二次挤压对Mg-5.0Gd-4.0Ni-0.5Cu-0.8Y-0.5Zn合金显微组织及力学性能均匀性的影响

采用金相显微镜、电子扫描显微镜、万能拉伸试验机等研究了一次挤压(E1)、二次挤压(E2)对Mg-5.0Gd-4.0Ni-0.5Cu-0.8Y-0.5Zn合金棒材显微组织及力学性能均匀性的影响。结果表明:一次挤压后,合金心部呈现双峰组织,边部是均匀的细晶组织,棒材织构整体呈现基面织构且心部织构显著强于边部,边部强度和伸长率明显高于心部;二次挤压后,边部和心部都是均匀的细晶组织,心部织构显著降低,但仍略高于边部,力学性能进一步提高,在不同部位基本一致。二次挤压显著提高了可溶解镁合金组织及力学性能的均匀性。     

Influence of Deformation Twins on Mechanical Properties and β Precipitation of Large-Cross-Section (290 mm × 230 mm) AZ80 Bar Fabricated by “Multi-direction Forging + Extrusion + Cold Compression ” Technique

采用“多向锻造+挤压+在线水冷”技术制备出截面尺寸为290 mm×230 mm的Mg-8Al-1Zn (AZ80,质量分数,%) 合金棒材,沿横截面的230 mm方向 (ND) 对棒材进行冷压缩,压下量约为20 mm,冷压缩导致横截面心部 (C) 产生大量变形孪晶,而表层 (O) 的孪晶较少。研究了形变孪生对力学性能和析出反应的影响。沿挤压方向 (ED)、截面的290 mm方向 (TD) 和 ND 3个方向从C 和 O 切取拉伸试样。测试结果表明：棒材的室温力学性能存在显著的各向异性和表里不一致性。挤压材的 O 沿 ED（ED-O）具有最高的强度,其性能为：RP0.2、Rm和 A分别为 295 MPa、401 MPa和10%, 而 C 沿 ND（ND-C）具有最低的强度,其性能为：RP0.2、Rm和 A 分别为164 MPa、273 MPa和 7%。织构是导致各向异性和表里不一致性的主要原因,而变形孪生对织构有重要影响。冷压缩之前,C存在2种取向,即： [0001]Mg∥TD 和 [0001]Mg∥ND;冷压缩后,O的织构几乎没有变化,而变形孪晶导致C的织构发生重大转变,[0001]Mg∥TD取向被大幅弱化,而[0001]Mg ~∥ND取向被大幅加强。合金155 ℃/7 h时效后,变形孪晶内析出了β连续析出相,这些孪晶内的β析出相比层片状β非连续析出相更加细小弥散     

固溶态和时效态挤压铸造Al-5.0Mg-3.0Zn-1.0Cu合金的显微组织及力学性能（英文）

研究Al-5.0Mg-3.0Zn-1.0Cu合金挤压铸造态、固溶态和时效态显微组织及力学性能随截面深度的变化规律。对于挤压铸造态合金,从表层到心部,α(Al)的晶粒尺寸和T-Mg_(32)(AlZnCu)_(49)相的宽度显著增加,而T-Mg_(32)(AlZnCu)_(49)相的体积分数显著下降,这些变化导致挤压铸造态合金抗拉强度从243.7 MPa降低到217.9 MPa,伸长率从2.3%降低到1.4%。在470°C下固溶处理36 h后,大部分第二相溶解于α(Al)基体中,并且表面和心部的晶粒尺寸均较挤压铸造态的增大,从表层到心部,合金的伸长率从18.6%降低到13.9%,抗拉强度从387.8 MPa降低到348.9 MPa。在120°C下进一步时效24 h后,在基体中析出G.P. II区和η'相,合金表层和心部的抗拉强度分别增加到449.5 MPa和421.4 MPa,而伸长率则降至12.5%和8.1%。     

