强度为201.71 Mpa,比挤压态高3.6%,比铸态高23%,比时效态Mg-1Gd-0.6Zr合金高2%。时效态Mg-1Nd-0.6Zr合金的伸长率为29.2%,比挤压态高4.3%,比铸态高46%,比时效态Mg-1Gd-0.6Zr合金高15.4%。 相似文献
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AZ31镁合金高应变速率多向锻造组织演变及力学性能 总被引:1,自引:0,他引:1
采用空气锤对AZ31合金在350℃以Δε=0.22的道次应变量进行1~12道次多向锻造变形,并对其组织和性能进行测试。结果表明:合金高应变速率多向锻造(HSRTF)组织演变分为两个阶段,累积应变∑Δε<1.32时为晶粒细化阶段,其主要机制为孪晶再结晶;累积应变∑Δε>1.32时为晶粒长大阶段,其主要机制为热激活长大。利用大量的孪晶对再结晶的促进作用,高应变速率多向锻造工艺可快速生产细晶粒高性能AZ31变形镁合金锭坯,累积应变∑Δε=1.32时,可获得组织均匀、平均晶粒度为7.4μm的锻坯,其抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为313 MPa、209 MPa和28.6%。 相似文献
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退火温度对Al-4.5Mg-0.7Mn-0.4Er-0.1Zr铝合金组织与性能的影响 总被引:1,自引:0,他引:1
通过拉伸试验,金相显微镜、扫描电镜和透射电镜等分析手段研究了不同退火温度下Al4.5Mg-0·7Mn-0.4Er-0.1Zr铝合金的力学性能和显微组织.结果表明,随着退火温度的增加,合金的力学性能和微观组织都有明显变化.在低于200 ℃退火1 h,合金主要发生回复过程,强度和塑性变化不大,而200~300℃退火1h后,合金发生再结晶,同时强度显著降低,塑性明显改善.高于300 ℃退火1 h,合金晶粒长大,但强度和塑性变化很小.退火过程中,合金中大量含Er元素的析出相对晶粒长大有明显的抑制作用. 相似文献
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针对固溶态Mg-11Gd-4Y-2Zn-0.4Zr合金,利用金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)和电子背散射衍射(EBSD)技术结合剪应力等效施密特因子计算,系统研究该合金在350~450℃热扭转过程中组织演化规律及变形机理,为该合金剪切变形工艺的开发提供理论支撑。结果表明:扭转变形后,该合金原始等轴晶粒沿着剪切方向被拉长,同时,形成具有剪切特征的变形织构。350℃变形时,该合金变形机制以基面滑移为主,部分晶粒发生拉伸孪晶,孪晶变体的选择满足施密特定律,且当基面滑移和拉伸孪晶受抑制时,发生LPSO相扭折变形协调应变;400℃变形时,部分晶粒出现二次孪晶,并在孪晶界和扭折界面发生动态再结晶;450℃变形时,形成变形晶粒和再结晶晶粒的“双模”组织,再结晶织构为随机织构,可以显著弱化变形织构。 相似文献
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《塑性工程学报》2019,(6)
为达到晶粒细化和提高力学性能的目的,采用旋转反挤压变形工艺对高强耐热Mg-13Gd-4Y-2Zn-0. 5Zr合金进行剧烈塑性变形。利用Gleeble-3500热模拟试验机研究了Mg-13Gd-4Y-2Zn-0. 5Zr合金杯形件成形过程中成形温度对材料组织和性能的影响规律。结果表明:在变形过程中,合金基面滑移困难,产生了不连续的动态再结晶,随温度的升高,再结晶晶粒长大,在长大的再结晶晶界与原始晶界处产生二次再结晶。变形区域内的晶粒为随机取向,随温度的变化发生旋转,在450℃下晶粒的基面平行于挤压方向,织构强度弱化。变形区域内各区域硬度值相差不大,在轴心附近的硬度值相对较低,且在450℃下硬度值最低。 相似文献
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《中国有色金属学会会刊》2015,(6)
在变形温度为450°C和应变速率为2 s-1的条件下对均匀化退火后的Mg-7Gd-4Y-1Nd-0.5Zr合金进行热压缩试验。采用金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)综合分析合金变形过程中的动态再结晶机制。采用电子背散射衍射(EBSD)获得晶体微取向信息。结果表明:随应变逐渐增加到-1.88,合金流变应力先快速升高到某个峰值,随后下降到最低值,最后又开始逐渐上升。在低应变下,大量{1 012}拉伸孪晶诱发形核形成动态再结晶晶粒,导致晶粒明显细化。动态再结晶晶粒首先在孪晶边界进行形核,且与孪晶母体存在30°0001的取向差。在大应变下,合金组织中在原始大晶粒附近形成细小动态再结晶晶粒,且从原始大晶粒内部到其晶界处的累积微取向连续增加,从而确定合金发生了连续动态再结晶。合金中也发现了粒子激发形核的动态再结晶机制。 相似文献
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铸态及挤压态Mg-11Li-3Al-xZr合金的组织及性能 总被引:1,自引:0,他引:1
《特种铸造及有色合金》2017,(8)
通过真空感应熔炼及挤压变形制备了铸态及挤压态的Mg-11Li-3Al-xZr(x=0、0.1)合金,采用OM、XRD、SEM、EDS观察并分析了合金的显微组织,测试了不同状态合金的力学性能。结果表明,Mg-11Li-3Al-xZr合金均含有β-Li、α-Mg、θ-MgLi_2Al、AlLi相,Mg-11Li-3Al-0.1Zr合金中还存在Al_3Zr相。铸态合金晶粒粗大,挤压变形过程中发生动态再结晶使晶粒细化。Zr的添加能明显细化晶粒,尤其在挤压后Mg-11Li-3Al-0.1Zr合金晶粒尺寸仅为Mg-11Li-3Al合金的1/4左右。铸态时两种合金力学性能相近,Mg-11Li-3Al-0.1Zr合金伸长率略低;挤压变形后两种合金伸长率较高,而且由于加工硬化和细晶强化作用,强度明显提高,Mg-11Li-3Al-0.1Zr合金的强度达到194 MPa,较铸态提高32.8%。 相似文献