形變熱處理對az80鎂合金組織及性能的影響畢業(yè)論文-展示頁
2025-07-03 17:46本頁面
【正文】 理后的抗拉強度只有275 MPa , 延伸率為15 %[3 ] 。研究時效溫度對鎂合金析出β相的影響及析出β相對合金性能的強化作用, 發(fā)現了口相的一種新的析出方式—在晶界及孿晶處析出, 這種β相對合金性能有較大危害, 文中探討了兩種相的形核及生長行為, 并分析了其對合金性能的不同影響。試樣經630 T 生產用擠壓機上擠壓成d 22 mm的棒材, 擠壓面之比為17 ∶1 (因生產中模具的限制, 未能進一步增大擠壓比) 。拉伸試樣按國標GB/ T 228 —2002 規(guī)定進行截取。硬度實驗在HBRVU 187. 5 型光學硬度計上進行, 每個試樣上測3 個點取平均值。用L EO 1450 型掃描電鏡( SEM) 觀察斷口形貌, 用D 5000衍射儀測量宏觀織構。2 結果與討論2. 1 鑄態(tài)及擠壓變形后的組織圖1 (a) 和(b) 所示為AZ80 合金的原始鑄態(tài)組織及440 ℃固溶處理后的顯微組織。經440 ℃固溶12 h 后,β相重新溶入基體, 獲得均勻的單相組織( 圖1(b) ) 。為方便起見, 將380 ℃擠壓試樣稱為試樣A ,330 ℃擠壓試樣稱為試樣B) 。兩溫度下的擠壓過程均發(fā)生了動態(tài)再結晶, 形成等軸晶粒。380 ℃擠壓變形獲得均勻的單相再結晶組織, 沿晶界沒有發(fā)現明顯的第二相析出。 但第二相的過早析出, 消耗了可能以連續(xù)方式析出的第二相的量, 這不利于析出強化。圖2 所示為AZ80 合金經擠壓變形后的{0002}極圖。研究表明[12 14 ] , 室溫時沿擠壓方向的拉伸屈服強度明顯優(yōu)于橫向強度。在實際工程應用中需應利用這種強織構方向的力學性能。由圖3 中可看出, 隨著時效時間的延長, 白色Mg17Al12 第二相析出物區(qū)域逐漸擴展。前者多集中在晶粒內部, 為典型的連續(xù)性彌散析出。對比試樣A 和B 可看出, 在相同時效條件下,試樣B 中的原始晶粒細, 晶界比例大, 第二相的析出較快(圖3 (c) 、(d) ) , 且分布較均勻。經380 ℃擠壓獲得的均勻單相組織, 在隨后的時效過程中, Mg17Al12 相的晶內連續(xù)析出與晶界的不連續(xù)析出按一定比例同時進行, 加上晶粒尺寸較粗大, 從而為連續(xù)析出相的長大提供了空間。但在不同溫度下擠壓并時效均未能從根本上改變不連續(xù)胞狀析出物的不利析出狀態(tài)。圖4 (c) 所示為樣品B 于170 ℃時效36 h 后的析出物形貌, 表明胞狀析出團并未出現球化或粗化現象,析出物較穩(wěn)定。圖3 AZ80 鎂合金等溫時效后的顯微組織圖4 析出相的顯微組織2. 3 時效對析出相的影響時效溫度對口相的析出有較大的影響, 溫度不同,口相的析出方式也大不相同, 圖5給出了不同溫度時效后AZ80鎂合金的SEM形貌。另外實驗中還發(fā)現, 口相連續(xù)析出的同時, 在晶界和部分晶粒內部沿直線孿晶圖1a，析出了穎粒狀沉淀相, 這在文獻中還未見報道, 經TEM分析，由于這種析出相只在晶界及孿晶處析出, 它不會使基體相的晶格常數發(fā)生突變, 而且總是和菱形片狀連續(xù)析出口相同時出現, 因此把它歸于連續(xù)析出。圖6 時效溫度對鎂合金性能的影響及結果比較2. 5 口相對合金性能的影響較高溫度下時效時, AZ80鎂合金的強度增加很小,其抗拉強度甚至低于固溶狀態(tài)鎂合金的抗拉強度, 一方面是由于時效溫度較高, 鋁在鎂中的過飽和度較小, 因而β相的析出量較少, 另一方面是由于此時析出的β相中, 連續(xù)析出相所占的比例較大我們知道, 對合金的強化作用較大的析出相, 它必然能夠阻止可動位錯的運動, 而這種析出相往往與基體的主滑移面垂直或呈一定角度而通過前面的分析可知, 菱形片狀β相與基體的荃面平行而鎂合金中, 主要的滑移系即在基面上, 所以菱形片狀β相對位錯運動的阻礙作用較小, 如圖7a所示,試樣表面的滑移線和孿晶并沒有受到β相的明顯影響,因此合金的抗拉強度只有少量提高而顆粒狀β相只在晶界及晶內孿晶處析出, 而且它與基體沒有位向關系, 與基體的界面為非共格界面, 其界面能較高而結合力較差,鎂合金的變形過程很容易與基體脫離圖7b, 從而導致裂紋在該處萌生, 并沿晶界迅速擴展因此高溫時效后,合金的杭拉強度反而低于固溶處理后的強度, 而試樣的斷β形
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