擠壓和退火工藝對az31鎂合金組織及性能影響的研究論文[帶圖紙]

1、<p>　　哈爾濱工業(yè)大學(xué)華德應(yīng)用技術(shù)學(xué)院</p><p><b>　　畢業(yè)設(shè)計（論文）</b></p><p>　　題 目 擠壓和退火工藝對AZ31鎂合金組織，及性能影響的研究</p><p>　　專 業(yè) 材料成型及控制工程 </p><p>　　學(xué)　　 號 106936

2、0118 </p><p>　　學(xué) 生 劉樹成 　　</p><p>　　指 導(dǎo) 教 師 晁紅潁 　　</p><p>　　答 辯 日 期 2009年12月28日 </p><p><b>　　哈工大華德學(xué)院</b>&l

3、t;/p><p><b>　　目錄</b></p><p>　　摘要錯誤!未定義書簽。</p><p>　　Abstract4</p><p><b>　　第1章緒論5</b></p><p><b>　　1.1引言5</b></p>

4、<p>　　1.2 國內(nèi)外研究現(xiàn)狀及分析5</p><p>　　1.2.1 變形鎂合金的晶粒細(xì)化5</p><p>　　1.2.2細(xì)晶鎂合金的塑性變形機制研究6</p><p>　　1.3 鎂合金的室溫冷塑性變形研究進(jìn)展7</p><p>　　1.3.1鎂合金的塑性成形8</p><p>　　1

5、.3.2 鎂合金的室溫擠壓工藝8</p><p>　　1.4 鎂合金的再結(jié)晶退火研究8</p><p>　　1.4.1 退火時間對變形鎂合金組織的影響8</p><p>　　1.4.2 退火時間對變形鎂合金力學(xué)性能的影響8</p><p>　　1.5 課題研究的目的及意義9</p><p>　　第2章 實驗

6、材料及實驗方法10</p><p>　　2.1 實驗材料10</p><p>　　2.2 實驗及檢測設(shè)備10</p><p>　　2.2.1 擠壓實驗設(shè)備10</p><p>　　2.2.2 金相組織分析方法11</p><p>　　2.2.3 拉伸試驗分析方法11</p><p>

7、　　第3章 擠壓和退火工藝對AZ31鎂合金組織的影響12</p><p><b>　　3.1 引言12</b></p><p>　　3.2 擠壓工藝對AZ31鎂合金顯微組織的影響12</p><p>　　3.3 退火工藝對擠壓AZ31鎂合金顯微組織的影響14</p><p>　　3.3.1 退火溫度對AZ31鎂合

8、金棒材組織的影響14</p><p>　　3.3.2 退火時間對AZ31鎂合金棒材組織的影響16</p><p>　　3.3.3 退火工藝對四種溫擠壓速度棒材組織影響19</p><p>　　3.4 退火工藝對AZ31擠壓鎂合金力學(xué)性能的影響21</p><p><b>　　第4章 結(jié)論26</b></p

9、><p><b>　　參考文獻(xiàn)27</b></p><p><b>　　致謝30</b></p><p><b>　　摘要</b></p><p>　　由于AZ31鎂合金是密排六方晶體結(jié)構(gòu)，滑移系少，室溫下塑性較差，目前人們主要通過細(xì)化晶粒來提高其強度和塑性。開發(fā)新的高性能鎂合

10、金系列是目前研究的主要趨勢，但對現(xiàn)有鎂合金系統(tǒng)進(jìn)行適當(dāng)?shù)墓に囂幚硪部赡艹蔀楦纳撇牧闲阅艿牧畠r而有效的方式。</p><p>　　由于低溫擠壓過程中容易導(dǎo)致裂紋的產(chǎn)生，加之鎂合金塑性較差，因此有關(guān)鎂合金在低溫情況下的研究很少，為此，本文分別在不同的擠壓速度下對AZ31鎂合金棒材進(jìn)行實驗研究，分析擠壓速度對AZ31鎂合金的晶粒細(xì)化方面的影響和原因。初步探索獲得細(xì)晶鎂合金的工藝途徑。</p><p&

11、gt;　　熱處理是結(jié)構(gòu)金屬材料獲得產(chǎn)品性能的主要方法。本文對不同速度下擠壓變形得到的棒材進(jìn)行退火處理。分別通過低、中溫退火工藝，采用光學(xué)顯微鏡（OM）研究了不同擠壓速度下的棒材退火前后的顯微組織，對不同擠壓速度下的棒材進(jìn)行室溫拉伸性能分析。逐步優(yōu)化工藝，最終得到了擇優(yōu)的退火工藝路線，實現(xiàn)了鎂合金的晶粒細(xì)化，改善了棒材的綜合性能。最高延伸率可達(dá)33%，最高的強度為430MPa.</p><p>　　關(guān)鍵詞: 鎂合金

12、，擠壓，再結(jié)晶退火，顯微組織，力學(xué)性能</p><p><b>　　Abstract</b></p><p>　　Because of the hexagonal closed packed (HCP) crystal structure and lack of enough slip systems, AZ31 magnesium alloy possesses p

13、oor formability at room temperature. Grain refinement is known to be an effective method to improve the poor mechanical properties in recent years. Now, the important fields about magnesium alloy are to explore some new

14、magnesium with high properties. But appropriate processing treatment with magnesium is probably to be an effective and low-cost method of improving thei</p><p>　　Due to low temperature and low speed extrusio

15、n process easily leading to the emergence of crack and poor properties of magnesium, thus research on magnesium at low temperature and low extrusion velocity is very few. In this paper, researches on magnesium extrusion

16、at different extrusion velocity were carried out. Effects of extrusion velocity on grain refinement of AZ31 magnesium alloy were analyzed in this paper.</p><p>　　Furthermore, heat-treatment was carried out o

17、n AZ31 alloy specimens extruded at various speed. By means of optical microscopy (OM), microstructures evolution of as-extruded and annealed AZ31 alloys were studied. Tensile properties of as-annealed AZ31 magnesium allo

18、ys at different extrusion velocity were analyzed at room temperature. The tensile strength of as-annealed AZ31 alloys can reach 430MPa and elongation to failure reach 33%.</p><p>　　Keywords：AZ31 magnesium al

19、loys, extrusion, annealing, microstructure, mechanical properties.</p><p><b>　　緒論</b></p><p><b>　　1.1引言</b></p><p>　　鎂是最輕的結(jié)構(gòu)金屬材料，密度為1.738g/cm3，為鋼的1/4，鋁的2/3，與

20、鋼和鋁合金相比，鎂合金具有更高的比剛度和比強度，良好的散熱性能、減震性能和電磁屏蔽性能，因而在航空航天，汽車以及3C產(chǎn)品領(lǐng)域有著廣闊的應(yīng)用前景，被認(rèn)為是21世紀(jì)最具開發(fā)和應(yīng)用前途的金屬材料。</p><p>　　AZ31鎂合金是目前應(yīng)用最廣泛的變形鎂合金，因此本文針對AZ31變形鎂合金進(jìn)行了室溫擠壓變形研究。冷擠壓變形是目前在鎂合金領(lǐng)域研究得較少的變形方式。此項研究對擴大鎂合金的實際應(yīng)用領(lǐng)域，具有深遠(yuǎn)的現(xiàn)實意義。