变形孪生对“多向锻造+挤压+冷压”技术制备大截面(290mm×230mm)Mg-8Al-1Zn合金挤压棒材力学性能和β相析出的影响（英文）

采用"多向锻造+挤压+在线水冷"技术制备出截面尺寸为290 mm×230 mm的Mg-8Al-1Zn(AZ80,质量分数,%)合金棒材,沿横截面的230 mm方向(ND)对棒材进行冷压缩,压下量约为20 mm,冷压缩导致横截面心部(C)产生大量变形孪晶,而表层(O)的孪晶较少。研究了形变孪生对力学性能和析出反应的影响。沿挤压方向(ED)、截面的290 mm方向(TD)和ND 3个方向从C和O切取拉伸试样。测试结果表明:棒材的室温力学性能存在显著的各向异性和表里不一致性。挤压材的O沿ED(ED-O)具有最高的强度,其性能为:RP0.2、Rm和A分别为295 MPa、401 MPa和10%,而C沿ND(ND-C)具有最低的强度,其性能为:RP0.2、Rm和A分别为164 MPa、273 MPa和7%。织构是导致各向异性和表里不一致性的主要原因,而变形孪生对织构有重要影响。冷压缩之前,C存在2种取向,即:[0001]_(Mg)∥TD和[0001]_(Mg)∥ND;冷压缩后,O的织构几乎没有变化,而变形孪晶导致C的织构发生重大转变,[0001]_(Mg)∥TD取向被大幅弱化,而[0001]_(Mg)~∥ND取向被大幅加强。合金155℃/7 h时效后,变形孪晶内析出了β连续析出相,这些孪晶内的β析出相比层片状β非连续析出相更加细小弥散。     

挤压态AZ31镁合金拉伸变形织构分析

根据X射线衍射图谱绘制了晶面反极图,研究了拉伸变形对挤压态AZ31镁合金织构的影响.结果表明,挤压态AZ31镁合金具有明显的(0002)基面织构,且存在C轴与挤压方向呈16°～21°角分布的倾斜基面织构.拉伸变形使基面织构弱化,(1010)柱面沿C轴发生了45°角的转动.     

AZ91镁合金挤压组织和性能研究

对AZ91镁合金铸锭进行（410±5）。C×10h的固溶处理后，在330。C以挤压比为25：1进行了挤压，研究了其组织和性能。结果表明，挤压AZ91镁合金具有较细的晶粒组织，第二相Mg17，A112被破碎，其分布变得弥散，个别呈流线分布；挤压AZ91镁合金比铸造AZ91镁合金的力学性能有较大提高，其屈服强度为210MPa，抗拉强度为355MPa，伸长率为18％。第二相Mg17，Al12对镁合金的性能具有重要影响。     

挤压铸造AZ81镁合金均匀化热处理工艺研究

为改善挤压铸造AZ81镁合金组织的不均匀性,对铸态试样进行均匀化热处理。采用金相显微镜、X射线衍射仪和扫描电镜对AZ81镁合金的组织与性能进行分析。结果表明:经400℃、8h均匀化处理后,AZ81合金有效地消除了枝晶偏析,改善了材料的组织状态;合金硬度由HRE73.72下降到HRE57.68,屈服强度由130MPa增加到138MPa,抗拉强度由226MPa增加到258MPa,伸长率则由7.6%增加到13.6%;试样的室温拉伸断口均为准解理断裂,经均匀化处理后断裂方式由沿晶界的脆性断裂转变为韧性穿晶断裂。     

工艺参数对AZ91镁合金挤压组织及性能的影响

通过对均匀化退火后的AZ91镁合金热挤压成形的试验研究,分析了AZ91镁合金热挤压成形时组织及力学性能的变化规律.结果表明:挤压态AZ91镁合金为明显的动态再结晶细化组织,且产生了(0001)面织构,细小的再结晶晶粒以及织构的存在都有利于材料的强度和塑性的改善,其抗拉强度随挤压温度、挤压比和挤压速度的升高而升高.挤压制品具有较好的综合力学性能,抗拉强度σ(h)均在310MPa～340MPa之间,延伸率δ在10％ - 12％之间.     

低挤压比条件下挤压工艺对AZ31B镁合金组织和力学性能的影响

研究了低挤压比(挤压比8)下挤压温度和挤压速度对AZ31B镁合金微观组织和力学性能的影响。采用光学显微镜观察了显微组织,采用材料拉伸试验测试了力学性能,并用扫描电镜观察了拉伸试样的断口形貌。结果表明:低挤压比时棒材的组织为典型的混晶组织——由发生再结晶的细小晶粒包裹未发生再结晶的粗大晶粒;300~400℃时,随挤压温度的提高,材料的伸长率升高,抗拉强度下降;在300℃挤压时,随挤压速度的提高,材料的伸长率升高,抗拉强度下降,挤压棒的拉伸断口由混合断裂转变为明显韧性断裂;250℃时综合力学性能最好,抗拉强度340 MPa,屈服强度280 MPa,伸长率23%。     

喷射成形高强度AZ91镁合金的组织与力学性能

在保护气氛中采用喷射成形制备技术制备了形状完整的AZ91镁合金沉积圆柱坯.对沉积坯进行显微组织分析,结果表明:喷射沉积AZ91镁合金具有均匀、细小的等轴晶组织,平均晶粒尺寸约17 μm,有效地改善了离异共晶β-Mg17Al12相在晶界的偏析;挤压变形过程引发的动态再结晶使喷射成形AZ91镁合金的组织进一步细化;经175 ℃时效时,析出相中多数为不连续析出,连续析出所占比例很小;后期阶段时效过程加快,长时间时效未见片状及针状析出物球化现象.喷射成形AZ91 镁合金经挤压变形和T6处理后,抗拉强度和屈服强度分别达到435和360 MPa,伸长率为9.2%,实现了强度和韧性的同步大幅度提高.     

