论文部分内容阅读
镁及其合金作为高比强度、高比模量、无污染、易回收的轻质绿色结构金属,在工程方面应用十分广泛,如航空航天领域、3C数码等。然而镁合金具有塑性差、不易成型的缺点,特别是在室温下,塑性变形难以进行。为了改善这一缺点,获得室温下具有高塑性的低成本镁合金,通过铸造、均匀化处理、挤压变形,研究了Mn含量和挤压温度对二元Mg-Mn合金显微组织和力学性能的影响,开发出了室温拉伸延伸率高于80%的室温高塑性Mg-Mn合金,研究了Mg-Mn合金的高塑性机理。Mn含量大于0.7wt.%的铸态Mg-Mn二元合金由α-Mg基体和Mn单质颗粒组成。随Mn含量增加,铸态组织晶粒尺寸先减小后增大,第二相体积分数增加。经500℃均匀化处理后,一部分Mn回溶至基体中,最大固溶度约为0.8wt%,另一部分仍以块状第二相颗粒形式存在。挤压变形Mg-Mn合金的晶粒显著细化,其平均再结晶晶粒度约为1.0～2.0μm。挤压温度越低,未再结晶区比例越高,再结晶晶粒尺寸越小。细晶不仅提高强度,还提高了塑性。挤压温度越高,固溶体中动态析出的第二相Mn颗粒越多,固溶体中的Mn越少。低温挤压合金具有双模组织,导致合金的强度增加;双模组织可调配应变分布,也有利于塑性提高。随挤压温度增加,再结晶程度增加,一方面织构弱化,导致强度降低,另一方面,晶粒细化,导致强度增加,两者的综合作用,导致合金强度的变化。Mn含量增加,未再结晶区比例增加,晶粒细化,导致织构强化和细晶强化,这两方面都会导致合金强度增加。此外,Mn含量增加,固溶体中Mn增加,达到最大固溶度后,第二相Mn颗粒也增多。α-Mn颗粒含量增加,第二相强化效果更显著,也会增加合金的强度,同时塑性会有所降低。挤压态Mg-Mn合金的再结晶晶界处存在Mn元素偏聚。挤压态Mg-Mn合金室温拉伸过程中,存在加工硬化第Ⅲ、第Ⅳ阶段。弹塑性转变后进入加工硬化第Ⅲ阶段,其加工硬化率与初始位错密度和晶界阻碍位错运动有关,第二相也有一定影响。125℃挤压不同Mn含量合金,低Mn含量再结晶晶粒多,晶界阻碍位错运动,位错增殖,加工硬化率大。175℃挤压时,Mn含量影响较小,其再结晶比例相近,再结晶晶粒数量也近似。随Mn含量增加,挤压态合金中第二相颗粒增多,对位错的钉扎作用更强,位错的增殖较快,位错增殖效应大于位错回复效应。较低温度挤压,再结晶区比例较低,初始位错密度较高,对应挤压态合金的加工硬化率大。125℃挤压(拉伸应变速率1.1×10-3s-1)后,Mg-0.7Mn合金的室温断后伸长率达到82%。该合金存在明显的室温应变速率敏感性,通过应变速率“跳跃”实验,得到其应变速率敏感指数m值约为0.15(应变速率为1.1×10-3s-1～1.1×10-4s-1),显著高于商业变形镁合金,表明晶界滑移对Mg-0.7Mn合金的超高塑性有显著贡献。Mg-Mn二元合金的室温超高塑性主要来自于细小的动态再结晶晶粒以及再结晶晶粒的晶界的Mn偏聚,Mn偏聚降低了晶界结合力,促进了室温晶界滑移。