【摘 要】
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作为21世纪绿色工程材料,镁合金被广泛应用于交通、航天、医疗、军事等领域。然而,镁合金绝对强度低、室温塑性变形能力差等缺点,极大限制了镁合金的广泛使用。为了满足镁合金在各领域的需求,迫切需要开发出具有高强度的镁合金体系。近年来广受关注的Mg-RE-Zn系稀土镁合金,其稀土元素Gd在镁中的极限固溶度高达23.5%,且固溶度随温度下降急剧降低,可获得良好的固溶及时效强化效果,从而可以通过塑性变形工艺结
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作为21世纪绿色工程材料,镁合金被广泛应用于交通、航天、医疗、军事等领域。然而,镁合金绝对强度低、室温塑性变形能力差等缺点,极大限制了镁合金的广泛使用。为了满足镁合金在各领域的需求,迫切需要开发出具有高强度的镁合金体系。近年来广受关注的Mg-RE-Zn系稀土镁合金,其稀土元素Gd在镁中的极限固溶度高达23.5%,且固溶度随温度下降急剧降低,可获得良好的固溶及时效强化效果,从而可以通过塑性变形工艺结合热处理工艺显著改善合金的室温力学性能。因此,本文以Mg-6Gd-5Zn-0.5Zr和Mg-7.5Gd-6Zn-0.5Zr合金为研究对象,通过连续镦粗挤压工艺、常规挤压工艺,结合热处理工艺调控合金的显微组织,探究不同状态下合金显微组织、第二相、织构等对合金力学性能的影响,制备低稀土、高性能Mg-Gd-Zn-Zr镁合金。Mg-6Gd-5Zn-0.5Zr和Mg-7.5Gd-6Zn-0.5Zr两种铸态合金的显微组织形貌相似,均由晶界处连续网状分布的W-Mg3Gd2Zn3相和I-Mg3Gd Zn6相、晶粒内及晶界处少量颗粒状及块状Zn-Zr相组成。随着Gd、Zn元素含量的增加,合金的晶粒尺寸由43±18.4μm细化至22.9±10.5μm,第二相体积分数也随之增加。经过连续镦粗挤压后,铸态Mg-6Gd-5Zn-0.5Zr合金中连续网状分布的W+I相破碎为沿挤压方向分布的颗粒状第二相,晶粒尺寸明显细化。随着镦粗前合金直径的增加,第二相的分布逐渐变均匀,未再结晶晶粒的体积分数逐渐减少,织构强度逐渐减弱,合金的力学性能随直径的增加而减小。镦粗前直径为50 mm的合金呈现优异的室温力学性能。经过不同挤压比和挤压速度挤压后的Mg-7.5Gd-6Zn-0.5Zr合金,铸态合金中连续网状分布的W+I相同样破碎为沿挤压方向分布的小颗粒状第二相,但其颗粒状相的尺寸比连续镦粗挤压合金更加细小。当挤压比相同时,随着挤压速度增加,大挤压比的合金室温力学性能提高,小挤压比的合金室温力学性能逐渐下降;挤压速度相同时,合金的屈服强度和断后伸长率相近,而小挤压比和小挤压速度、大挤压比和大挤压速度时,合金的抗拉强度较高。时效处理后,合金的强度增加,且单级时效处理比固溶加时效处理具有更好的时效强化效果。使用固溶加时效热处理工艺研究合金的热处理性能。在挤压前进行固溶处理,使合金中的第二相尽可能的固溶到基体中,以便后续时效过程中能够析出更多的强化相。铸态Mg-7.5Gd-6Zn-0.5Zr合金挤压后,合金呈现双峰组织,且大量颗粒状第二相沿挤压方向分布,织构强度较高;而固溶态合金挤压后,少量大颗粒状第二相及纳米级颗粒状相沿挤压方向分布,合金几乎完全再结晶,织构强度较弱,两个合金的平均晶粒尺寸都明显细化。且直接挤压合金的屈服强度和抗拉强度比固溶挤压态合金的分别高26%和31%,但是断后伸长率却明显降低,两种合金相差13%。时效处理后,两种合金的强度都提高,但直接挤压态合金时效后室温力学性能更加优异。
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