AM80-xSr-yCa镁合金高温压缩变形行为

采用Gleeble-1500热模拟实验机对一种新型AM80-xSr-yCa镁合金进行高温压缩变形实验，研究其在温度300℃～450℃、应变速率0．01s^-1～10s^-1叫条件下的流变行为。高应变速率下，试样的变形热带来的温升不可忽略，对真应力-真应变的测量值进行相应修正后，求得了本构方程中的系列常量。结果表明，应变速率和变形温度的变化，强烈影响着合金流变应力的大小，流变应力值随变形温度的降低和应变速率的提高而增大；金相组织观察表明，动态再结晶是该实验条件下晶粒细化和材料软化的主要机制，再结晶的程度主要受变形参数影响。变形温度越高，变形量越大，动态再结晶进行的越充分；应变速率越大，再结晶平均晶粒尺寸就越小。

挤压AM80-(0.2Sr)镁合金准静态载荷拉-压变形力学响应行为及其不对称性研究

通过室温条件下的准静态拉伸和压缩试验,研究了挤压AM80-(0.2Sr)镁合金拉伸和压缩变形的力学响应行为及不对称性,并探讨了Sr元素对力学响应行为的影响。结果表明:挤压AM80和AM80-0.2Sr镁合金均具有显著的拉-压变形不对称性。挤压AM80和AM80-0.2Sr的拉伸与压缩的屈服强度比b分别为2.06和2.28,拉伸与压缩的极限强度比c分别为0.78和0.81,且拉伸应变硬化率大幅低于压缩变形。此外,在拉伸变形过程中,两镁合金试样均出现了明显的动态应变时效,其锯齿波动由C型逐渐演变为B型。相较于压缩变形,两种镁合金试样在拉伸变形过程中的动态应变时效更明显。适量添加Sr元素有利于提升拉伸的屈服强度和极限强度,但会降低断裂应变以及压缩的屈服强度和极限强度,并抑制拉伸变形过程中的动态应变时效。两种镁合金的断裂失效机制均为微裂纹的形核和穿晶扩展,微裂纹优先在变形较为严重且出现孪晶交叉的晶界处形核,然后沿与拉伸载荷夹角约为45°的方向扩展,直至贯穿多个晶粒。

AQ80M镁合金挤压板材微观组织与力学性能不均匀性的研究

通过OM、SEM、XRD、EBSD和拉伸试验,研究AQ80M镁合金挤压板材微观组织及力学性能不均匀性。研究结果表明:AQ80M镁合金挤压板材主要由α-Mg基体和β-Mg17Al12相组成,边部β相分布弥散,再结晶程度比心部的高,心部存在粗大的未再结晶晶粒。经410℃/2 h固溶处理后β相溶入基体,屈服强度下降,断后伸长率上升。从心部到边部多数晶粒的c轴(<0001>轴)从平行于ND方向转变为平行于TD方向,在不同区域沿ND方向拉伸时的变形机制发生变化。沿ED方向拉伸柱面滑移施密特因子(SF)大于0.4的晶粒占比和平均SF比TD和ND方向的高,这是导致AQ80M镁合金挤压板材各向异性的主要原因。边部沿ED方向拉伸基面滑移SF大于0.4的晶粒占比和平均SF比心部的低,柱面滑移SF大于0.4的晶粒占比和平均SF比心部的高,导致边部屈服强度更高。

稀土Ce和Y对AZ80镁合金组织和力学性能的影响

通过元素分析、性能测试、XRD、SEM和TEM等手段分析了稀土Ce和Y对AZ80镁合金熔炼、组织和力学性能的影响规律。结果表明:在AZ80合金熔炼过程中,添加稀土Y元素能够起到有效除Fe的作用;AZ80合金中分别添加1%(质量分数)的Ce和Y,可以显著细化合金的晶界第二相,并在晶界上分别生成针状的Al11Ce3相和块状的Al2Y相;挤压变形后,Al-RE相在晶界上能够通过阻止位错运动而有效抑制再结晶晶粒长大;挤压+T5处理后,含1%Y的合金具有最好的力学性能,抗拉强度和屈服强度分别达到390和250 MPa,而含1%Ce的合金无论是在挤压态还是T5处理后,其力学性能最低。