21、</p><p>　　1.2 國內(nèi)外研究現(xiàn)狀及分析</p><p>　　本課題主要圍繞AZ31變形鎂合金的室溫冷擠壓變形展開研究，旨在揭示冷塑性變形和中高溫退火中的顯微組織變化、塑性變形機理及其力學(xué)性能的變化等，因此下面主要從鎂合金在高溫?zé)嶙冃沃写嬖诘膬?yōu)缺點和冷塑性變形存在的困難等，以及低溫塑性變形機理，如滑移、孿生等和組織細(xì)化的研究現(xiàn)狀及其進(jìn)展等方面進(jìn)行分析總結(jié)，并闡明本課題研究的必要性

22、和迫切性。</p><p>　　1.2.1 變形鎂合金的晶粒細(xì)化</p><p>　　目前變形鎂合金的晶粒細(xì)化多是采用大塑性變形方法，ECAE/ECAR是研究得較早也比較成熟的工藝之一。根據(jù)ECAE模角φ、ψ和外側(cè)圓弧半徑R的不同，每道次的應(yīng)變量也從0.45到1.15不等，由于變形量稍大，因此用該方法成形的鎂合金都需要在200℃以上，但是隨著變形溫度的提高晶粒細(xì)化的效果逐漸減弱。</

23、p><p>　　圖1-1 10-ACB(ECAE)擠壓得到的顯微組織(d=0.37μm)及其力學(xué)性能</p><p>　　變形鎂合金晶粒細(xì)化工藝的一個共同特征是，通過多道次變形（擠壓，扭轉(zhuǎn)，疊軋等）獲得大塑性變形，從而使其發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。但是該過程由于生熱較多，同時鎂合金的成形又多在一定溫度下進(jìn)行，因而會很容易在晶粒形核的同時發(fā)生晶粒的長大，所以控制變形溫度以及及時導(dǎo)出變形熱是變形鎂合金晶粒

24、細(xì)化的關(guān)鍵。但是上述方法的一個最大不足就是，不能生產(chǎn)較大型的制件，其材料利用率很低尤其是ECAE方法材料利用率更低，或者要生產(chǎn)大制件必須用更大更復(fù)雜的加熱設(shè)備，這都對工業(yè)生產(chǎn)成本的降低不利，因而目前這些方法都還停留在實驗室階段。</p><p>　　1.2.2 細(xì)晶鎂合金的塑性變形機制研究</p><p>　　上述幾種工藝方法都獲得了晶粒細(xì)小的鎂合金組織，同時材料性能得到了大幅度提高。晶粒

25、細(xì)化在提高強度的同時，也可以改善鎂合金的塑性，主要體現(xiàn)在三個方面，一是可以使位錯滑移程縮短，變形更分散均勻；二是使晶粒轉(zhuǎn)動和晶界移動變得容易，晶粒轉(zhuǎn)動可使晶粒取向發(fā)生變化，使其更有利于變形；三是能激活鎂合金中棱柱面和錐面等潛在的滑移系，細(xì)晶鎂合金中非基面滑移系的激活是其塑性大幅度改善的最根本原因。鎂合金的塑性變形機制主要有：基面滑移、非基面滑移、變形孿晶和晶界滑移。有研究表明，當(dāng)晶粒尺寸細(xì)小時(d<2μm)，隨著變形量的增加，晶界

26、滑移變得容易，甚至成為主要的塑性變形機理。一般都是通過拉伸測試來研究細(xì)晶鎂合金的變形機制。圖1-2c表明，細(xì)晶鎂合金的屈服強度、顯微硬度以及R值與晶粒度的關(guān)系均符合Hall-Petch關(guān)系，雖然并非成線性關(guān)系，但也表明了晶粒細(xì)化對板材的強化效果。</p><p>　　圖1-2 細(xì)晶AZ31的性能，其中(a)真實應(yīng)力-應(yīng)變曲線，(b)真實加工硬化率-真實應(yīng)變關(guān)系曲線，</p><p>　　(

27、c)強度等-晶粒度關(guān)系曲線</p><p>　　在UFG細(xì)晶鎂合金中，孿晶變形對塑性變形仍其重要作用。同時在變形初始階段加工硬化率很低，此時孿晶數(shù)量尚少，這也表明孿晶的形成需要一定的應(yīng)力，孿晶對加工硬化貢獻(xiàn)很大。但是由于在顯微組織中沒有觀察到孿晶，而是出現(xiàn)了大量的位錯，這表明，位錯滑移甚至交滑移在UFG鎂合金的室溫塑性變形中起到的作用才是至關(guān)重要的。</p><p>　　圖1-3為幾種不同

28、晶粒度的AZ31鎂合金的拉伸和壓縮力學(xué)性能對比。</p><p>　　圖1-3 不同晶粒度AZ31的性能比較：(a)室溫壓縮真實應(yīng)力-應(yīng)變曲線，虛線為拉伸曲線，</p><p>　　應(yīng)變速率為0.01s-1 ; (b)室溫強度與晶粒度關(guān)系。</p><p>　　總之，細(xì)晶強化鎂合金力學(xué)性能的優(yōu)勢很明顯。但是影響鎂合金力學(xué)性能的因素很多，除平均晶粒度之外，晶粒分布均勻

29、度、組織形態(tài)、織構(gòu)類型以及測試條件（比如拉伸時的應(yīng)變速率、溫度）等均能影響其力學(xué)性能。因此要比較不同鎂合金的性能，一定要在條件相同的前提下。但是對應(yīng)常規(guī)變形工藝方法制得的鎂合金，晶粒越細(xì)小，其強度、延伸率、各向異性等越好。細(xì)晶鎂合金為其后續(xù)加工也帶來了便利。目前看來，細(xì)晶鎂合金強度還是要高于粗晶鎂合金的，而基面織構(gòu)強度（或密度）越低，其室溫拉伸呢延伸率相當(dāng)越高。</p><p>　　1.3 鎂合金的室溫冷塑性變形

30、研究進(jìn)展</p><p>　　鎂合金的低溫尤其是室溫成型性能差，但仍有很多學(xué)者對其進(jìn)行了深入的、鍥而不舍的研究。這些研究按照成形工藝劃分，主要有鑄態(tài)鎂合金的鍛造，鑄態(tài)和變形態(tài)鎂合金的軋制（常規(guī)軋制、連續(xù)鑄軋、累積疊軋、等徑角軋制ECAR等）、擠壓（常規(guī)擠壓、ECAE等）、沖壓，以及變形鎂合金的擠壓、拉拔等。按板材類型劃分主要有板材、棒材、管材以及線材的室溫成形等。目前關(guān)于鎂合金型材的室溫成形尚未見到相關(guān)報道。本節(jié)

