‘茵特罗德女士’油脂镁合金是最轻的金属结构材料,是有吸引力的亚博网站下载更多的研究的兴趣,因为他们有一些特定属性如低密度,良好的阻尼特性和稳定的切削加工性能。然而,镁合金总是可怜的成形性和有限的室温延性由于内在的特点HCP结构(1 - 4)。高温自non-basal滑移系统可以被激活(高于再结晶温度),热变形过程经常提出了镁合金[5]。在热变形、加工硬化等冶金现象(WH),动态恢复(DRV)和动态结晶(DRX)可能同时发生(6、7)导致颗粒的细化和减少变形阻力。镁合金,由于其较低的堆垛层错能源(60 - 78焦每摩尔),DRX通常主导在热变形(如513 K以上)[8]。基于mg的再结晶行为的研究——0.8%——艾尔在423 K到523 K的温度范围内,离子等。[9]建议的应变优先定位初始晶界附近的变形温度低于603 K时,和新的谷物可能形成一些严重旋转地点(所谓的“旋转再结晶”)[9]。棕褐色等。[10]研究了AZ31合金的DRX行为,并提议晶粒细化可以归因于不断DRX过程是由逐步形成晶界定向障碍和低角度晶界的变化转化为高角度晶界。Galiyev等。[11]研究DRX和变形机制之间的关系。然而,这些研究大多集中于微观结构演化,或超塑性变形机制。只有少数报告可用的条件(如临界应变)DRX起始,也没有处理变量之间的关系和最终微观结构被彻底研究。 在目前的研究中,我们进行了热变形AZ61合金实验,记录了流动应力曲线。流动应力曲线的典型特征,即临界应变(εc)、峰值应变(εp),最大的应变软化率(ε米)DRX启动进行了评估。然后,这些参数被制定为函数的Zener-Hollomon参数DRX可以建立的体积分数。 实验一个AZ61合金化学成分的mg - 5.8艾尔-1.0锌1.0 - -0.18锰-0.003铜重量百分比由冷铸。锭在673 K solutionized 15 h。圆柱形的标本φ10×15毫米被削减从这些锭。热压缩Gleeble 1500机器上执行。在热压缩之前,标本变形温度的加热5分钟。焊接的变形温度通过热电偶测量到样品表面的中心。变形应变、温度和应变速率是自动控制和记录。进行了压缩在一个温度从523 K到673 K。应变率变化从0.001 s11年代1。在所有实验总真应变是1。热压缩后,标本water-quenched。样品的微观结构观察被削减从压缩标本沿部分压缩轴平行。晶粒尺寸由直线截距法进行了研究。 结果与讨论分析流动的曲线无花果保证1显示的应力-应变曲线AZ61在不同的变形条件下合金。的流动应力曲线的一般特征是相似的变形条件。流动应力增加到峰值(初始应变硬化),然后下降到一个稳定状态。一般来说,这样的流动应力行为的典型特点伴随着DRX热加工(12、13)所描述的,可以热激活存储能源开发过程中变形控制软化机制[11]。与应变率减少或增加温度、应变硬化效应就会削弱,而应变软化的程度变得引人注目(例如673 K)。因此,峰值应力根据工艺参数不同,峰值应变。在恒定应变率下,峰值应力和峰值应变增加而降低温度。在相同的温度下,峰值应力和峰值应变随着应变率的增加而增加。因此,它通常可以得出结论,DRX负责AZ61合金的高温变形机理和微观结构可以通过比较证实。
无花果保证2显示了微观结构演化温度623 K时的应变和应变率是0.011。组织标本的峰值压力(0.10)是由两个经过谷物和DRX谷物。当应变比峰值应变大,逐渐DRX体积分数的增加。当的菌株大足够的(例如1.0),只能观察到DRX谷物。尤其是图乌雷斯2 a和2 b显示了再结晶颗粒沿着原始颗粒边界。
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图2。流动应力曲线和微观结构在623 K和0.01年代1 (一)ε= 0.10,(b)ε= 0.3,(c)ε= 0.5,(d)ε= 1.0。。 |
Θ-σ分析流动应力应变硬化的依赖率Θ(dσ/ dε)见图保证3在不同条件。早期阶段的应变硬化率迅速降低变形。然而,降低率随温度和应变速率的变化。随着温度降低和应变速率的增加,Θ线性增加。例如, 
随着流动应力的增加,下降的速率Θ减慢,直到临界压力(σc)对应于DRX的发生,然后它改变直到Θ达到零的流动应力接近峰值,然后保持稳定。应该指出的是,点Θ= 0就是拐点不同于其他合金[11]。在大多数的曲线ΘΘ~ 0在曲线的拐点。这说明应变硬化率和应变软化率峰值应力后互相平衡。图中所示保证3,Θ-0曲线可以分为四个部分。Θ-0的近似线性段曲线外推到Θ= 0的理想方法[14]。基于这种方法,临界压力(σc),峰值应力(σp)和饱和压力(σ年代)可以获得。当临界压力(驱动力)源于大量的位错密度差异在子谷物或谷物获得新的谷物沿着晶界或亚晶粒有核,双乐队和混乱,导致晶粒DRX谷物[15]然而,可以决定DRXΘ-0曲线,可以建立子结构的形成(14、16)。
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图3。流动应力的加工硬化率在不同条件的依赖,