热处理对AZ80镁合金结构及性能的影响

利用环境扫描电镜(ESEM)和透射电镜(TEM)研究了时效温度对AZ80镁合金析出相的影响,测定了析出相/ 基体的位向关系,分析了不同析出相的析出机理及其对合金性能的影响.实验中观察到β-Mg17Al12析出相的一种新的析出方式一颗粒状β相沿晶界及孪晶处形核、生长. AZ80镁合金高温(310℃)时效时,析出相为连续析出,呈菱形片状或颗粒状. 其中前者在晶内均匀形核生长,与基体的基面平行,对合金性能有一定强化作用;而后者分布于晶界,它的出现大大降低了合金性能.时效温度降低(<250℃),将出现不连续析出相,呈片层状,其片层与基体基面平行或垂直,在晶界形核并向晶内生长,随着不连续析出相的生长,将推动晶界向前移动,不连续析出相对合金的性能强化效果较大.

多向锻造工艺对AZ80镁合金显微组织和力学性能的影响

通过多向锻造工艺制备出了组织均匀、晶粒尺寸为1-2 μm的AZ80镁合金锻坯．经7个道次锻压,材料硬度、屈服强度和抗拉强度达到最大,分别为87．3 HB,258．78 MPa和345．04 MPa,是锻前试样硬度的1．43倍、强度的2倍;伸长率在6个道次达到最大,为7．85％,是锻前的2．45倍．多向锻造工艺下,材料内部易形成交错变形带,有利于组织细化．形变诱导晶粒细化是主要的晶粒细化机制．晶粒细化过程存在一临界应变量εc(2≤εc≤2．4),当实际应变量εx超过临界应变量εc 时,材料基本为动态再结晶细晶组织,进一步细化变得困难．铸态试样室温拉伸断口为准解理断裂加少量剪切断裂,锻后试样断口出现大量细小韧窝．随应变量的增加,韧窝数目增多,分布趋向均匀,材料延性增大,

固溶和时效对AZ80镁合金断裂行为的影响

研究了固溶和时效对AZ80镁合金断裂行为的影响。采用场发射扫描电镜(FESEM)和光学显微镜(OM),对不同热处理态合金的拉伸断口及断口纵剖面的组织形貌进行了观察分析。研究发现:AZ80镁合金铸态的拉伸断口表现为较明显的沿晶脆性断裂特性,断裂主要发生在有大量β-Mg17Al12相的晶界处。经固溶处理后,平均抗拉强度和伸长率与铸态相比均有显著提高,而平均屈服强度有所下降,断口形貌为具有一定塑性变形的解理特征,且变形程度随离拉伸断口距离的增加而减小。时效处理后,AZ80镁合金的平均抗拉强度、屈服强度与固溶态相比均有显著提高,而伸长率明显降低,断口形貌呈现以解理为主的脆性断裂特征,断裂发生在结合较薄弱的晶界及β-Mg17Al12析出相的片层间。

固溶及时效处理对AZ80镁合金显微组织的影响

采用场发射扫描电镜(FESEM)、能谱(EDS)及X射线衍射(XRD)对AZ80镁合金铸态及经固溶、时效处理后的显微组织、主要元素分布进行了观察和分析。结果表明,固溶处理后,AZ80镁合金晶界及枝晶间的粗大网状β-Mg17Al12相几乎全部消除,只剩少量、不连续状的β-Mg17Al12相残留在晶界,α-Mg基体中出现少量细小颗粒状β-Mg17Al12相,α-Mg基体中的Al含量显著增加;时效处理后,AZ80合金组织中出现不连续析出与连续析出的β-Mg17Al12相,不连续析出β相呈细小片层状弥散分布于晶界,连续析出β相呈细小颗粒状及菱形片状弥散分布于晶内,组织中Mg、Al元素的分布较均匀。

AZ80镁合金的高温热压缩变形行为

在应变速率为0.01-50 s^-1、温度为300-450℃的条件下,在Gleeble-3500热模拟机上对AZ80镁合金的高温热压缩变形特性进行研究。实验得出变形过程中的真应力应变曲线,并利用本构方程对流变应力值进行修正,进而利用修正后的应力值得出本实验本构方程中的系列常量;实验还分析温度、应变速率及应变量对微观组织的影响。结果表明：变形过程中的应力值随温度的升高而降低,随应变速率的升高而升高,且修正后的应力值高于未修正值;变形过程中发生动态再结晶且晶粒平均尺寸随变形参数的不同而改变,其自然对数随Zener-Hollomon（Z）参数的自然对数的升高呈线性降低。