31、主要按其成形工藝來概述鎂合金目前用到的室溫冷塑性變形方法及其研究進(jìn)展。</p><p>　　1.3.1 鎂合金的塑性成形</p><p>　　根據(jù)加工方式的不同，鎂合金材料主要分為鑄造鎂合金與變形鎂合金兩大類。前者主要通過鑄造、獲得鎂合金產(chǎn)品。傳統(tǒng)的鑄造工藝比較成熟，近年來，鑄造領(lǐng)域中一些新的生產(chǎn)工藝和技術(shù)，如壓力鑄造技術(shù)，都被用來開發(fā)新型鎂合金材料，并取得了很大的進(jìn)展，通過變形可以生產(chǎn)尺

32、寸多樣的板、棒、管、型材及鍛件產(chǎn)品，并且可以通過材料組織的控制和熱處理工藝的應(yīng)用，獲得比鑄造鎂合金材料更高的強度，更好的延展性，更多樣化的力學(xué)性能，從而滿足更多結(jié)構(gòu)件的需要。</p><p>　　1.3.2 鎂合金的室溫擠壓工藝</p><p>　　鎂合金的常規(guī)擠壓變形是指對放在擠壓筒內(nèi)坯料的一端施加壓力，使之通過模孔以實現(xiàn)塑性變形的一種壓力加工方法。金屬在擠壓變形中受到三向壓應(yīng)力作用，可

33、以充分發(fā)揮其塑性，提高變形能力，獲得較大的變形量。因此，對于鎂合金這種難變形金屬，尤其是室溫塑性極差的金屬，擠壓變形是最容易實現(xiàn)的塑性變形，鎂合金管材、棒材、型材、帶材等產(chǎn)品主要采用擠壓的方法加工。影響鎂合金擠壓變形的因素有很多，如擠壓溫度包括模具溫度和坯料溫度、擠壓速度已經(jīng)擠壓比等。</p><p>　　1.4 鎂合金的再結(jié)晶退火研究</p><p>　　鎂合金在熱變形過程中容易發(fā)生動態(tài)

34、再結(jié)晶，受各種因素的影響，動態(tài)再結(jié)晶有時候進(jìn)行的不充分會降低其力學(xué)性能，因此需要進(jìn)行后續(xù)的靜態(tài)再結(jié)晶退火處理。而冷變形后的鎂合金更容易形成高密度位錯、剪切變形帶、變形孿晶、強織構(gòu)等，因此為改善其組織，對其進(jìn)行靜態(tài)再結(jié)晶處理也是很有必要的。</p><p>　　1.4.1 退火時間對變形鎂合金組織的影響</p><p>　　冷變形金屬在隨后的再結(jié)晶退火過程中，織構(gòu)組分發(fā)生變化而形成再結(jié)晶織構(gòu)

35、。研究表明，再結(jié)晶過程中的定向形核及核心的選擇生長是導(dǎo)致形成結(jié)晶織構(gòu)的根本原因。選擇生長理論認(rèn)為，形變基體內(nèi)存在的所有晶核，在退火中幾乎同時開始生長，但是晶核之間的長大速率并不相同，其中某些取向的晶核容易發(fā)生晶界遷移而長得最快，其余晶粒由于長大較慢而被吞并，最終形成再結(jié)晶織構(gòu)。</p><p>　　1.4.2 退火時間對變形鎂合金力學(xué)性能的影響</p><p>　　在整個退火保溫過程中，A

36、Z31鎂合金硬度值漸漸降低，并且硬度值均較低。變形量大的試樣硬度值下降的多并且快，這說明350℃保溫的過程中，隨著保溫時間的增加，變形量大的試樣內(nèi)晶粒發(fā)生再結(jié)晶，由于位錯密度顯著降低，故硬度明顯下降;小變形量的試樣硬度值變化不大，僅僅發(fā)生了回復(fù)，沒有再結(jié)晶的發(fā)生。隨著退火溫度的升高，硬度值下降速度變快，回復(fù)再結(jié)晶的發(fā)生速度加快。隨著保溫時間的繼續(xù)增加，硬度值下降不大，此時AZ31鎂合金試樣內(nèi)的冷加工組織己完全消除，晶粒已發(fā)生大量再結(jié)晶。

37、</p><p>　　1.5 課題研究的目的、意義，及主要研究內(nèi)容</p><p>　　鎂合金是目前最輕的合金，而且不僅具有高比剛度、高沖擊韌性，還具有優(yōu)良的磁屏蔽、防震等性能，是21世紀(jì)最有前途的綠色金屬。</p><p>　　變形鎂合金能夠獲得比鑄造鎂合金更高的強度和延展性，從而滿足多種結(jié)構(gòu)件的需要。但是鎂具有密排六方（HCP）晶格結(jié)構(gòu)，室溫下可啟動的滑移系有限

38、，通常在室溫下表現(xiàn)出低的成形性能。鎂合金的冷成形僅限于普通彎曲半徑的小的變形。本文通過對AZ31鎂合金的擠壓工藝的研究，在室溫中獲得了很高的冷變形量，在此基礎(chǔ)上研究了中高溫退火對鎂合金變形后顯微組織的影響。其目的在于，通過合適的退火工藝控制其顯微組織的變化，從而改善AZ31鎂合金的力學(xué)性能。</p><p>　　本課題的主要研究內(nèi)容如下：</p><p>　　1. 擠壓工藝對AZ31鎂合金

39、顯微組織的影響；</p><p>　　2. 退火工藝對擠壓AZ31鎂合金顯微組織的影響；</p><p>　　3. 退火工藝對四種擠壓速度棒材組織的影響；</p><p>　　4. 退火工藝對AZ31擠壓鎂合金力學(xué)性能的影響。</p><p>　　第2章 實驗材料及實驗方法</p><p><b>　　2.

40、1 實驗材料 </b></p><p>　　本實驗研究原材料選擇AZ31鎂合金一次擠壓棒材，規(guī)格尺寸為Φ16×40mm圓柱棒。坯料的成分如表2-1，力學(xué)性能指標(biāo)如表2-2，組織見圖2-1。</p><p>　　表2-1 AZ31鎂合金的熱擠壓棒坯化學(xué)成分（%）</p><p>　　表2-2 實驗用材料力學(xué)性能</p><

41、p>　　圖2-1 AZ31鎂合金原始坯料組織</p><p>　　2.2 實驗及檢測設(shè)備</p><p>　　2.2.1 擠壓實驗設(shè)備</p><p>　　鎂合金屬于低塑性材料，所以最好是液壓機上擠壓。原理如圖2-2所示，因為液壓機的行程速度比較慢，可以保證鎂合金擠壓時有良好的變形速度條件；只要變形溫度合適，不管應(yīng)力狀態(tài)如何，鎂合金都具有較高的塑性，可以擠出

42、所需形狀、尺寸的擠壓件。本實驗共得到了4種擠壓速度下的AZ31鎂合金，之后對其進(jìn)行不同溫度和時間的退火實驗，測定退火溫度和時間對其顯微組織和力學(xué)性能的影響。擠壓沖頭的速度為0.5mm/s—20mm/s。</p><p>　　圖2.2 壓制設(shè)備:樣品放在兩個壓縮板之間，兩個金屬導(dǎo)線分別連著兩個壓縮板，</p><p>　　并和外接感應(yīng)器相連，以便記錄其變形量</p><

