等通道挤压制备医用超细晶Mg-3Sn-0.5Mn合金及其力学性能

采用等通道转角挤压(equal channel angular pressing,ECAP)方法成功挤压了Mg-3Sn-0.5Mn合金,采用OM和TEM观察了ECAP过程中合金微观组织和晶粒尺寸的变化,测试了ECAP后Mg-3Sn-0.5Mn合金的力学性能与腐蚀性能,通过XRD观察了ECAP变形后的织构取向变化。结果显示,ECAP后得到了超细晶Mg-3Sn-0.5Mn合金组织,在320℃下经过4道次挤压后平均晶粒尺寸细化到了1.65 mm,局部晶粒细化到了0.80 mm,晶粒细化是剧烈塑性变形与再结晶共同作用的结果。4道次变形后,延伸率从22.2%上升到58.6%,抗拉强度从242.8 MPa下降到195.6 MPa,延伸率提高了约3倍,强度略有下降。ECAP后的Mg-3Sn-0.5Mn合金织构择优取向发生了显著改变,这种变化有利于滑移系的开动,提高了材料的塑性,但对强度有一定的不利影响。ECAP后的Mg-3Sn-0.5Mn合金力学性能受到改变的织构择优取向和细晶强化的共同影响。     

超细晶Mg-2.5Zn-1Ca合金制备及其组织性能研究

通过挤压+等通道转角挤压(ECAP)复合加工工艺制备了超细晶Mg-2.5Zn-1Ca合金,采用OM、SEM、XRD、EBSD等手段分析变形过程中微观结构演变特征,结合力学性能变化,研究变形过程中合金强化机制。结果表明,经挤压+ECAP变形后,晶粒与第二相颗粒明显细化,其中挤压+2道次ECAP后获得了均匀的细晶组织,平均晶粒尺寸约1.1μm;同时,细小的Ca₂Mg₆Zn₃颗粒弥散分布于基体中。晶粒细化是剧烈塑性变形、动态再结晶和细小弥散的Ca₂Mg₆Zn₃相共同作用的结果。ECAP变形使合金的力学性能显著提高,2道次有最高的抗拉强度和延伸率,分别为275 MPa和17%。随着ECAP变形道次的增加,织构强度逐渐减弱,基面织构逐渐转变为一种新的织构,并且ECAP变形合金有较高的非基面施密特因子,组织均匀细化,使得材料有更好的延伸率。     

等通道转角挤压变形Mg-1.5Mn-0.3Ce镁合金的组织、织构与力学性能

采用等通道转角挤压(ECAP)工艺以Bc路径在623K温度下对Mg-1.5Mn-0.3Ce镁合金进行变形,观察显微组织与织构,测试了力学性能。显微组织分析表明,镁合金经ECAP变形晶粒尺寸明显得到细化,经6道次ECAP变形后晶粒尺寸由原轧制态的约26.1μm细化至约1.2μm,且细小的第二相粒子Mg12Ce弥散分布于晶内及晶界处;同时经ECAP变形后,原始轧制织构随变形道次的增加不断减小,并开始转变为ECAP织构,织构强度不断增强;力学性能结果表明,由于晶粒细化作用大于织构软化作用,前3道次ECAP变形镁合金强度随道次的增加不断提高,与Hall?Petch关系相符,在第3道次时其抗拉强度和屈服强度达到最大值,分别为272.2和263.7MPa;在4道次之后形成较强的非基面织构,镁合金强度下降,与Hall?Petch呈相悖关系。断口分析表明,轧制态与ECAP变形镁合金的断裂方式都是沿晶断裂,由于6道次变形镁合金晶粒细化,存在更多的韧窝并获得16.8%最大室温伸长率。     

ECAP变形对Mg-Y-Nd-Zr合金组织和性能的影响

利用等通道角变形(ECAP)方法,沿Bc路径在400℃温度下对稀土Mg-2Y-0.6Nd-0.6Zr合金进行不同道次的塑性变形,采用光学显微镜,X射线衍射仪和电子背散射衍射(EBSD)技术等分析了不同道次挤压之后合金的微观组织、晶粒尺寸、物相和织构的变化,采用硬度试验和拉伸试验研究了ECAP不同道次对合金力学性能的影响。结果表明:ECAP之后Mg-2Y-0.6Nd-0.6Zr合金晶粒得到明显细化,并且在4道次之后晶粒细化效果最佳,大部分晶粒已细化至0.45μm;在ECAP变形6道次后再结晶的晶粒开始长大,但晶粒组织在6道次的时候均匀性最好;Mg-2Y-0.6Nd-0.6Zr合金第二相体积分数较小,ECAP变形后有大量的第二相粒子Mg_2Y相从过饱和的基体中析出且多分布于晶界处,ECAP变形4道次后各相数量趋于稳定;Mg-2Y-0.6Nd-0.6Zr合金随着挤压道次的增加,小角度晶界所占比例减少,大角度晶界有所增加;同时,进行ECAP变形后,Mg-2Y-0.6Nd-0.6Zr合金织构的强度和取向都有所变化,织构强度在4道次时最弱,在随后的ECAP变形中又开始增强,在6道次时由倾斜织构转变成强基面织构,Schmind因子趋于0,力学性能结果表明晶粒的细化作用大于织构的软化作用和强化作用,随着ECAP道次的增加,Mg-2Y-0.6Nd-0.6Zr合金的力学性能有所提高,但是在ECAP变形4道次后提高幅度较小,抗拉强度由150 MPa提高到183 MPa,硬度也从54.8 HV0.1提高到了63.7 HV0.1,屈服强度也较ECAP变形之前提高了56%,基本上符合Hall-Petch关系;并且在6道次后,由于晶粒细化且均匀分布,室温伸长率提高到了26.7%。     

