准晶增强Mg-Zn-Y合金的ECAP变形组织及力学性能

镁及镁合金作为目前工业应用中最轻的结构材料之一,具有良好的应用前景,然而由于镁合金自身强度较低、抗氧化性能差以及高温抗蠕变性能差等问题,使其作为某些结构件的应用受到限制,为进一步扩大其应用,人们采用了多种方法来提高其综合力学性能.二十面体准晶相(简称Ⅰ-phase)由于其特殊的结构而具有优异的力学性能,如高强度、高硬度等,将Ⅰ-phase作为一种增强相引入到镁合金中可大大提高镁合金的力学性能,为新型镁合金的开发和实际应用提供了一种新途径.本文采用常规铸造法制备了含有粗大网状Ⅰ-phase和α-Mg两相组织的Mg-Zn-Y合金.研究了合金含量及Zn/Y比对Mg-Zn-Y合金显微组织和力学性能的影响,探讨了热处理工艺对合金中相析出行为及Ⅰ-phase热稳定性的影响.以时效处理后的Mg-Zn-Y合金为研究对象,研究了两种塑性变形工艺(常规热挤压和等径角挤压变形)对合金显微组织和力学性能的影响,并对合金的细化机制、断裂行为与强化机制进行了研究.研究结果表明,在Y含量为0.3%～2.0%(at),Zn含量为1.7%～6.0%(at)的富镁Mg-Zn-Y合金中,合金的铸态组织及相组成取决于Zn/Y比和Zn含量,Zn/Y比为6时,合金的铸态组织由α-Mg基体和晶界上富镁相与Ⅰ-phase两相共晶组织组成;在所研究的合金成分范围内,合金中Ⅰ-phase的形成及其体积分数与合金的凝固速度有关,采用快速凝固的方法得到的合金中,由于第二相的形核及长大受到抑制,形成的Ⅰ-phase的体积分数相对于常规铸造工艺下制备的合金中Ⅰ-phase的含量有所减少,同时发现,合金的极限抗拉强度和屈服强度随合金中Ⅰ-phase体积分数的增加而增加,但合金的延伸率略有降低;在400℃、24h的热处理工艺下,Mg95Zn4.3Y0.7合金基体上有球形Ⅰ-phase析出,且析出的Ⅰ-phase在随后的时效处理中表现出热稳定性;在190℃不同时效时间下合金基体中的析出相为密排六方结构的MgZn2相,其析出行为与Mg-Zn二元合金类似.Mg-Zn-Y合金的热挤压结果表明,通过挤压变形可以显著细化合金的晶粒组织,合金的晶粒大小可由变形前的40～60μm减小到8～15μm,在挤压过程中位于晶界的Ⅰ-phase被破碎并较均匀地分布在基体合金中,随着挤压比的增大和挤压温度的降低,晶粒进一步细化,Ⅰ-phase的弥散程度增加.挤压变形可以显著提高Mg-Zn-Y合金的强度、硬度和延伸率;随着挤压比的增大,合金的强度、硬度和延伸率均有所增加;在所研究的3种合金中,Mg95Zn4.3Y0.7合金在523K以25:1的挤压比挤压后,具有较高的力学性能,其极限抗拉强度为287MPa,屈服强度为203MPa,延伸率为14.1%.对于预挤压态Mg-Zn-Y合金的ECAP变形结果表明,ECAP对于预挤压态Mg-Zn-Y合金组织的细化是一个不断加强的过程,1道次ECAP变形后,在一些粗大晶粒之间分布着许多细小的晶粒,随变形道次的增加,原始粗大的晶粒消失,形成均匀细小的等轴晶粒,平均晶粒尺寸为1～3μm,同时在ECAP过程中Ⅰ-phase被破碎并呈弥散分布.ECAP变形1道次可以显著提高Mg-Zn-Y合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率,Mg95Zn4.3Y0.7合金ECAP变形1道次后力学性能指标σb=331MPa,σ0.2=223MPa,δ=19.4%.Mg-Zn-Y合金以A、BA、Bc、C等4种不同工艺路线进行8道次ECAP变形后的显微组织差异不大,均形成细小的等轴晶粒;4种工艺路线在1～8道次的变形过程中,合金的力学性能变化不同,对于路径A和BA,随着变形道次的增加,合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率变化幅度不大,对于路径BC和C,变形道次超过4次后,产生的变形织构的弱化作用导致合金的屈服强度迅速降低,但是合金仍保持较高的抗拉强度和延伸率.通过对ECAP变形过程中Mg-Zn-Y合金晶粒细化过程的分析,结合其力学性能的变化得出ECAP变形的细化机制和准晶相强化机制:ECAP对于准晶增强Mg-Zn-Y合金的细化机制主要是基体在不同变形路径下的连续剪切变形机制和准晶粒子对于基体的剪切及钉扎机制;准晶增强Mg-Zn-Y合金ECAP变形过程中存在3种强化机制:细晶强化、第二相粒子强化和位错强化,3种强化机制分别在ECAP变形的不同阶段起主导作用,在共同的强化作用下提高合金的强度.     