43、p>　　2.2.2 金相組織分析方法</p><p>　　金相組織觀察在蔡司倒置式金相顯微鏡(Optical Microscopy, OM)上進(jìn)行。對AZ31鎂合金棒材通過室溫鑲嵌、磨光、拋光后，采用5ml醋酸+10ml水+5.5g苦味酸+90 ml乙醇的腐蝕液進(jìn)行腐蝕。腐蝕時，試樣應(yīng)不斷地輕微晃動，使腐蝕液能均勻腐蝕整個試樣。腐蝕時間為數(shù)秒至數(shù)十秒不等，以在光學(xué)顯微鏡觀察中能清晰地顯示組織為宜。腐蝕完畢用

44、2%的醋酸酒精沖洗掉試樣上所附腐蝕劑，然后用電熱風(fēng)吹干。在光學(xué)顯微鏡下觀察AZ31棒材在溫擠壓狀態(tài)和退火處理狀態(tài)下的金相組織。金屬平均晶粒度測定采用截線法。</p><p>　　2.2.3 拉伸試驗分析方法</p><p>　　通過室溫拉伸實驗的方法來評價不同擠壓速度對AZ31鎂合金拉伸力學(xué)性能的影響，包括抗拉強度、屈服強度和延伸率。拉伸試驗在INSTRON-5569試驗機上進(jìn)行。試驗時橫

45、梁移動速度為1mm/min。拉伸試樣規(guī)格尺寸如圖2-3所示。</p><p>　　圖2-3 室溫拉伸試樣尺寸</p><p>　　第3章 擠壓和退火工藝對AZ31鎂合金組織的影響</p><p><b>　　3.1 引言</b></p><p>　　與鋁等高層錯能金屬相比，鎂合金在熱變形過程中易發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶（DRX）

46、,動態(tài)再結(jié)晶作為一種重要的軟化和晶粒細(xì)化機制，對控制鎂合金變形組織、改善塑性成形能力，以及提高材料力學(xué)性能具有重要的意義。再結(jié)晶的驅(qū)動力主要來自于金屬在塑性變形過程中的儲存能，這部分能量主要集中在位錯密度大、缺陷嚴(yán)重的區(qū)域，因而這部分缺陷由于能量較高而處于不穩(wěn)定的狀態(tài)。在位錯塞積和交割等區(qū)域容易率先形核，發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。再結(jié)晶的形成與變形量、退火溫度、退火時間、材料的成分等因素有關(guān)。本實驗中，AZ31鎂合金在較高的速度20mm/s下得到

47、的棒材，由第三章可知雖然發(fā)生了較多的再結(jié)晶，但仍有較多的變形組織，因而對四種速度下得到的棒材分別進(jìn)行了退火研究。退火溫度和退火時間對其力學(xué)性能和組織的影響具有一定的意義。</p><p>　　3.2 擠壓工藝對AZ31鎂合金顯微組織的影響</p><p>　　圖3-1給出不同擠壓速度下得到的AZ31鎂合金的金相組織照片，從圖中可以看出，擠壓速度為0.5mm/s時，得到的棒材的組織大部分是變

48、形組織，有較多的變形帶，不同的變形帶沿著擠壓的方向形成纖維組織，這說明此種速度擠壓過程中，由于產(chǎn)生的熱量較少，不足以或很少發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。擠壓速度為3mm/s時，組織中仍然有較多的變形帶和纖維組織，沿變形組織的周圍分布著許多細(xì)小的晶粒，這些晶粒尚未長大，呈等軸狀，主要是動態(tài)再結(jié)晶形成的細(xì)小晶粒。隨著擠壓速度的增大，得到的棒材的組織越來越均勻，變形組織越來越少，如圖3-1(c)圖所示。在此過程中，由于擠壓速度較高，擠壓的熱效應(yīng)產(chǎn)生的熱量足

49、以使坯料發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，變形帶附近形成的細(xì)小再結(jié)晶晶粒長大，但仍然有變形帶存在，在擠壓速度為20mm/s時，如圖3-1(d)所示，擠壓速度較高，在擠壓過程中雖然發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，但由于擠壓過程中所產(chǎn)生的熱量較多，使得再結(jié)晶組織異常長大，這就導(dǎo)致了非常大的晶粒的出現(xiàn)，但此種速度下坯料儲存了較多的能量，為后續(xù)的熱處理工藝和靜態(tài)再結(jié)晶奠定了能量的基礎(chǔ)。</p><p>　?。╝）0.5 mm/s （b）3 mm/s

50、 （c）12 mm/s （d）20 mm/s</p><p>　　圖3-1 四種擠壓速度下的金相組織</p><p>　　表3-1四種溫擠壓速度與晶粒大小關(guān)系</p><p>　　表3-1是四種擠壓速度與晶粒大小之間的關(guān)系，隨著擠壓速度的增大，晶粒先增大后減小，在擠壓速度為3mm/s時，晶粒尺寸可細(xì)化到0.9μm。速度為12mm/s時晶粒相對較大，其主要原

51、因為：在不同擠壓速度下，擠壓速度主要影響擠壓熱效應(yīng)和變形組織的產(chǎn)生。擠壓速度較高時，擠壓的熱效應(yīng)產(chǎn)生熱量較多，溫升較高，坯料發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶越容易。得到的棒材組織將主要是等軸狀的再結(jié)晶晶粒。但在0.5mm/s低速擠壓時，由于擠壓熱效應(yīng)而產(chǎn)生的熱量在較長的時間內(nèi)均勻的散失了，坯料只吸收到了較少的熱量，因此幾乎沒有晶粒發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，這使得在這一擠壓過程中所得到的組織大部分是變形組織和極少部分的動態(tài)再結(jié)晶組織。而以3mm/s的速度進(jìn)行擠壓時，

52、熱效應(yīng)所產(chǎn)生的熱量相對較多，動態(tài)再結(jié)晶組織主要在變形組織的周圍形核長大，這種剛形核的再結(jié)晶組織越多，則得到的晶粒尺寸越細(xì)小。12mm/s擠壓時，擠壓過程中形核和長大的再結(jié)晶組織更多，由于在此擠壓過程中產(chǎn)生的熱量更多，因而晶粒長大相對較大，且均勻。20mm/s擠壓時，由于擠壓過程進(jìn)行較快，在擠壓時也產(chǎn)生了大量的熱量，某些晶粒異常長大，而有些地方才剛開始形核，造成晶粒大小不均勻。</p><p>　　3.3 退火工藝

53、對擠壓AZ31鎂合金顯微組織的影響</p><p>　　AZ31鎂合金的熔化溫度在566~632℃之間，根據(jù)金屬學(xué)原理，再結(jié)晶溫度Tf為0.35~0.40Tm，也即AZ31鎂合金的再結(jié)晶溫度在198~253℃之間。對于四種擠壓速度下得到的棒材，由于在擠壓過程中有動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，動態(tài)再結(jié)晶組織含有形變組織和再結(jié)晶組織，變形溫度越高再結(jié)晶組織所占比例越大，形變組織越少，因而可以預(yù)見在退火過程中，由于擠壓過程中動態(tài)再

