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文檔簡介
1、鎂合金是可實現(xiàn)規(guī)?;a(chǎn)和應(yīng)用的最輕(密度最小)的金屬結(jié)構(gòu)材料。鎂合金的比強度和比剛度高,切削加工性能和阻尼減震性能良好的,因此是許多產(chǎn)品實現(xiàn)輕量化的理想材料。近年來,在低碳經(jīng)濟的驅(qū)動下,汽車產(chǎn)品的節(jié)能減排成為社會關(guān)注的焦點,鎂合金也因此成為現(xiàn)代汽車產(chǎn)品的重要材料之一。材料學(xué)界圍繞汽車用鎂合金材料開展了大量的研發(fā)工作,其中目標(biāo)用于傳動系統(tǒng)的耐熱鎂合金是重點研究領(lǐng)域。然而目前大量的工作都是從實用的角度出發(fā),改進現(xiàn)有的合金或者開發(fā)新的合金,
2、在鎂合金蠕變機制的理論上缺乏深入的探討,所以迄今為止沒有實現(xiàn)重大的突破。本文選擇Mg-2Nd和AJC421分別作為不含Al和含Al兩類鎂合金的典型合金,從宏觀和微觀兩方面著手,系統(tǒng)研究了純鎂和這兩種合金在各種試驗條件下的蠕變過程,總結(jié)了鎂合金在高溫蠕變過程中蠕變速率與溫度、應(yīng)力以及材料本身性質(zhì)的關(guān)系,并對蠕變過程的顯微組織變化規(guī)律進行了觀察分析。在獲得完整的試驗結(jié)果基礎(chǔ)上,對純鎂和兩類典型耐熱鎂合金的蠕變機理進行了探討。
3、純鎂的蠕變抗力很低,隨著溫度或應(yīng)勸的提高,穩(wěn)態(tài)蠕變速率和蠕變應(yīng)變量顯著增加,抗蠕變性能降低。純鎂的蠕變斷裂為沿品斷裂。在低溫高應(yīng)力的試驗條件下,發(fā)生斷裂的試樣中的蠕變裂紋為楔形裂紋,位于三叉晶界處,并沿品界擴展;而在高溫低應(yīng)力的試驗條件下發(fā)生斷裂的試樣中的蠕變裂紋為分散在晶界上的O型裂紋。晶粒尺寸對鎂和鎂合金穩(wěn)態(tài)蠕變速率有很大的影響。在相同的蠕變實驗條件下,隨著晶粒尺寸的增大,穩(wěn)態(tài)蠕變速率減小,抗蠕變性能提高。然而當(dāng)晶粒尺寸超過一定程度
4、時,穩(wěn)態(tài)蠕變速率不再隨品粒尺寸增大而發(fā)生顯著變化;
在純鎂中加入2wt.%Nd的N2合金呈現(xiàn)良好的抗蠕變性能。與純鎂相比,N2合金抗蠕變性能的改善是Nd的同溶強化、界面強化和沉淀硬化等強化機制的共同作用的結(jié)果。鑄態(tài)合金N2合金經(jīng)T6處理(固溶+時效)后,穩(wěn)態(tài)蠕變速率略有增加。鑄態(tài)N2合金擠壓后,由于沿枝晶界分布的第二相組織受到破壞,穩(wěn)態(tài)蠕變速率上升更明顯。N2鑄態(tài)合金在蠕變過程中動態(tài)析出大量細小彌散的第二相。蠕變初期的析出
5、相是呈長帶狀的β’-Mg3Nd相和β-Mg12Nd(平衡相)。隨著蠕變的進行,顯微組織中的析出相主要是盤狀的β-Mg12Nd相。析出相在蠕變過程中逐漸長大,因而對位錯運動的限制作用也逐漸減弱,這是N2合金蠕變后期蠕變速率上升的一個主要原因。蠕變孔洞在第二相顆粒周圍產(chǎn)生,隨后裂紋萌生并沿第二相與基體的界面擴展,并最終導(dǎo)致蠕變斷裂的發(fā)生。
鑄態(tài)AJC421合金的顯微組織由α-Mg和沿枝晶界呈連續(xù)網(wǎng)狀分布的中間相組成,具有非常好
6、的抗蠕變性能。然而合金經(jīng)過400℃,50h的退火處理后,顯微組織中中間相發(fā)生球化,合金的抗蠕變性能大幅度下降。175℃/70MPa下的穩(wěn)態(tài)蠕變速率比鑄態(tài)試樣高三個數(shù)量級。鑄態(tài)試樣熱擠壓加工過程中,中間相的連續(xù)網(wǎng)狀組織被破壞,致使擠壓后合金的抗蠕變性能比退火態(tài)試樣更低。