(一)ε= 0.001 s1,(b)ε= 0.1 s1。 |
图4显示了分析Θ-ε曲线在不同的变形条件。这些曲线表明DRX与应变的演变。对应于最大的应变软化率(ε米)温度随着应变率的增加而增加或减少。从这样的曲线,DRX的开始和结束,即峰值应变(εp)和最大应变软化率(ε米可以决定)。的负面价值观Θ意味着软化对ε进展。因此,Θ的最小值对应的最大软化率,之后DRX的进化压力缓慢降低,然后方法稳定状态。
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无花果保证4。应变硬化rate-strain确定最大的应变软化率曲线。 |
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图5。之间的关系εc- - - - - -εp。 |
分析的基础上σ-ε,Θ-σ,和Θ-ε,方程(1)-(3)可以通过线性回归图所示年代5、6和7。
εp= 0.0023 + 1.95εc |
(1) |
lnεp= -5.97 + 0.110 ln Z |
(2) |
lnε米= -4.796 + 0.088 ln Z |
(3) |
在这里Z是Zener-Hollomon参数 (Z =
kjmol exp (1851/ RT)) [17] 这表明,εp和ε米有一个线性关系1 n Z。 在方程(1)b因为右边的第一项是非常小的(0.0023),它可以简化为εp= 1.95εc。因此, εc≈0.5εp(4) 显然,方程(4)不同于公式εc-0.8 = 0.6εpmicro-alloyed钢的[18],表明起始镁合金比这更容易的DRX micro-alloyed钢。 从方程(2)和(4),εc也可以认为有一个线性关系ln Z (Eq (5))。因此,εc,εp和ε米都是线性相关ln Z。 lnεc= 6.80 + 0.110 ln Z(5) 预测的再结晶体积分数在热变形,晶粒细化是通过DRX通常发生在晶界和变形带。微观结构的观察表明,DRX谷物几乎同样大小和晶粒,如无花果所示保证2。然而,体积分数(Xd)的DRX改变了变形条件。通常,DRX可以被阿夫拉米的动力学方程(Eq。(6))[19]基于体积分数的DRX谷物在高温变形可以预测。 Xd= 1-exp [- k(ε-εc) /εp)米](6) 在这里,k、m分别Avrami常量。利用实验数据和非线性回归,可以得到以下公式。
Xd= 1-exp[-0.26((ε-εc)/εp)1.05](7) 由于εp和ε米X, Z-parameter的功能吗d也是一个Z-parameter的函数。这表明,Xd应随温度、应变和应变率。图7 (a)显示的DRX建立体积分数方程(7)在不同的条件。 无花果保证7 (b)显示了计算Xd在不同的变形条件下基于流的方法曲线[20]。相比之下,图7 (a)和(b),发现的结果同意基于流的计算结果曲线。所有的Xd曲线显示S形状。
(一) 
(b) |
图6。的依赖关系εp和ε米
在Ln Z (Ln)εpln Z, ln (b)ε米ln Z。 |
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图7。对比Xd建立的方程(6),计算流曲线。 |
微观结构和晶粒尺寸的DRX图8显示了微观结构的演变的应变率0.011和各种温度压力为1.0。如图8所示(一)~ (b),523 K ~ 573 K,谷物被拉长,破碎。
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图8。显微图AZ61合金的应变速率1×102年代1。
(一)523 K, 573 K (b), (c) 623 K, 673 K (d)。 |
DRX发生部分和粮食分布异构。再结晶的网站大部分是项链组成的结构,这是强烈依赖于晶粒的晶体学取向关系。因为梯度在晶界附近提供潜在的成核站点DRX [21], DRX通常开始在晶界和最终取代了原来的谷物[22]。573 K以上,DRX完全完成,DRX颗粒均匀分布。新的谷物完全取代了原来的谷物等轴颗粒的特性。当DRX谷物的平均大小(d)在每个图像绘制相应的对数价值Z水平轴,图9是获得。图所示,d可以制定为一个线性函数Z (Eq (7))。 D = 49.56 - -1.012 ln Z(8)
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图9。晶粒尺寸和Zener-Hollomon参数之间的关系。 |
结论AZ61合金受到热压缩温度从523 K到673 K,应变率为0.001 ~ 11。DRX行为的合金热压缩过程中研究了流量曲线分析和显微组织观察基于流软化机制。主要结论如下。 •临界应变(εc)和峰值应变(εp)有一个线性关系,即。 