54、結(jié)晶，使得已經(jīng)形核的地方在退火工藝下繼續(xù)長大，而擠壓過程中沒有形核的地方在退火的時候開始形核和長大，這就有可能造成了晶粒在退火后的不均勻，這種現(xiàn)象是由擠壓過程中的動態(tài)再結(jié)晶決定的，動態(tài)再結(jié)晶越多，先形核長大的晶粒越多，退火后得到的組織一般情況下是不均勻的。但對于不同的擠壓速度來說，退火對其影響也是不同的，較低速時，由于得到的棒材組織大部分為變形組織，退火時重新形核和長大的晶粒較多，可能得到細(xì)化的晶粒組織。</p><

55、p>　　3.3.1 退火溫度對AZ31鎂合金棒材組織的影響</p><p>　　一次再結(jié)晶動力學(xué)明顯與溫度有關(guān)。對于給定的變形程度，退火溫度對晶粒長大速率G的影響以阿累尼烏斯(Arrhenus)方程形式的指數(shù)公式來描述。</p><p>　　G＝G0 exp(-Q／RT) （3-1）</p><

56、;p>　　其中，Q是晶粒長大激活能，T是退火溫度。從式（3-1）來看，溫度越高，晶粒長大速率越快。但對于不同的擠壓速度下，再結(jié)晶的溫度不一樣，從而退火后得到的組織也有很大的不同。圖3-1給出的是擠壓速度為0.5mm/s在不同溫度下保溫30分鐘的退火組織。</p><p>　　(a) 180℃ (b)200℃ </p><p>　　(c) 22

57、0℃ (d) 250℃</p><p>　　圖3-2 0.5mm/s保溫30分鐘不同溫度退火后組織</p><p>　　由圖可看出，在退火溫度為180℃退火后得到的組織大部分是變形組織，如圖3-2(a)所示，晶粒沿著擠壓方向呈纖維狀分布，但有少許的細(xì)小晶粒出現(xiàn)，這是由于在擠壓過程中發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶而產(chǎn)生的，晶界彎曲較大。200℃和220℃退火后的組

58、織如圖3-2(b)、(c)所示，得到的大部分是等軸狀的晶粒，晶界趨于平直，但晶粒大小不均勻，在大晶粒的旁邊有許多小的晶粒的出現(xiàn)，這說明對于0.5mm/s擠壓速度下得到的棒材在溫度為220℃退火時并沒有完全再結(jié)晶。溫度為250℃退火后晶粒較大，完全再結(jié)晶，晶粒大小不均勻。AZ31鎂合金的再結(jié)晶溫度在198℃~253℃之間，但在0.5mm/s擠壓速度下得到的棒材在220℃保溫30分鐘尚未完全再結(jié)晶，這主要是由于擠壓速度較慢，擠壓過程中的熱效

59、應(yīng)產(chǎn)生的熱量大部分散失掉，溫升較小，低速變形組織中并沒有儲存足夠的可用來為再結(jié)晶形核和長大的能量，因此可知，保溫30分鐘對于0.5mm/s擠壓后的棒料來說尚顯得時間較短，雖然達(dá)到了AZ31鎂合金的再結(jié)晶溫度區(qū)間，但由于保溫時間較短仍然不能得到完全的再結(jié)晶組織。 </p><p>　　(a) 180℃ (b) 200℃</p><p>　　(c) 220

60、℃ (d) 250℃</p><p>　　圖3-3 12mm/s保溫30分鐘不同溫度退火后組織</p><p>　　表3-1 0.5mm/s、12mm/s保溫30分鐘不同溫度退火后組織</p><p>　　圖3-3顯示的是擠壓速度為12mm/s保溫30分鐘不同退火溫度后的組織。由圖可知擠壓速度為12mm/s時退火溫度為180℃

61、時得到的棒材組織與擠壓速度為0.5mm/s時的基本相同，只是12mm/s時得到的組織中有較多的孿晶，因為在較大的擠壓速度下，交滑移和晶界滑移等主要由速度控制的塑性變形機制可能來不及進(jìn)行，結(jié)果在晶界或第二相等處引發(fā)局部應(yīng)力集中，從而促進(jìn)孿生。特別是在較低溫度附近，高速變形時孿晶將成為鎂合金塑性變形的主要機制。在變形帶的附近出現(xiàn)非常多的細(xì)小的晶粒，擠壓速度較高，擠壓熱效應(yīng)產(chǎn)生的熱量大部分被晶內(nèi)和晶界基體吸收，這為動態(tài)再結(jié)晶儲存較多的能量。圖

62、3-3(b)和(c)所示，退火溫度為200℃和220℃保溫30分鐘后，仍然沒有完成再結(jié)晶過程，大的晶粒周圍有很多小的晶粒，晶界彎曲，擠壓過成中儲存的能量還沒有完全釋放出來，這一過程還是不斷形核和長大的過程。但孿晶已經(jīng)消失，這說明擠壓過程中所造成的晶界處的應(yīng)力集中和位錯塞積已經(jīng)消除。在3－3(d)圖中，晶粒長大的比較均勻，大部分呈現(xiàn)等軸狀的形狀，這說明在250℃退后后的組織為再結(jié)晶組織，晶粒較粗大，此時已完成了再結(jié)晶過程。</p&g

63、t;<p>　　3.3.2 退火時間對AZ31鎂合金棒材組織的影響</p><p>　　圖3-4為擠壓速度0.5mm/s退火溫度220℃不同保溫時間的組織照片。從圖可知，經(jīng)過220℃溫度的退火，晶粒的總體變化趨勢是先細(xì)化再長大。從圖3-4(a)看出，晶粒在保溫10分鐘后，組織變得不均勻，在大角度晶粒的周圍有很多小的晶粒出現(xiàn)。說明在退火溫度為220℃保溫10分鐘時的再結(jié)晶不充分，得到的是再結(jié)晶組織和變

64、形組織的混合組織。晶界彎曲嚴(yán)重。隨著保溫時間的延長，晶粒反而變得更加細(xì)小更加均勻。得到的是完全的再結(jié)晶組織，如圖3-4(b)、(c)所示。在不同的退火溫度段，晶粒長大的激活能不同，低溫再結(jié)晶主要是消耗基體內(nèi)部的應(yīng)變能，高溫長大則主要依靠界面能。在晶粒長大過程中，為了最大限度地降低局部自由能，晶界總是趨于平直，但這種趨勢又使晶界不斷向其曲率中心移動以降低界面能，于是晶界的端部必須隨之向外移動以恢復(fù)這種平直化，從而表現(xiàn)為晶界彎曲。同時由于激

65、活能增多，晶界遷移量增大，再結(jié)晶的形核率大于長大速率，從而造成長大的晶粒不多，而細(xì)小的晶粒增多，晶粒大小均勻。保溫時間為120分鐘時，晶粒明顯長大。</p><p>　　(a) 10min (b) 30min </p><p>　　(c)60min (d) 120min</p><p>