7A60铝合金ECAP过程第二相演化行为及机理

采用X射线衍射仪、扫描电镜以及光学显微镜等手段对等径角挤压(ECAP)变形前后7A60铝合金多元合金相的演化进行研究。结果表明,轧制态7A60铝合金内部主要存在MgZn_2、Al_2Cu相,等径角挤压工艺可以明显地碎化合金内部的第二相,改善其分布的均匀性;随着变形道次的增加,基体中粗大第二相沿剪切方向发生明显碎化,第二相发生回溶,四道次ECAP变形后第二相碎化成球状,尺寸由5~20μm碎化到1μm左右;初始态7A60铝合金抗拉强度为305MPa,随着变形道次的增加,合金的强度增强,四道后7A60铝合金的抗拉强度为492MPa;拉伸断口表现为韧性断裂,第二相对韧窝的形状和尺寸起决定性作用。     

ECAP变形对Mg2Si增强耐热镁合金组织及性能的影响

为了提高镁合金的耐热性能,在Mg-Zn合金中加入Si,形成Mg-Zn-Si镁合金.采用ECAP工艺在变形温度为573 K和挤压路径为Bc条件下对Mg-Zn-Si镁合金进行不同道次的变形.运用金相显微镜(OM)、X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)等手段对变形后的Mg-Zn-Si镁合金进行了组织表征,对变形后的合金进行了室温拉伸和高温蠕变等力学性能测试.结果表明:随着挤压道次增加,α-Mg基体、Mg Zn相及Mg2Si相均得到细化且分布趋于均匀.1道次挤压后部分基体α-Mg细化,4道次挤压后α-Mg的尺寸减小为5~10μm,且晶粒大小趋于均匀;2道次挤压后Mg2Si相枝晶在原位置破碎为颗粒状,6、8道次挤压后Mg_2Si相呈弥散分布.4道次挤压后合金的屈服强度和抗拉强度均提高120%,伸长率提高353%;8道次挤压后合金的抗拉强度和伸长率与4道次相比变化不大,但屈服强度进一步提高了19%.随着挤压道次增加,高温抗蠕变性能提高,8道次后高温稳态蠕变速率降低5倍.Mg2Si相细化机理为受剪切而机械碎断.     

6061铝合金ECAP变形后的微观组织和硬度

对经过固溶时效处理的6061铝合金在室温下进行了4道次挤压。采用光学显微镜分析了试样ECAP变形前后的显微组织变化,采用洛氏硬度计对6061合金ECAP变形前后进行了硬度测试。结果表明:ECAP工艺不仅能够细化6061铝合金晶粒,而且可提高6061铝合金硬度,经过2道次挤压后,合金洛氏硬度有了较明显的提高,但在随后道次的变形中,合金的洛氏硬度呈缓慢的下降趋势,并且随着变形道次的增加,挤压试样的各部分洛氏硬度值趋于一致,挤压试样各部分变形趋于均匀。     

AZ31镁合金等通道转角挤压应变累积均匀性分析及组织性能研究

等通道转角挤压工艺(Equal Channel Angular Pressing,ECAP)是通过剧烈塑性变形改变微观组织结构生产超细晶粒材料的材料加工方法,工件变形的均匀性一直是ECAP 工艺过程中影响材料性能的主要原因之一.采用空间转换法实现了AZ31镁合金多道次ECAP挤压过程中有限元分析相关场量的准确传递,完成了四种不同挤压路径ECAP多道次挤压工艺的有限元模拟,获得了相应挤压件累积等效应变的分布规律.研究确定了经过四道次ECAP挤压以后等效应变累积最为均匀的挤压路径.通过微观组织观察和室温拉伸力学性能实验探讨了不同路径多道次ECAP挤压AZ31镁合金的组织性能变化规律.分析结果表明通过合适的变形路径可以获得细小而均匀的微观组织,当材料的应变累积均匀时,其力学性能也较好.     