在此基础上可以从容易获得可衡量的εpεc。 •基于研究的流动应力曲线,峰值应变(εp),临界应变(εc)和最大相对应的应变软化率制定lnZ功能,即情商。(2),Eq。(3)分别和Eq。(5)。 •体积分数的DRX (Xd)可以被描述为一个阿夫拉米方程方面的工艺参数包括应变率(
)、过程温度(T)和压力(ε)所定义的Eq。(7)。 •DRX谷物的平均大小(d)是制定Zener-Hollomon参数的函数,如情商。(8)。 确认作者要感谢金融支持科学技术部(高技术计划没有2001 aa310301)和上海重点工程的基础研究(03 jc14045) p . r .中国。亚博老虎机网登录 引用 1。o . d . Sherby t . g . Nieh和j·沃兹沃思,“一些想法在超塑性研究未来的发展方向和应用程序”,材料科学论坛,243 ~ 245年(1997年)11。亚博网站下载亚博老虎机网登录 2。t .向井亚纪,h .渡边和k .东”的应用在商业镁合金超塑性结构部件的制造”,材料科学和技术,16 (11 ~ 12)(2000)1314。亚博老虎机网登录 3所示。m . Loreth j·莫顿,k·雅各布森,f . Katrak和j·阿加瓦尔,”镁在汽车零部件的未来:争夺轻量级市场在北美”:这种情况,j.p. Gilardeau (Eds),最近在轻金属冶金技术进步,满足。Soc。CIM,蒙特利尔,1995,pp11-24。 4所示。ASM专业手册。镁和镁合金。亚博网站下载材料公园,俄亥俄州:ASM国际(2000)2。 5。b . Closset挤压镁合金的力学性能,镁和镁合金。亚博网站下载材料公园,俄亥俄州:ASM国际(2000)275。 6。c . Roucoules悦和j·j·乔纳斯,”效应的合金元素metadynamic HSLA钢再结晶”,金属。板牙。反式。,A26 (1995) 181. 7所示。c . Roucoules p·d·霍奇森悦和j·j·乔纳斯,“软化和微观结构改变后的动态再结晶奥氏体”,金属。板牙。反式。,A25 (1994) 389. 8。m . Mabuchi k . Ameyama h . Iwasaki k .东,“低温AZ91镁合金的超塑性与非平衡晶界,Acta板牙。2047年,47岁[7](1999)。 9。S . i离子f·j·汉弗莱斯和S h .白色,“动态再结晶和微观结构的发展镁在高温变形”,金属学报。909年,30 (1982)。 10。J.C.谭和M.J. Tan说“动态连续再结晶特征在两阶段变形Mg-3Al-1Zn合金表”,板牙。科学。和Eng。,A339 (2003) 124. 11。a . Galiyev r . Kaibyshev和g . Gottstein”相关的塑性变形和动态再结晶在镁合金ZK60”,《金属。49 (2001)1199。 12。t .酒井法子和J·J,约翰,”动态再结晶:机械和显微结构的考虑”,金属学报。189年,32 (1984)。 13。f·j·汉弗莱,“恢复和再结晶网络模型”,可控硅。金属。板牙。,27[11](1992) 1557. 14。n·d·雷恩和h·j·麦昆,“动态软化机制304奥氏体不锈钢”,可以。金属。Q。,29 (1990) 147. 15。Mwembela, E, Konopleva和h·J。麦昆,“微观结构的发展在镁合金AZ31热加工”,Scripta板牙。37 (1997)1789。 16。n d·瑞恩·h·j·麦昆和大肠伊万格丽斯塔,“动态恢复和热变形的应变硬化类型317不锈钢”,在冶金和材料科学(由n .汉森et al。编辑),pp527 - 534国家实验室,鲁开德那样,丹麦,(1986)。亚博网站下载亚博老虎机网登录 17所示。高韧性周X。问,曾庆红,C.J.马和j•丁,“AZ61合金的流动应力模型”,Acta Metallurgica,学报,17 (2004)155。 18岁。b . c . Ko和y . c . Yoo“热变形行为的AA2124碳化硅复合材料增强颗粒和胡须”,板牙。yabo214科学。抛光工艺。,58 (1998) 479. 19所示。m·j·卢顿和c·m·塞拉斯“动态再结晶在镍和镍合金高温变形”,《金属。1033年,17 (1969)。 20.w·m·莫和x b .赵“动态再结晶”:再结晶,晶粒生长(中文)”,冶金工业出版社,北京,1994年,页345。 21。r . O Kaibyshev和b . k . Solokov“晶体结构对滑移的影响和镁合金动态再结晶”,理论物理。满足。金属。,741(1992)72. 22。r . o . Kaibyshev和o . s . Sitditkov结构性变化在塑性变形的纯镁”,理论物理。满足。金属。,736(1992) 635. 详细联系方式
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