對蠕變過程進行的TEM觀察分析發(fā)現(xiàn),鑄態(tài)純鎂、N2和AJC421合金在蠕變第一階段都表現(xiàn)為大量具有伯氏矢量b=(1/3)<1120>的位錯被激活并沿基
7、面滑移,鎂合金中基面滑移是位錯在較低溫度下的主要運動方式。純鎂和鎂合金在蠕變過程中都有孿晶產(chǎn)生。
本文在大量試驗結(jié)果基礎(chǔ)上,通過計算獲得了純鎂、N2和AJC421合金在不同溫度和應(yīng)力條件下的應(yīng)力指數(shù)和蠕變激活能。根據(jù)經(jīng)典物理冶金蠕變理論的應(yīng)力指數(shù)和激活能判據(jù),本文推斷了純鎂、N2和AJC421合金的蠕變控制機制。然而,從兩種判據(jù)所得到的結(jié)論并不一致。這顯示了現(xiàn)有的蠕變理論和模型并不能很好地解釋鎂合金的蠕變行為。
8、 由于純鎂、N2和AJC421鑄態(tài)合金的基體相都是α-Mg,因此蠕變機制本質(zhì)上是相同的。然而由于不同合金的顯微組織的不同,產(chǎn)生硬化和軟化的主要因素也不相同,因此在蠕變行為上表現(xiàn)出一定的差異。本文的實驗研究結(jié)果表明,沿枝晶界分布的第二相對于鎂合金合金的蠕變行為有重要的影響,但已有的蠕變模型大都是假設(shè)蠕變變形發(fā)生在晶內(nèi),對來自第二相的對蠕變的影響因素缺乏充分考慮。此外,界面(包括晶界和相界)在鎂合金的蠕變過程中起重要的作用,這主要體現(xiàn)在蠕
9、變過程中界面位錯發(fā)生的交互作用,原子和空位沿界面的擴散,以及在外加應(yīng)力下界面自身的運動。
本文認為,合金的穩(wěn)態(tài)蠕變是“硬化”和“軟化”過程協(xié)調(diào)和平衡的結(jié)果。硬化來自為位錯的增殖,交割,積塞和纏結(jié),而軟化則是由于位錯的攀移和位錯與界面的交互作用。當(dāng)“軟化”與“硬化”過程達到動態(tài)平衡時,蠕變行為在宏觀上表現(xiàn)為穩(wěn)態(tài)蠕變。鑄態(tài)純鎂試樣在75-200℃、10-50MPa下的蠕變過程的硬化主要是位錯間的交互作用和位錯在晶界的塞積,軟化
10、則是位錯的攀移,和蠕變過程中晶界和位錯的交互作用。由于純鎂中的強化機制很弱,所以純鎂呈現(xiàn)很低的抗蠕變性能。N2鑄態(tài)合金在150-250℃、30-110MPa下的穩(wěn)態(tài)蠕變的硬化是沉淀強化、固溶強化和晶界強化的共同作用,而軟化則主要是受位錯攀移的控制。AJC421合金在150-250℃、30-90MPa下的穩(wěn)態(tài)蠕變的硬化主要來自網(wǎng)狀分布的第二相對位錯運動和界面滑動的阻礙作用,而軟化則土要是相界和位錯的交互作用所致。在較高的溫度(>200-2
11、25℃)條件下,純鎂和鎂合金的蠕變主要受交滑移控制。
現(xiàn)有的蠕變的模型大都是基于蠕變過程中的位錯運動,認為蠕變受某單一機制(如位錯攀移、交滑移)控制,缺乏考慮多種機制的協(xié)同作用。本文的結(jié)果顯示,蠕變過程是一個受溫度、應(yīng)力、組織結(jié)構(gòu)等諸多因素影響的復(fù)雜的過程,蠕變過程受位錯運動(滑移、攀移、交滑移等)、界面運動(滑移、遷移、擴散等)和孿生等多重機制共同作用,總的蠕變應(yīng)變可以表達為晶粒(亞晶、枝晶)內(nèi)的變形量(εg)和界面(晶
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