ECAP挤压对5083铝合金组织与力学性能的影响

研究了5083铝合金等通道转角挤压(ECAP)的室温拉伸性能.结果表明:5083铝合金经100℃、16道次ECAP挤压后,晶粒明显细化且第二相均匀弥散分布,合金的强度提高至480MPa;200℃、16道次ECAP挤压后,合金强度有所下降(约380MPa),但塑性显著改善(伸长率16％以上);降低ECAP挤压温度、增加挤压道次可获得更高的挤压硬化和细晶强化效果,在100℃ECAP挤压和200℃退火同样可提高该合金的抗拉强度和塑性变形能力.     

后时效对超细晶6061铝合金微观结构与力学性能的影响

采用TEM、XRD、显微硬度实验和拉伸实验，利用等通道转角挤压(ECAP)和后时效相结合制备出超细晶6061铝合金，对其微观结构和力学性能进行了对比研究。结果表明，经过两道次ECAP后，合金的平均晶粒尺寸细化到210 nm。两道次ECAP+80℃、20 min低温后时效，合金的平均晶粒尺寸为278 nm，基体中弥散分布细小的针状β’’、L相和Q’相纳米级析出物，拉伸强度和屈服强度分别达到514和483 MPa，并保持了15.1%的均匀伸长率。ECAP在基体中引入的大量位错促进了析出相的形核，加速了时效过程中的析出动力学；ECAP低温后时效，合金的高强度和高韧性与细晶强化、位错强化和纳米析出相强化有关。基于实验结果，分析了合金ECAP和后时效过程中时效相的演变过程。     

时效对ECAP变形Cu-Cr-Zr合金组织与性能的影响

主要通过等通道角径挤压(ECAP)以Bc的变形方式制备出超细晶Cu-Cr-Zr合金,研究了形变热处理对Cu-Cr-Zr合金显微组织、力学性能和电导率的影响。结果表明:8道次ECAP变形后Cu-Cr-Zr合金的晶粒呈等轴晶状,晶粒细化至200 nm,经过430℃/3 h的时效处理后,Cu-Cr-Zr合金8道次的抗拉强度和导电率达到优良的匹配,其中抗拉强度为614MPa,导电率达到80%IACS,而且颈缩时伸长率为26%,这显著改善了Cu-Cr-Zr的综合性能。     

大塑性变形6013铝合金的时效特性与力学性能

利用X射线衍射分析（XRD）、差示扫描量热法（DSC）和拉伸试验,研究不同温度等通道转角挤压（ECAP）和常规静态时效处理后6013 Al-Mg-Si铝合金的微观结构、时效行为、析出动力学以及力学性能。XRD测得的ECAP变形后合金的平均晶粒尺寸在66-112 nm范围内,平均位错密度在1.20×10^14-1.70×10^14 m^-2范围内。DSC分析表明,由于ECAP后试样比常规时效处理试样拥有更细小的晶粒和更高的位错密度,因此,ECAP变形后合金的析出动力学更快。与未变形合金相比,ECAP后试样的屈服强度和抗拉强度都得到了显著提高。室温ECAP后试样的强度达到最大,其屈服强度是静态峰时效屈服强度的1.6倍。细晶强化、位错强化以及由于ECAP过程中的动态析出而产生的析出相强化,是ECAP合金获得高强度的几种主要强化机制。     

160°大角度等通道转角挤压AZ61组织演化与力学性能

在100℃及150℃对商用AZ61挤压板材采用160°大角度等通道转角挤压,分析了等通道转角挤压(ECAP)变形组织演化规律。基于储能理论分析了100℃和150℃时ECAP对AZ61合金力学性能的影响。结果表明,在100℃时,ECAP三道次累积变形量为0.6,以孪晶动态再结晶(TDRX)为主;在150℃累积变形量为0.6时,以连续动态再结晶(CDRX)为主。150℃的ECAP挤压8道次,再经100℃的ECAP挤压三道次,获得了1μm的细晶组织,提高了AZ61合金的综合力学性能,其屈服强度达到350 MPa,抗拉强度达到了432 MPa。     

镁合金等通道转角挤压过程中的晶粒细化机制

采用金相显微镜、背散射电子衍射(EBSD)和透射电子显微镜(TEM)分析ZK60镁合金在等通道转角挤压(ECAP)过程中不同部位的显微组织特征。结果表明:ZK60镁合金经240℃ECAP变形1道次后,合金的晶粒得到明显细化,但组织仍不均匀。剪切变形前,合金组织主要为粗大晶粒并伴有大量孪晶,剪切区的组织主要为剪切变形带和少量再结晶组织;剪切变形后,合金的晶粒组织主要为再结晶组织;合金ECAP过程的晶粒细化主要为机械剪切和动态再结晶的综合作用。