ECAP工艺及时效处理对Cu-Cr-Zr合金组织和性能的影响

研究等径弯曲通道变形(ECAP)与时效相结合的不同加工工艺对Cu-0.8Cr-0.15Zr合金的组织和性能的影响。结果表明,合金经ECAP挤压8道次后形成了均匀的等轴晶结构,平均晶粒尺寸为200nm,时效使得合金组织均匀性进一步提高。室温力学性能和导电性能测试结果显示,合金具有很强的时效强化效应,时效前的冷变形能显著提升合金的性能,合金经ECAP工艺8道次挤压后420℃时效3h,合金的硬度、抗拉强度和伸长率分别达到了249.15 Hv,623.1MPa和12.3%,合金的导电率达到了85.34%IACS。ECAP过程中合金的强化机制主要是细晶强化,细小弥散分布的析出相对位错的钉扎作用也为合金性能的提升做出了贡献。     

等通道挤压AZ80镁合金的析出行为和性能

研究了AZ80镁合金经300℃等通道挤压(ECAP)后的组织、织构与力学性能的演变规律以及第二相析出行为的影响。结果表明:ECAP显著促进了粒状连续析出,可有效节省后续热处理时间。A路径多道次挤压最终获得基面织构;Bc路径挤压后形成基面近似平行于剪切面的织构;第二相析出对ECAP织构特征的形成没有显著影响。用该工艺可获得较高的延伸率(13%-19%),但是抗拉强度过低(300 MPa),综合机械性能不理想。可通过抑制挤压前的未溶粗大粒子的析出、减少挤压道次和降低挤压温度等措施优化AZ80的析出控制。     

低温等通道转角挤压中定向凝固纯铜的组织及性能演变

采用光学显微镜(OM)和XRD技术对干冰冷却后的定向凝固纯铜(99.99%)经等通道转角挤压(ECAP)时的微观组织演变规律进行研究,并测试了ECAP后定向凝固纯铜的硬度及导电性能。结果表明,定向凝固纯铜在低温下经A和C路径变形后易于形成取向一致的纤维组织,并且保持(111)面的择优取向特征,而经Bc路径变形后,柱状晶破碎,形成均匀的等轴晶,且各晶面逐渐趋于随机取向;经过1道次变形后,各路径硬度大幅增加,约为原来的1.8倍,在随后的挤压中,硬度增加缓慢,经4道次ECAP后,Bc路径的硬度有所下降;在低应变下,晶粒取向的一致性使得导电率增加;随着应变的增加,晶格畸变使得电子发生散射,使导电率略有降低。     

等径道角挤压对Mg-6Al合金性能的影响

为了优化铸态Mg-6Al合金等径道角挤压的工艺参数,通过等径道角挤压实验研究了工艺参数对其性能的影响.研究表明:等径道角挤压可大幅度提高Mg-6Al合金坯料的力学性能.当Mg-6Al合金挤压1道次至4道次后,其力学性能提高较大,微观组织明显细化.随挤压温度从260℃升高至300℃,被挤压坯料的力学性能先提高后降低.当挤压路径为路径B,挤压道次为4道次,挤压温度为300℃时,Mg-6Al合金的力学性能最高,其抗拉强度为308.2 MPa,延伸率达到30.6%.     

铸态AZ81镁合金ECAP态组织与性能研究

采用自制的90°模具,经Bc路径在温度为300℃下研究对比了铸态及不同道次的等通道挤压(ECAP)态AZ81镁合金微观组织和力学性能.结果表明ECAP随着挤压道次的增加,AZ81镁合金显微组织和力学性能发生显著变化.当挤压到4道次,平均晶粒尺寸由原来铸态的145um细化为9.6um,拉伸断口韧窝明显增多;抗拉强度从180 MPa提高到306 MPa,延伸率和硬度分别达到15.8%和142HL.分析表明,AZ81镁合金在高温挤压过程中Mg17Al12相粒子被破碎,并部分溶入基体,$-Mg基体与%-Mg17Al12相互相阻碍其晶粒长大,获得细小晶粒组织.     

