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1、本文采用半連續(xù)鑄造方法制備了 Mg-4.50wt.%Zn-1.1.3wt.%Ca合金并運(yùn)用Pandat8對(duì)合金的凝固過(guò)程進(jìn)行了模擬計(jì)算。采用不同的擠壓工藝對(duì)鑄態(tài)合金進(jìn)行擠壓,研究了不同初始狀態(tài)、擠壓溫度、擠壓比以及擠壓后熱處理工藝對(duì)合金組織和性能的影響,采用XRD分析了擠壓態(tài)合金的織構(gòu)變化。通過(guò)不同取向拉伸試驗(yàn),研究了擠壓態(tài)合金的各向異性,并系統(tǒng)分析了其變形機(jī)理。
鑄態(tài)合金凝固模擬發(fā)現(xiàn)合金鑄態(tài)時(shí)的主要第二相為Ca2Mg6Zn3
2、相,并且其主要在388℃以L→Ca2Mg6Zn3+α-Mg共晶形式析出。鑄態(tài)合金研究分析表明實(shí)驗(yàn)結(jié)果與計(jì)算吻合較好,說(shuō)明Pandat8是鎂合金研究中的一個(gè)強(qiáng)有力的工具。鑄態(tài)合金由于晶粒尺寸較大(80μm)以及第二相沿晶界分布致使合金的力學(xué)性能很差,抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為110MPa和1.6%。
不同初始狀態(tài)合金采用相同擠壓工藝進(jìn)行熱擠壓,發(fā)現(xiàn)均勻化處理使合金的成型性能降低,但是促進(jìn)了合金的再結(jié)晶,因此合金均勻化后擠壓其延伸率較
3、高,強(qiáng)度較低。鑄態(tài)合金300℃和350℃擠壓發(fā)現(xiàn),再結(jié)晶比率隨著擠壓溫度的升高而增大,并因此使擠壓后合金的基面織構(gòu)減弱,從而使350℃擠壓時(shí)強(qiáng)度較低而塑性較高。合金進(jìn)行擠壓比為8和16擠壓時(shí),發(fā)現(xiàn)擠壓態(tài)合金的基面織構(gòu)強(qiáng)度差別不是很大,但是擠壓比為16合金強(qiáng)度比擠壓比為8合金強(qiáng)度大的多,說(shuō)明基面織構(gòu)不是最為主要的強(qiáng)化機(jī)制,產(chǎn)生這種現(xiàn)象的原因可能是晶粒細(xì)化和第二相強(qiáng)化。擠壓態(tài)合金300℃退火處理發(fā)現(xiàn)隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng),合金發(fā)生了再結(jié)晶,并且
4、由于二次再結(jié)晶而出現(xiàn)十分粗大的晶粒,退火過(guò)程中再結(jié)晶使合金中晶體缺陷以及基面織構(gòu)都得到了弱化,從而使退火態(tài)合金的強(qiáng)度和硬度降低。
通過(guò)不同取向拉伸試驗(yàn)研究了擠壓態(tài)合金的各向異性,擠壓態(tài)合金不同取向拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線表現(xiàn)出很大差異,這種差異性產(chǎn)生的主要原因是不同方向拉伸試驗(yàn)時(shí),合金不同變形機(jī)制引起的,當(dāng)拉伸方向與擠壓方向?yàn)?o和22.5o時(shí),合金屈服是由于柱面滑移引起的,當(dāng)為45o時(shí),合金屈服是由基面滑移引起的,當(dāng)為67.5o和9
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