AZ31镁合金的织构对其力学性能的影响

利用电子背散射衍射(EBSD)取向成像技术,分析AZ31镁合金热挤压棒材和轧制薄板的织构特点;对具有不同初始织构的镁合金棒材和薄板进行力学性能分析,并从织构角度分析棒材的拉压不对称性和薄板的力学各向异性。结果表明:挤压镁合金棒材具有主要以(0001)基面平行于挤压方向的基面纤维织构,存在严重的拉压不对称性,其原因在于压缩时的主要变形方式为{1012}1011孪生;热轧镁合金薄板具有主要以(0001)基面平行于轧面的强板织构,具有显著的力学性能各向异性,其原因在于拉伸时不同方向的基面滑移Schmid因子不同。     

变形方式、动态再结晶和孪晶对AZ31镁合金轧制织构演变的影响（英文）

为了获得AZ31镁合金轧制织构(0002)基面密度和轧制条件的定量关系,在压下量为20%~40%、轧制温度为300~500°C的条件下对AZ31镁合金进行热轧试验。采用板材中嵌入镁合金圆柱的方法计算板材厚度方向的剪切应变和等效应变量。利用光学金相显微镜、X射线衍射和EBSD技术检测轧制板材的显微组织、表面层和中心层(0002)基面织构密度。定量分析应变、动态再结晶和孪晶对AZ31镁合金轧制板材织构的影响。结果表明:在相同应变下,轧制开始温度为400°C时,(0002)基面织构极密度最高,并得到了(0002)基面织构极密度随温度和应变的变化规律。     

热挤压AZ80镁合金管材的组织与力学性能

对AZ80镁合金管材的挤压工艺进行研究,对挤压前后材料的组织与力学性能进行分析。结果表明,经过热挤压后,镁合金的晶粒细化,力学性能有较大提高。晶粒尺寸由挤压前铸态的28μm细化到挤压后的4μm,抗拉强度由162 MPa提高到265 MPa,屈服强度由74 MPa提高到180 MPa,伸长率由4%提高到14%。随着挤压比的增加,晶粒细化明显,伸长率和屈服强度增加。对于挤压AZ80镁合金管材,合理的挤压工艺参数：挤压比为18.2,坯料温度为390℃,模具预热温度为360℃,挤压速度为1 mm/s,凹模锥半角为60°-70°。     

挤压态AZ631M镁合金显微组织及高温变形行为研究

研究了不同挤压比和挤压温度(挤压桶温度)对AZ631M镁合金晶粒尺寸和力学性能的影响,探索了挤压态AZ631M镁合金最优时效处理工艺和热加工工艺。实验挤压比选用9、32、41、81,挤压温度为200、250、300℃。热处理采用挤压后固溶+时效(T6)和直接时效(T5)处理2种方式,绘制了在变形温度为300~450℃和初始应变速率为5×10~(-2)~5×10~(-4)s~(-1)的热加工图。结果表明:随着挤压温度从300℃降低到200℃,合金晶粒尺寸从31μm减小到14μm,抗拉强度从325 MPa增加到368 MPa,伸长率从13.6%增加至17.3%。随着挤压比增加从9到81,合金晶粒尺寸从24μm减小至8μm,抗拉强度从277 MPa增加至376 MPa,伸长率从16.1%降低至15.3%。挤压温度为250℃,挤压比为32,挤压速度为60 mm/min挤压、T6(420℃/8 h+210℃/18 h)处理后,AZ631M镁合金抗拉强度与挤压态AZ631M(330 MPa)对比提高了18%,达到390 MPa,伸长率降低了40%。和铸态AZ631M相比,挤压态AZ631M的热加工区域增大,最优热加工区域为温度400~450℃,初始应变速率5×10~(-4)~1.5×10~(-3)s~(-1)。     