66、　　圖3-4 0.5mm/s退火溫度220℃不同保溫時間后的組織</p><p>　　由此看見，AZ31鎂合金棒材在退火溫度為220℃保溫60分鐘時獲得了較均勻的組織，實現(xiàn)了晶粒的細(xì)化，得到AZ31鎂合金細(xì)晶組織。</p><p>　　圖3-5是擠壓速度為12mm/s退火溫度為220℃不同時間的晶像組織照片?？梢钥闯?，保溫10分鐘后的組織大部分是再結(jié)晶組織，有較多的等軸狀的晶粒，大角度晶粒

67、之間仍然有較多的小角度晶粒出現(xiàn)，晶界彎曲嚴(yán)重。主要是由于在擠壓過程中，儲存了較多的能量，在退火時在某些位錯等集中的區(qū)域就開始形核。在圖3-5(b)中，晶粒細(xì)小且比較均勻，晶界趨向于平直化，在保溫30分鐘時，得到了完全的再結(jié)晶組織，形成很多細(xì)小的晶粒。再繼續(xù)延長保溫時間，晶粒明顯長大，如圖3-5(c)、(d)所示。擠壓速度為0.5mm/s時，由于在前期擠壓過程中熱效應(yīng)產(chǎn)生的熱量在較長擠壓過程中散失，得到的組織大部分是變形組織，因而在退火過

68、程中，在變形組織附近的位錯等缺陷需要重新吸收能量為了形核做準(zhǔn)備，所以0.5mm/s速度下的再結(jié)晶速度較速度為12mm/s情況下的慢，完成靜態(tài)再結(jié)晶后，得到的組織晶粒細(xì)小且均勻。</p><p>　　(a) 10min (b) 30min</p><p>　　(c) 60min (d) 120min<

69、/p><p>　　圖3-5 12mm/s退火溫度220℃不同保溫時間后的組織</p><p>　　表3-2 0.5mm/s、12mm/s退火溫度220℃不同保溫時間后的組織</p><p>　　由于擠壓過程中就已經(jīng)有較多的地方形核，因而在退火過程中晶粒的繼續(xù)長大必然造成晶粒的大小不均勻，完成再結(jié)晶后，出現(xiàn)了大小晶粒共存，小角度的晶粒包圍在大角度晶粒周圍的現(xiàn)象。在拉伸

70、過程中，由于不同大小的晶粒受力不均勻，因此這種組織會很快萌生裂紋和擴展，所以棒材的綜合力學(xué)性能下降。</p><p>　　3.3.3退火工藝對四種擠壓速度棒材組織的影響</p><p>　　眾所周知，動態(tài)再結(jié)晶是一個速度控制的過程，變形速度不僅影響新晶粒的形核，而且對新晶粒的尺寸有很大影響 。某科研小組在研究AZ31B鎂合金擠壓速度對材料的性能和再結(jié)晶晶粒尺寸的影響時發(fā)現(xiàn)，強度在中溫、中速

71、條件下最高，伸長率在中溫低速條件下最好，平均晶粒度則在低溫低速條件下最小。通常情況下，隨著擠壓速度的提高，擠壓時的應(yīng)變速率的增加，Z值的增大，晶粒逐漸變小。擠壓過程中，摩擦和變形能等因素，常使變形區(qū)內(nèi)金屬溫度劇烈升高。因此，在不同的擠壓速度下，不同的熱效應(yīng)使得溫升不同，這樣擠壓過程中發(fā)生的動態(tài)再結(jié)晶程度也便不同，從而可以在不同程度上，在后續(xù)的熱處理工藝中獲得不同晶粒度和均勻性的再結(jié)晶組織。</p><p>　　圖

72、3-6是四種擠壓速度在220℃退火后，分別保溫30分鐘和60分鐘后的晶像組織照片。由圖可知，在同種擠壓速度下，隨著保溫時間的延長，晶粒均發(fā)生了不同程度的長大。這種趨勢隨著擠壓速度的增大更加明顯，在0.5mm/s和3mm/s的速度下，如圖中(a)、(b)、(c)、(d)所示，保溫30分鐘和60分鐘時均有較多的小晶粒出現(xiàn)在大角度晶粒周圍。晶粒變得更加細(xì)小而且均勻。速度越低這種情況越明顯，這說明在擠壓速度較低時，由于擠壓過程中熱效應(yīng)產(chǎn)生的熱量

73、在較長的擠壓時間內(nèi)散失，坯料吸收了很少的一部分能量，因而得到的棒材組織大部分是變形組織，退火保溫后，得到較多的等軸狀細(xì)小的晶粒。所以較低速度擠壓得到的棒材經(jīng)過恰當(dāng)?shù)臒崽幚砉に嚭竽軌颢@得較好的綜合力學(xué)性能。 </p><p>　　(a) 0.5mm/s-30min (b) 0.5mm/s-60min</p><p>　　(c)3mm/s-30min

74、 (d) 3mm/s-60min</p><p>　　(e) 12mm/s-30min (f) 12mm/s-60min</p><p>　　(g) 20mm/s-30min (h)20mm/s-60min</p><p>　　圖3-6 四種擠壓速度220℃

75、保溫不同時間后組織</p><p>　　擠壓速度為12mm/s和20mm/s時，如圖中(e)、(f)、(g)、(h)所示，在保溫30分鐘的時候尚可得到比較均勻的組織，隨著保溫時間延長，晶粒迅速長大，晶粒變得粗大而不均勻。主要是由于在較高的速度下擠壓時，擠壓過程中產(chǎn)生較多的熱量，使得坯料在擠壓過程中發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，隨著保溫時間延長，已經(jīng)形核的晶粒繼續(xù)長大，與靜態(tài)再結(jié)晶形核并長大的晶粒交錯分布，形成圖中所示的小晶粒圍

76、繞在大角度晶粒的周圍，組織不均勻性明顯。另外，在12mm/s和20mm/s的速度下擠壓，由于AZ31鎂合金的滑移系較少，不能夠滿足擠壓過程中的大的塑性變形的需要，因此容易產(chǎn)生孿生變形，孿生變形是像鎂合金這種滑移系較少的這類金屬，前期變形的主要輔助方式，孿生形核與滑移或交滑移不同，其不是熱激活過程，而是一個應(yīng)力激活過程。鎂合金低溫變形時易因滑移系少而在晶界附近產(chǎn)生大的應(yīng)力集中，并且變形溫度越低，全位錯塞積傾向就越大，由此而引起的應(yīng)力集中也

77、越嚴(yán)重，這樣大的應(yīng)力集中可促進(jìn)孿生形核，并促進(jìn)材料的塑性變形。因此在較高的擠壓速度下，孿生形核的出現(xiàn)也是造成后續(xù)退火之后，棒材組織不均勻的重要原因之一。</p><p>　　從圖3-6還可看出，相同的保溫時間時，晶粒尺寸是隨著擠壓速度的增大逐漸變大，在3mm/s時，尚是較均勻和細(xì)小的組織；在20mm/s時，變得粗大而且不均勻，這再次說明，擠壓速度只是對前期被擠壓棒材的組織產(chǎn)生影響，晶粒細(xì)化的真正原因的并不是擠壓速

