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采用高纯铝(99.991wt.%)和中间铝合金(Al-1.85Sc、Al-4.38Zr、Al-5.08Yb)通过熔配的方法制备出Al-0.2Sc-0.04Zr和Al-0.2Sc-0.02Zr-0.02Yb合金(wt.%),并在640oC均匀化24h后进行水淬。不同温度时效189min后进行室温恒速拉伸测试,获得最佳时效温区,并对峰时效(330oC×189min)处理合金进行了系统的变温、变速拉伸性能测试。结合OM(金相光学显微镜)、SEM(扫描电子显微镜)和TEM(透射电子显微镜)观察,获得形变条件对合金微结构的影响,深入分析热处理制度和0.02%Yb置换Zr对合金室温和高温拉伸力学性能的影响,探索合金的高温形变机理。金相观察可知,Al-0.2Sc-0.02Zr-0.02Yb合金的晶粒尺寸约为0.6mm,明显小于Al-0.2Sc-0.04Zr合金(1mm),这表明0.02%Yb置换Zr能适当减小合金晶粒尺寸。由室温恒速拉伸(1.7×10-3s-1)测试结果可知:随时效温度升高,两种合金的屈服强度和抗拉强度均先升高后下降,最佳时效温度区间是300~350oC。在相同时效温度下,0.02%Yb置换Zr能明显提高合金室温拉伸强度,提高幅度随时效温度而改变,欠时效区提高幅度最大,过时效区次之,而峰时效区最小,整体幅度在10~30%。100~300oC峰时效态(330oC×189min)合金恒速拉伸(1.7×10-4s-1)对比测试结果表明:Al-0.2Sc-0.04Zr和Al-0.2Sc-0.02Zr-0.02Yb合金的抗拉强度σb和屈服强度σ0.2都随着温度升高而显著下降。在相同温度下,0.02%Yb置换Zr能适当提高合金的抗拉强度σb和屈服强度σ0.2,整体而言,σb提高水平在10~12.8%,σ0.2则在5.3~8.7%,与峰时效态合金室温拉伸强度提高幅度相当。合金延伸率δ随变形温度升高先增加,然后又缓慢下降,基本处在20~40%水平之间,明显高于室温延伸率水平(15~24%)。此外,形变温度和Yb置换Zr对合金的屈强比(σ0.2/σb)有不同影响:两种合金的屈强比在室温时都在90%以下,100~300oC则在90~96%水平;而0.02%Yb置换Zr会增加合金室温和100oC的屈强比,而降低150~300oC间的屈强比。值得指出的是:合金室温拉伸屈服时的应变基本在0.5%以下,而高温时则在3%水平,这应该与合金高温形变时存在明显的滞弹性有关。通过应力递增实验,获得了峰时效态合金的真形变速率tε与准稳态真应力tσ间关系。发现tε~tσ关系无法按传统高温恒速拉伸常用的激活体积模型获得满意解释。根据存在门槛应力thσ的蠕变模型:exp()(A/)k TQnthtt-σ-σ=ε,式中A是常数,n是应力指数,Q是激活能,k是玻尔兹曼常数,T是绝对温度,对所得tε~tσ关系进行了分析。取n=4.4(纯Al应力指数),所得激活能明显小于纯铝的自扩散激活能(1.29e V)。取n=8(恒定亚结构应力指数),发现当低于150oC时,exp(A-/)k TQ与T/1出现明显反常,这表明在150oC时合金恒速拉伸机制出现了明显转变。当温度高于150oC时,exp(A-/)k TQ表现出强烈的温度依赖关系,所得激活能略高于1e V,但仍低于纯Al自扩散激活能(1.29e V)。若只考虑200oC及其以上数据,则Al-0.2Sc-0.04Zr和Al-0.2Sc-0.02Zr-0.02Yb的激活能分别为1.23e V和1.26e V,与纯Al自扩散激活能相当。仔细分析发现,激活能随温度升高而增大,这与文献上纯Al结果完全一致。此外,0.02%Yb置换Zr能适当提高合金门槛应力。综合结果表明:0.02%Yb置换Zr能进一步提高Al-0.2Sc-0.04(Zr,Yb)合金拉伸性能,而峰时效态Al-0.2Sc-0.04(Zr,Yb)合金的高温形变应满足恒定亚结构的形变机制,而非国际上广泛认可的纯Al形变机制。