稀土Y对AZ80镁合金组织及耐蚀性能的影响

通过静态失重法、电化学测试法、扫描电子显微镜、X射线衍射等测试手段对添加不同含量稀土元素Y的AZ80镁合金的微观组织和腐蚀性能进行了研究。结果表明:稀土Y的加入使实验合金中β-Mg17Al12相的数量明显减少,并且由连续网状分布变为断续状、均匀分布。同时,Y与合金中Al结合形成块状或颗粒状的稀土相Al2Y。本实验条件下,添加0.5%Y合金的耐腐蚀性能最佳,腐蚀速率为0.2585 mg.cm-2.d-1,仅为原始合金腐蚀速率的48.07%,此外加入适量Y可提高合金的平衡电位和腐蚀电位,降低腐蚀电流密度,提高了合金的耐蚀性能。

均匀化退火工艺对铸态AZ80镁合金组织与性能的影响

研究了均匀化退火工艺对AZ80镁合金组织和性能的影响,用扫描电镜对铸态和均匀化退火后试样室温拉伸断口进行了分析。结果表明,均匀化退火能有效消除枝晶偏析、改善材料的组织和力学性能。确定390℃×16 h均匀化退火为合金的最佳处理工艺。冷速的快慢造成析出沉淀相形貌和数量差异,引起合金力学性能不同。冷速越大,硬度和强度越高,而伸长率越小。铸态试样室温拉伸断口为准解理断裂加少量剪切断裂,经均匀化处理后断裂方式由沿晶断裂转变为穿晶断裂。

稀土元素Nd对AZ80镁合金组织及耐蚀性能的影响

通过静态失重法、扫描电子显微镜及能谱分析、X射线衍射、电化学测试法等测试手段对添加不同含量（0～0．8％）稀土元素Nd的AZ80镁合金的铸态组织和耐蚀性能进行研究。结果表明：适量稀土Nd的加入细化了合金中的β-Mg17Al12相，并且其组织由连续网状分布变为断续状、均匀分布。稀土Nd与合金中Al结合形成颗粒状或块状的稀土相Al，Nd。本实验条件下，添加0．2％Nd提高了合金的腐蚀电位，降低了腐蚀电流密度，显著降低合金的腐蚀速率，使合金的耐腐蚀性能得到显著提高。

变形镁合金AZ80的腐蚀疲劳机理

根据挤压镁合金AZ80人工时效热处理(T5-177℃,16 h)前后分别在空气和NaCl介质中的疲劳寿命,研究了变形镁合金的腐蚀疲劳机理以及β相在腐蚀疲劳中的作用.结果表明:时效可导致AZ80组织β相体积分数增加、拉伸强度和硬度提高,可明显地提高在低应力水平下的腐蚀疲劳寿命.在空气中,疲劳裂纹萌生于表层和亚表面中的夹杂物;而在腐蚀介质中,腐蚀疲劳微裂纹萌生于试样表面的腐蚀坑,点蚀坑萌生于与β相相邻的α相.疲劳断口可见河流花样、二次裂纹、韧窝,具有解理特征.阳极溶解是挤压镁合金AZ80的腐蚀疲劳机制.

AZ80镁合金热变形行为研究

采用圆柱体等温热压缩试验对AZ80镁合金的热变形行为进行研究。结果表明,当变形温度为200～350℃、应变速率为2×10-3～1s-1时,随着应变速率的增加和变形温度的降低,合金的流变应力增加;通过线性回归获得了AZ80镁合金高温条件下的流变应力本构方程,发现应变速率敏感指数m随着温度的升高呈上升趋势;同时采用力学方法直接从流变曲线确定了AZ80镁合金发生动态再结晶的临界应变量,并回归出临界应变量与Z参数的关系式。

微量稀土Sm对AZ80镁合金腐蚀性能的影响

通过静态失重法、电化学法、扫描电镜和XRD等手段研究微量Sm对AZ80镁合金的腐蚀性能和微观组织的影响。结果表明:Sm的加入使试验合金的自腐蚀电位升高,自腐蚀电流密度减小,合金的耐蚀性得到提高。当Sm含量为0.6%时合金的腐蚀速率下降为3.3 g.m-2.d-1仅为原始合金的25%。同时Sm在合金中形成Al3Sm相,改变了AZ80镁合金中β相(Mg17Al12)的数量和分布,使镁合金的腐蚀行为由较严重的局部腐蚀向均匀腐蚀转变。