ECAP法制备细晶ZK60镁合金的微观组织与力学性能

利用等通道转角挤压法(ECAP)制备出了细晶ZK60合金,通过金相组织观察,拉伸性能测试,EBSD和透射电镜(TEM)研究了不同挤压温度和挤压道次对合金组织与性能的影响.结果表明:ZK60镁合金在210～240℃温度范围内进行ECAP挤压能获得较好的晶粒细化效果;在240℃进行ECAP挤压时,随着挤压道次的增加,合金晶...     

ECAP制备半硬磁2J4合金的磁性能研究

开发了用等径弯曲通道变形(ECAP)制备半硬磁2J4合金.研究结果表明:2J4合金的磁性能随着ECAP变形道次的增加而逐渐增大,在第3道次变形时,其磁性能增加速度最快.ECAP变形与冷轧类似,都形成极其相似的带状织构,提高了合金的各向异性常数.由于ECAP方式使晶粒细化,达到或接近单畴结构,使得2J4合金的磁性能优于冷轧条件下的磁性能.     

3A21铝合金半固态坯料制备工艺研究

以3A21铝合金为研究对象,将等径角挤压工艺与等温处理工艺相结合,从实验角度研究其中的工艺参数对半固态组织尺寸形貌的影响。采用Bc路径进行ECAP3道次处理,然后在660℃下保温20,25,30min,得到27个试样的半固态组织。结果表明,随着挤压道次的增加,晶粒尺寸减小,变形更加均匀,并且累积变形能的增多,也为后续半固态等温处理提供了更好的应变诱导条件;保温时间越长,半固态组织演化越完全,晶粒球化越完整,但晶粒尺寸会随着保温时间的延长而长大。最后得出最佳工艺参数匹配:室温下沿Bc路径等径角挤压3道次,660℃下保温25min;最终半固态坯料显微组织的平均等积圆直径d=83.7μm,平均形状系数Fc=0.84。     

累积连续流变挤压对Al-Mg(-Mn-Fe)合金组织性能影响

目的 研究多道次累积连续流变挤压变形对Al-Mg(-Mn-Fe)合金组织演化和力学行为的影响,为高性能细晶Al-Mg(-Mn-Fe)合金的制备提供借鉴与参考。方法 采用连续流变挤压方法制备Al-Mg(-Mn-Fe)合金,对流变挤压态Al-Mg(-Mn-Fe)合金进行多道次累积连续流变挤压变形,研究多道次变形前后Al-Mg(-Mn-Fe)合金的微观组织和力学性能变化,讨论变形过程中Al6(Mn,Fe)相对动态再结晶的影响,揭示累积连续流变挤压态Al-Mg(-Mn-Fe)合金的强化机制。结果 经3道次累积连续流变挤压变形后,Al-Mg合金和Al-Mg-Mn-Fe合金的平均晶粒尺寸分别减小至21.5 μm和2.8 μm,细化效果显著;在多道次变形过程中,Al-Mg-Mn-Fe合金内的Al6(Mn,Fe)相逐渐破碎细化并趋于均匀分布,再结晶驱动力增加,阻碍再结晶晶粒长大;经3道次变形后,Al-Mg合金杆材的抗拉强度和伸长率同步提高至267.4 MPa和52.2%,而Al-Mg-Mn-Fe合金杆材的抗拉强度提高至364.2 MPa,伸长率降低至31.7%,该合金的强化机制主要包括细晶强化、位错强化和第二相强化。结论 累积连续流变挤压变形可有效细化合金内的晶粒及第二相,提高Al-Mg(-Mn-Fe)合金的综合力学性能。     

304不锈钢在ECAP过程中形变诱发马氏体的定量计算

利用X射线衍射对经ECAP挤压及退火处理后的304奥氏体不锈钢进行了物相标定及各物相含量的定量计算.结果表明,经ECAP挤压后,不锈钢内明显形成α'和ε两种形变诱发马氏体,且α'马氏体含量高于ε马氏体含量.挤压后的不锈钢经退火处理后,α'马氏体含量显著下降,ε马氏体含量相对增加.奥氏体含量在第一道次挤压后明显下降,以后道次的挤压和退火处理对其影响较小.     