78、度的直接影響，而是通過不同的速度擠壓后得到的溫升使得棒材發(fā)生的動態(tài)再結(jié)晶，或者通過后續(xù)的退火等使組織發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶，也就是說，正是因為在此過程中所形成的晶粒的靜態(tài)再結(jié)晶，以及動態(tài)再結(jié)晶才最終獲得了晶粒較細(xì)小、均勻性好的組織結(jié)構(gòu)。</p><p>　　3.4 退火工藝對AZ31擠壓鎂合金力學(xué)性能的影響</p><p>　　圖3-7是四種擠壓速度下不同的退火溫度保溫60分鐘的真實應(yīng)力應(yīng)變曲線，

79、從圖中可以看出，擠壓速度對AZ31鎂合金的綜合力學(xué)性能影響較大。在拉伸過程中棒材均出現(xiàn)了勁縮現(xiàn)象，在擠壓速度為0.5mm/s、3mm/s和20mm/s時還出現(xiàn)了表征塑性應(yīng)變速率的屈服平臺。退火溫度為180℃時，速度為0.5mm/s和20mm/s的棒材的強度均較高，如圖3-7(a)、(d)所示。前者是由于擠壓速度低產(chǎn)生了較多的變形組織，大部分的變形組織在相對較低的180℃退火溫度下只有很少的一部分發(fā)生了再結(jié)晶。而后者是由于在擠壓過程中，基

80、體儲存了較多的能量發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，在退火后，晶粒長大的不均勻，在拉伸變形過程中變形在各個晶粒之間和晶粒內(nèi)部變形不均勻使得棒材的強度較高。但在擠壓速度為0.5mm/s時退火溫度220℃得到的棒材的延伸率較高，根據(jù)前面的組織分析可知，保溫60分鐘后的退火組織均勻而且細(xì)小，變形比較均勻分布在不同的晶粒上。但由于保溫時間較長，此時棒材的屈服強度較低。擠壓速度為3mm/s和12mm/s時的力學(xué)性能如圖3-7(b)、(c)所示。隨著退火溫度的增大

81、，棒材的強度降低。但在12mm/s時250℃退火溫</p><p>　　（a）0.5 mm/s （b）3 mm/s （c）12 mm/s （d）20 mm/s</p><p>　　圖3-7 四種擠壓速度保溫60分鐘不同退火溫度真實應(yīng)力應(yīng)變曲線 </p><p>　?。╝）0.5 mm/s

82、 （b）3 mm/s</p><p>　?。╟）12 mm/s （d）20 mm/s</p><p>　　圖3-8 四種擠壓速度下不同的退火溫度保溫60分鐘真實應(yīng)力應(yīng)變曲線</p><p>　　對以0.5 mm/s的速度擠壓棒材所得出的圖像的觀察發(fā)現(xiàn)，退火溫度在180-250℃區(qū)間范圍內(nèi)逐漸升高的過

83、程中棒材的屈服強度和抗拉強度在明顯降低，而延伸率在180-200℃過程中短暫回落后，在200-250℃階段呈現(xiàn)快速升高的走勢。而以3mm/s的速度擠壓棒材的退火溫度在180-250℃區(qū)間范圍內(nèi)逐漸升高的過程中棒材的屈服強度和抗拉強度緩慢降低，而延伸率雖然在200-220℃區(qū)間內(nèi)出現(xiàn)反彈，但是整體仍然呈現(xiàn)下降走勢。對以12 mm/s的速度擠壓棒材所得出的圖像的觀察發(fā)現(xiàn)，退火溫度在180-250℃區(qū)間范圍內(nèi)逐漸升高的過程中棒材的屈服強度和抗

84、拉強度緩慢降低，而延伸率在180-200℃、200-220℃、220-250℃三個區(qū)間內(nèi)，先后呈上升、下降、上升的走勢。而對以20 mm/s的速度擠壓棒材所得出的圖像的觀察發(fā)現(xiàn)，退火溫度在180-250℃區(qū)間范圍內(nèi)逐漸升高的過程中棒材的屈服強度和抗拉強度緩慢降低，而延伸率在180-220℃區(qū)間內(nèi)緩慢降低后快速升高。</p><p>　　圖3-9為在四種擠壓速度下的不同退火溫度保溫30分鐘的真實應(yīng)力應(yīng)變曲線的顯示，

85、由晶像組織分析可知，AZ31鎂合金的再結(jié)晶溫度在220℃左右，從圖中可看出，保溫30分鐘對與AZ31鎂合金來說顯得時間較短。在180℃退后后，棒材的抗拉強度都仍然在300MPa以上。隨著退火溫度的升高，強度降低延伸率增大。如圖3-9(a)、(b)所示，在220℃退火后靜態(tài)再結(jié)晶尚沒有完成，得到的是再結(jié)晶組織和變形組織的混合組織，在250℃退火后，對于擠壓速度為0.5mm/s和3mm/s擠壓得到的棒材來說，延伸率較大，最高的延伸率可達(dá)到3

86、3%。擠壓速度為12mm/s時隨著退火溫度的升高，只帶來了強度的降低延伸率變化不大。擠壓速度為20mm/s時隨著退火溫度的升高，強度和延伸率同方向變化，均出現(xiàn)了下降的趨勢。說明在較低速和較高速的擠壓后得到棒材組織對后期的退火后的性能的影響巨大，較低速時由于基體在擠壓過程溫升較小，動態(tài)再結(jié)晶所占比例較小，退火后，大部分的晶粒都是靜態(tài)再結(jié)晶形成的，隨著退火溫度的升高，形成大量的細(xì)小的再結(jié)晶晶粒。20mm/s時，擠壓時已經(jīng)有部分的動態(tài)再結(jié)晶晶

87、粒已經(jīng)形成和長大，隨著退火溫度的升高，晶粒</p><p>　?。╝）0.5 mm/s （b）3 mm/s （c）12 mm/s （d）20 mm/s</p><p>　　圖3-9 四種擠壓速度保溫30分鐘不同退火溫度真實應(yīng)力應(yīng)變曲線</p><p>　?。╝）0.5 mm/s （b）3 mm/s

88、 </p><p>　　（c）12 mm/s （d）20 mm/s</p><p>　　圖3-10 四種擠壓速度保溫30分鐘不同退火溫度真實應(yīng)力應(yīng)變曲線</p><p>　　如圖3-10所示，以0.5 mm/s的速度擠壓棒材時，退火溫度在180-250℃區(qū)間范圍內(nèi)逐漸升高的過程中，棒材的屈服強度和抗拉強度在明顯降

89、低，而延伸率在180-200℃過程中短暫回落后，在200-250℃階段呈現(xiàn)快速升高的走勢。而以3 mm/s的速度擠壓棒材時，退火溫度從180℃到200℃過程中三種系數(shù)都出現(xiàn)降低，從200℃到220℃過程中三者出現(xiàn)分化，但從220℃到250℃棒材的屈服強度和抗拉強度開始緩慢降低，而延伸率呈現(xiàn)快速升高的走勢。另外，以12 mm/s的速度擠壓棒材所得出的圖像的觀察發(fā)現(xiàn)，退火溫度在180-250℃區(qū)間范圍內(nèi)逐漸升高的過程中棒材的屈服強度和抗拉強