高速冲击载荷下AM80镁合金的力学本构及仿真模拟

采用霍普金森压杆技术对固溶态AM80镁合金进行大应变率范围下的高速冲击实验,应变速率分别为700、1100、2150、2750和3650 s^(-1)。结果表明:实验用AM80镁合金的流变应力随应变速率的增加而增加,表现出明显的正应变率敏感性;当载荷由准静态转为动态时,合金的流变应力显著增加。基于不同应变率下的应力—应变曲线确定实验用镁合金的Johnson-Cook(J-C)本构方程。采用ABAQUS有限元软件对合金的SHPB实验进行了数值模拟,根据模拟得到的入射波、反射波和透射波形计算得到各应变速率下的应力—应变曲线,并与实验及J-C本构拟合的应力—应变响应进行对比。结果表明:即使在本构拟合所选应变速率范围外,仿真分析结果也与实验及本构拟合结果基本吻合;但在较高应变时,由于本构未考虑温升效应,使得拟合结果与实验结果的差异较低应变时明显要大。

铸态AZ80镁合金高温热变形行为研究

在Gleeble-1500热模拟机上对铸态AZ80镁合金在应变速率为0．005s^-1～5s^-1、变形温度为200℃～400℃条件下的高温热压缩变形行为进行了研究。结果表明，材料真应力-真应变曲线呈现动态再结晶特征。在温度T≥250℃，试样流变应力行为对应变速率敏感；在低温下T=200℃，应变速率对流变应力影响不大。高温下试样流变应力符合幂指数函数关系，应力指数n为6，热变形激活能Q为220kJ／mol。在高应变速率条件下，试样在变形中的温升是应变量的函数。实验中，Zener—Hollomon参数值大的试样温升明显，而Zener-Hollomon值小的试样变形温度基本保持不变。

热处理工艺对AZ80镁合金组织和硬度的影响

挤压态AZ80镁合金分别在380、410、440℃固溶处理2h,固溶后的部分镁合金分别进行单级时效及双级时效处理。研究了固溶温度、单级时效及双级时效处理对AZ80镁合金组织和硬度的影响。结果表明:随固溶温度的升高,β-Mg_(17)Al_(12)共晶组织逐渐分解溶入α-Mg基体中,合金硬度也随之升高,440℃时晶粒变粗大;单级时效处理后,β-Mg_(17)Al_(12)相以连续和非连续的形式从α-Mg基体中析出,导致硬度大幅提高;双级时效处理后,β-Mg_(17)Al_(12)相的析出数目更多,尤其是晶内β-Mg_(17)Al_(12)相的连续析出,最高硬度能达到88.32 HV。

AZ80镁合金高温塑性研究

对变形镁合金AZ80高温流动行为进行了研究,确定了AZ80高温变形时的最佳工艺参数,建立了AZ80的流动应力模型,找出了影响变形参数的因素。结果表明,AZ80有应力峰和变形软化特征,在ε≥0.3时,流动应力趋于稳定状态。在热加工图中应变速率为10s-1、变形温度为370℃附近区域对应的工艺参数最佳。在中温(300～370℃)时,组织以动态再结晶的等轴晶为主,晶粒均匀细小,表现出良好的综合性能。

Ca,Sr对AM80镁合金显微组织和高温蠕变性能的影响

采用扫描电镜（SEM）、X射线衍射仪（XRD）和高温蠕变试验机等实验手段研究了碱土元素Ca，Sr对AM80镁合金显微组织和力学性能的影响．结果表明：在AM80合金中复合添加0．2％Sr和0．5％～2．5％Ca，Ca、Sr元素可逐步细化合金的铸态组织，Ca原子与Al原子优先结合在晶界处生成了高熔点相Al2Ca，抑制了低熔点相β-Mg17Al12的形成．AM80合金在高温蠕变过程中，β-Mg17Al12相在晶界处存在连续析出和非连续析出2种形式．β-Mg17Al12相非连续析出并且垂直于晶界，造成合金蠕变性能较差．当在合金中复合添加Ca，Sr后，高熔点相Al2Ca是主要的晶界强化相，替代低熔点的β-Mg17Al12相，从而减少β-Mg17Al12相的非连续析出，抑制了晶界滑动，改善了合金的高温蠕变性能．当Ca质量分数增加到2．5％时，合金的高温蠕变性能最优．