均匀化退火对AZ80镁合金组织与力学性能的影响

通过SEM、XRD、硬度测试、拉伸性能测试,研究了不同均匀化退火工艺对AZ80镁合金组织及性能的影响。研究表明:铸态AZ80镁合金组织主要为α-Mg相和β-Mg_(17)Al_(12)相。经420℃、保温10 h的均匀化退火工艺处理后,非平衡共晶相β-Mg_(17)Al_(12)基本溶入α-Mg基体,枝晶偏析问题基本得到解决。按此工艺处理后,AZ80镁合金的抗拉强度、伸长率和硬度分别达到276 MPa、12.5%和69 HB,因此,最佳均匀退火工艺为退火温度420℃、保温时间10 h。     

不同加工路径对汽车用AZ31B镁合金薄板冷冲性能的影响

对AZ31镁合金1.5 mm厚板材进行了不同路径等通道角挤压变形,研究了其对AZ31B镁合金板材冷冲性能的影响。结果表明,改变等通道角挤压路径不仅能够细化晶粒,更能够通过弱化其基面织构提高镁合金冷冲成形性能。与单向ECAP(路径A)相比,180°翻转挤压(路径C)后的板材冷冲性能最高。而对于每道次90°翻转(路径D),板材各个方向上的冷冲高度基本一致,说明变换等通道角挤压路径有利于降低镁合金板材的各向异性。     

AZ91镁合金的挤压和析出硬化行为(英文)

挤压比为4:1,将铸态AZ91镁合金分别在250,300和350℃下进行挤压,随后进行析出硬化处理(T6)。经过热挤压和析出硬化处理后,铸态AZ91镁合金中粗大的和偏析Mg17Al12析出相被细化并均匀分布在α-镁基体中。在不同的挤压温度下合金中发生了部分或全部动态再结晶。经挤压后,该合金的极限抗拉强度从铸态的190MPa增加到570MPa。AZ91镁合金的时效硬化特征与晶粒尺寸有关。在250、300和350℃下以4:1的挤压比挤压该合金后,获得峰值硬度的时效时间分别为35、30和20h。SEM观察到在AZ91基体中存在均匀细小的Mg17Al12析出相。     

AZ31镁合金不同温度挤压后组织性能研究

研究不同模具温度挤压变形对细晶AZ31镁合金力学性能和织构演变的影响.结果表明,挤压变形显著地细化AZ31镁合金的晶粒,大幅度地提高了材料的抗拉强度和屈服强度,而材料的延伸率变化不大.室温挤压时,材料的抗拉强度和屈服强度分别为322和233 MPa,延伸率为21%.随着模具温度的升高,变形后材料组织中的大角度晶界所占的比例逐渐变大,表明挤压过程中的动态再结晶越来越充分.挤压变形后,形成{0002}基面环形织构,织构强度较原始状态显著减弱.通过综合分析材料的力学性能以及织构分布,发现AZ31镁合金的力学性能取决于材料的晶粒大小与织构分布.     

剪切角对挤压-剪切法制备AZ31镁合金组织和压缩性能的影响

采用挤压-剪切法(ES)在不同剪切角(150°、135°和120°)下制备了AZ31棒材。采用ES工艺制备的棒材,包括直接挤压和后续剪切两部分。随后采用光学显微镜、扫描电镜和电子背散射衍射(EBSD)等方法研究了具有双峰晶粒结构的AZ31镁合金的显微组织演变,从取向分布图中可清晰的观察到细晶粒包围狭长变形粗晶的混晶结构,且大晶粒区域的占比会随应变的增加而增大。整体来看,因为应变量和动态再结晶分数都会随着剪切角的减小而增加,导致大晶粒的占比增大,而小晶粒尺寸增加。室温压缩实验中,随着剪切角的减小,屈服强度和峰值强度逐渐增大。此外,ES挤压的基面极图也会随着剪切角度的不同发生变化。     

剪切角对挤压-剪切法制备AZ31镁合金组织和压缩性能的影响（英文）

采用挤压-剪切法(ES)在不同剪切角(150°、135°和120°)下制备了AZ31棒材。采用ES工艺制备的棒材,包括直接挤压和后续剪切两部分。随后采用光学显微镜、扫描电镜和电子背散射衍射(EBSD)等方法研究了具有双峰晶粒结构的AZ31镁合金的显微组织演变,从取向分布图中可清晰的观察到细晶粒包围狭长变形粗晶的混晶结构,且大晶粒区域的占比会随应变的增加而增大。整体来看,因为应变量和动态再结晶分数都会随着剪切角的减小而增加,导致大晶粒的占比增大,而小晶粒尺寸增加。室温压缩实验中,随着剪切角的减小,屈服强度和峰值强度逐渐增大。此外,ES挤压的基面极图也会随着剪切角度的不同发生变化。