90、度在大致勻速降低，而延伸率一直維持在較低的范圍內(nèi)波動。對以20mm/s的速度擠壓棒材所得出的圖像的觀察發(fā)現(xiàn)，退火溫度在180-250℃區(qū)間范圍內(nèi)逐漸升高的過程中棒材的抗拉強度緩慢降低，屈服強度雖在200-220℃過程中出現(xiàn)反彈，但是整體仍然呈下降走勢，而延伸率在180-220℃區(qū)間內(nèi)緩慢降低后快速升高。</p><p><b>　　第4章 結(jié)論</b></p><p>

91、;　　1. 研究了不同退火溫度對AZ31鎂合金組織的影響，隨著退火溫度的升高，晶粒逐漸變大粗化，不同的擠壓速度下得到的粗化程度不同。同樣溫度和保溫時間，擠壓速度越高得到的棒材的組織越粗大，組織越不均勻。擠壓速度較低時需要更高的退火溫度和更長的保溫時間。</p><p>　　2. 探討了退火時間對不同擠壓速度得到的棒材的組織的影響，一般情況下，晶粒隨著保溫時間的延長晶粒長大，這種情況在較低速時出現(xiàn)較多，隨著保溫時間

92、延長，0.5mm/s和3mm/s速度下得到的棒材經(jīng)過退火后可獲得較細(xì)小的晶粒，組織較均勻。</p><p>　　3. 分析不同退火時間和退火溫度對AZ31鎂合金棒材的力學(xué)性能的影響。在0.5mm/s時，退火溫度為220℃保溫60分鐘時延伸率可到達(dá)33%。隨著擠壓速度升高，保溫時間變短。對于AZ31鎂合金這種脆性材料出現(xiàn)屈服平臺和勁縮。退火溫度升高，0.5mm/s和20mm/s時的屈服強度大幅度降低，而3mm/s和

93、12mm/s時降低不大。</p><p>　　4. 研究四種擠壓速度對AZ31鎂合金棒材力學(xué)性能的曲線和相應(yīng)的最優(yōu)退火工藝，在不同的擠壓速度時，獲得最優(yōu)退火工藝也不一樣，隨著擠壓速度的增大，延伸率均降低，強度先增大后降低再增大。擠壓速度不是獲得細(xì)小的等軸狀晶粒的直接手段，而是為了獲得細(xì)小的再結(jié)晶晶粒創(chuàng)造條件。AZ31鎂合金是對擠壓速度敏感的金屬，0.5mm/s、3mm/s、12mm/s、20mm/s獲得的棒材的屈

94、服強度分別為156MPa、242MPa、200MPa、250MPa,最高延伸率分別為33%、31%、26%、25%。</p><p><b>　　參考文獻(xiàn)</b></p><p>　　1 陳力禾,趙慧杰,劉正,申志勇,聶義勇. 鎂合金壓鑄及其在汽車工業(yè)中的應(yīng)用[J]. 鑄造,1999(10):45-50</p><p>　　2 劉向陽.

95、 鎂合金壓鑄技術(shù)及應(yīng)用[J]. 輕金屬. 2005(2):35-39</p><p>　　3 劉正,張奎,曾小勤. 鎂基輕質(zhì)合金理論基礎(chǔ)及其應(yīng)用[M]. 北京:機械工業(yè)出版社.2002.122-126</p><p>　　4 李忠盛,潘復(fù)生,張靜.AZ31鎂合金的研究現(xiàn)狀和發(fā)展前景[J]. 金屬成形工藝,2004,22(1):54-57</p><p>　　

96、5 林伯村. 鎂合金手機外殼連續(xù)沖壓模具開發(fā)[J]. 機械工業(yè)雜志(臺灣). 2002, 249</p><p>　　6 J. Enss, T. Evertz, T. Reier, et al. New Magnesium Rolled Productions for Automobile Applications [A]. Proceedings of the Second Israeli Intern

97、ational Conference on Magnesium Science & Technology [C]. Dead Sea, Israel, 2000:19-34</p><p>　　7 余琨,黎文獻(xiàn),王日初. 變形鎂合金的研究、開發(fā)及應(yīng)用[J]. 中國有色金屬學(xué)報,2003(2):277-288</p><p>　　8 陳彬,林棟樑,曾小勤,盧晨. AZ31鎂合

98、金大壓下率軋制的研究[J]. 鍛壓技術(shù).2006,(3):1-3</p><p>　　9 F. H. Rosta, et al. Magnesium in the Volkswagen. Light Metal Age, 1980(8)</p><p>　　10 張津,章宗和,等. 鎂合金及應(yīng)用. 化學(xué)工業(yè)出版社,2004,284-287</p><p>　　

99、11 F. H. Froes, D. Eliezer, E. Aghion. Proceedings of the Second Israeli International Conference on Magnesium Science & Technology. Dead Sea, Israel, 2000:43</p><p>　　12 薛治中. 鋁鎂等溫精鍛試驗研究[J]. 鍛壓技術(shù), 199

100、2(3):50</p><p>　　13 Kecker T F. The Renaissance in Magnesium.Adv. Mater. ＆Proc, 1998, (9):31</p><p>　　14 曾寶貞譯. 鎂合金新鍛造法登場[J]. 工業(yè)材料(臺灣). 2000, 158(2):150</p><p>　　15 劉文海. 鍛造技術(shù)發(fā)展動向[

101、J]. 機械工業(yè)雜志(臺灣). 2005, 262:284</p><p>　　16 E. Aghion, B. Bronfin, D. Eliezer. The Role of the Magnesium Industry in Protecting the Environment. J. Mater. Proc. Tech. 2001, 117:381-385</p><p>　　1

102、7 陳振華,夏偉軍, 嚴(yán)紅革. 鎂合金材料的塑性變形理論及其技術(shù)[J]. 化工進(jìn)展, 2004,32:127-135</p><p>　　18 P.G. Partridge, Metall Rev., 1967, (12):169-194</p><p>　　19 張婭,馬春江,盧晨. 變形鎂合金的塑性變形機制與動態(tài)再結(jié)晶[J]. 輕合金加工技術(shù), 2003 (7):35-39<

103、;/p><p>　　20 尤恩R W,哈森P,克雷默E T. 材料科學(xué)技術(shù)叢書(第8卷)[M].丁道云等譯.北京:科學(xué)出版社,1999</p><p>　　21 Staroselsky A, Anand L. A Constitutive Model for Hcp Materials Deforming by Slip and Twinning: Application to Magne

104、sium Alloy AZ31B. International Journal of Plasticity, 2003,19:1843</p><p>　　22 A. Serra, R.C.Pond, D.J.Bacon. [J]. Acta Mental Material, 1991,(39):1469-1480</p><p>　　23 胡亞民,夏華,孫智富. 鎂合金的塑性加工技術(shù)

105、[J]. 塑性加工技術(shù),2004, 5:61-66.</p><p>　　24 羅思東. 鎂合金在汽車上的開發(fā)與應(yīng)用[J]. 汽車工藝與材料. 2004(6):38-41</p><p>　　25 朱政豐. 鋁合金鎂合金等溫精鍛工藝參數(shù)的選擇[J]. 航空工藝技術(shù), 1989</p><p>　　26 Y. Kojima. Platform Science a