等通道轉(zhuǎn)角擠壓Sb變質(zhì)Mg10Al合金的組織及力學(xué)性能.pdf

1、鎂合金中β-Mg17A112相起強(qiáng)化作用，但是當(dāng)鋁含量大于10％，β-Mg17A112相呈網(wǎng)狀分布，對基體有很大的割裂作用；同時，B-Mg17A112相熔點(diǎn)低，在高溫下易軟化，無法抑制晶界的滑動，極大得降低了高鋁鎂合金的室溫及高溫力學(xué)性能。Mg3Sb2相一方面在凝固過程中能夠提高α-Mg的形核率，細(xì)化基體晶粒；另一方面它熔點(diǎn)高，屬于高溫穩(wěn)定相，分布在晶界中能夠阻礙晶界的滑動，能夠提高高鋁鎂合金的室溫及高溫力學(xué)性能。但由于Mg3Sb2相一

2、般呈針狀，對基體具有割裂作用。
　　 通過對不同Sb含量的Mg10A1合金的微觀組織及在室溫和150℃高溫下的力學(xué)性能的研究表明：加入適量的Sb，Mg10A1合金中生成了彌散分布的針狀M93Sb2相，α-Mg初晶被顯著細(xì)化，共晶β-Mg17A112的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)得到改善；當(dāng)Sb含量為0.5％時，組織細(xì)化效果最佳。隨著Sb含量的增加，室溫及高溫下合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率先升高后降低，當(dāng)Sb含量為0.5％時，綜合力學(xué)性能最佳。M

3、g10A10.5Sb合金在150℃下的抗拉強(qiáng)度為180MPa、伸長率為19％，比Mg10A1合金分別提高了30％和90％。
　　 為了確定適合于Mg10A10.5Sb合金ECAP擠壓的溫度和速率，分別在230℃、250℃、270℃和280℃下以1.5 mm／min和2mm／min兩種速率對合金進(jìn)行1道次擠壓，并研究了不同擠壓工藝參數(shù)下合金的微觀組織與力學(xué)性能。研究表明：相同速率下，隨著擠壓溫度的升高，擠壓后合金試樣的裂紋減少，合

4、金發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，力學(xué)性能表現(xiàn)為先提高后降低。
　　 在280℃下，以1.5 mm／mim的擠壓速率擠壓獲得的合金試樣外觀完整，合金的晶粒大小均勻，拉伸強(qiáng)度和伸長率分別為240MPa和3％，比2mm／min的擠壓速率擠壓的合金力學(xué)性能有所提高。發(fā)現(xiàn)適合Mg10A10.Sb合金ECAP擠壓的溫度和速率為280℃和1.5 mm／min。
　　 在280℃和1.5mm/min速率下，以Bc路徑對Mg10A10.5Sb合金分別

5、進(jìn)行了1、2、4、6、8道次擠壓。隨著擠壓道次的增加，a-Mg基體晶粒逐步細(xì)化，同時網(wǎng)狀β-Mg17A112相也被破碎細(xì)化，部分破碎細(xì)化的β-Mgl7A112相在擠壓過程中回溶于α-Mg基體、并再次析出形成數(shù)量較多的均勻彌散分布的細(xì)小β-Mg17A112相。經(jīng)6道次擠壓后α-Mg晶粒尺寸由鑄態(tài)的100μm減小到10μm，α-Mg晶粒內(nèi)析出大量的β-Mg17A112相，同時晶界處的β-Mg17A112相也被最大程度得擠碎。經(jīng)8道次擠壓后α

6、-Mg晶粒尺寸與6道次擠壓相比沒有很大變化，而β-Mg17A112相出現(xiàn)粗化趨向。室溫、150℃
　　和200℃下合金的力學(xué)性能隨擠壓道次的增加都表現(xiàn)出了先升高后降低的趨勢，并在6道次時最佳。與室溫相比，高溫下臺金的強(qiáng)度顯著下降，但塑性大幅度提高。
　　 此外，對比分析了經(jīng)6道次擠壓的Mg10A1合金和Mg10A10.5Sb合金的微觀組織和室溫及高溫力學(xué)性能。發(fā)現(xiàn)加入0.5％含量的Sb后，6道次擠壓后Mg3Sb2相尺寸由