等径弯曲通道变形织构的研究进展

综述了等径弯曲通道变形制备FCC、BCC、HCP金属材料中织构的研究进展。介绍了ECAP变形织构的主要研究方法——蚀坑法、X射线衍射法、中子多晶体衍射法和电子背散射衍射法,论述了挤压路径、挤压道次、挤压温度、模具夹角、形变孪晶、初始织构等对ECAP变形过程织构演变及形成机理的影响,并对基于物理过程的织构演化模型(全约束Taylor多晶体模型和粘塑性自洽多晶体模型)进行评价,同时进一步指出织构演化研究的重要性及发展趋势。     

等通道转角变形对铸态3003铝合金夹杂物的影响

本文在室温下对铸态3003铝合金实施了道次等效应变约为0.5的等通道转角变形(Equal-channel angular pressing-ECAP),对其夹杂物的碎化、分布和合金的硬度进行了考察。结果表明,第1道次的ECAP加工将合金内部的粗大(长5-15μm、宽1-2μm)且几乎呈连续分布的夹杂物(AlFe(Mn)Si)折断碎化(长1-3μm)并初步分散开,引入大量位错至合金中,提高硬度幅度达66.7%。后续的2-4道ECAP加工将夹杂物分散均匀,但对夹杂物的碎化和硬度影响很小。本文的试验结果说明了ECAP作为一种细化铝合金内部AlFe(Mn)Si夹杂物并使之分布均匀的工艺方法的可行性。     

连续等通道转角挤压对Al-Ti-C合金组织与性能的影响EI北大核心CSCD

采用连续等通道转角挤压工艺,以连续的方式对Al-Ti-C合金进行多道次挤压,通过观察微观组织演化,探讨晶粒细化机理和力学性能变化。结果表明:连续等通道转角挤压工艺可有效细化Al-Ti-C合金微观组织,晶粒尺寸减小至1μm左右,形变诱导是变形过程中最主要的晶粒细化机制;高密度位错堆积引起Al基体和TiAl_(3)界面的裂纹以及TiAl_(3)内部的空洞产生,裂纹进一步扩展贯穿整个TiAl_(3)颗粒,最终导致第二相TiAl_(3)组织的细化,同时细小的第二相TiAl_(3)组织的钉扎机制和剪切机制促进了Al基体细化;连续等通道转角挤压1道次后,合金硬度提升最明显,与原始态相比提高59.2%;之后随挤压道次的增加,硬度提升的趋势变缓,合金塑性下降,韧性提高。     

ECAP变形对超细晶铜再结晶行为的影响

为研究ECAP变形对超细晶铜再结晶行为的影响,室温条件下对纯铜进行12道次等通道转角挤压(ECAP)变形,分别在100、150、280℃下对不同道次的超细晶铜进行退火处理,分析其硬度及微观组织变化规律.结果表明:经12道次ECAP变形后,铜的晶粒尺寸细化到约250 nm,硬度达146 HV;随着变形道次增加,超细晶铜的热稳定性降低,软化速度加快,在150℃退火时,1道次超细晶铜完成再结晶的时间约为20 h,12道次为0.5 h;12道次ECAP超细晶铜等温退火温度越高,完成再结晶时间越短,150℃完成再结晶时间约为1 200 s,200℃时缩短至600 s,280℃时再结晶仅需50 s;利用Arrhenius公式计算了再结晶激活能,1道次约为1 eV,12道次为0.78 eV,ECAP变形降低了铜的再结晶激活能.     

ECAP变形道次对珠光体钢中渗碳体球化的影响

成功地实现了珠光体钢65Mn的等径弯曲通道变形(ECAP),并研究在650℃不同ECAP变形道次的条件下渗碳体球化的演化过程.结果表明,渗碳体在ECAP热变形过程中表现出明显的加速球化特征.第一道次ECAP热变形后,片状的渗碳体演化为细小碎块的聚集体;第二道次热变形后,渗碳体实质上已破碎,呈现出颗粒状和球化渗碳体的主要形貌特征;第五道次ECAP热变形后,进一步演化为超细的球状渗碳体均匀分布于超细晶铁素体基体的组织.