『壹』 为什么镁合金易发生动态再结晶的原因
退火处理使硬度及强度有所降低,(0001)基面织构的最大极密度增加,得到均匀细小的等轴晶、10MPa和1,晶粒沿轧制方向被拉长,且显著减小了ZK60镁合金薄带力学性能的各向异性、固溶镁合金薄板制备难度大,ZK60镁合金薄带的拉伸强度,由枝晶状变为纤维状组织、道次间压下量及总变形量的增加.5mm厚ZK60镁合金薄带制备的最佳轧制工艺.5mm.7μm),再结晶晶粒比例增加、屈服强度和伸长率的偏差分别为23MPa,其三个方向的拉伸强度。 轧制态ZK60镁合金薄带表现出强的(0001)基面织构,ZK60镁合金薄带的拉伸强度、时效等热处理过程中温轧ZK60镁合金薄带的组织转变及其对性能的影响,301MPa和22,即先将3。温轧变形过程中产生的(0001)基面变形织构对合金起到强化作用、性能较低且工艺稳定性较差、441MPa和11。适当的T6处理可获得均匀细小的等轴晶组织(平均晶粒尺寸为6,并缩短镁合金薄板制备工艺流程,在最佳退火工艺条件下。随着轧制温度降低、位错及孪晶产生、屈服强度和伸长率分别为510MPa。温轧变形改变了TRC镁合金的组织形态,镁合金的强度及硬度增加,使其织构分布向垂直于轧制方向分散。 0:退火热处理—375℃×10~3s,然后再在300℃下轧制到0,但塑性明显提高,利用轧辊的急冷作用及半固态条件下的塑性变形细化坯料组织及第二相、塑性较低且各向异性较大,1mm厚薄带在350℃退火30min,道次间压下量为30%,继续提高温度或延长保温时间.9%。在300℃及以上温度退火过程中有静态再结晶发生,减少偏析;通过轧制工艺参数及热处理工艺参数的优化,且薄带内部有剪切带,确定了ZK60镁合金薄带最佳热处理工艺参数、减小各向异性、屈服强度及伸长率分别为388MPa,发生动态再结晶。在优化轧制工艺条件下,从而改善其塑性变形能力.3%、塑性加工能力较差,随着退火温度升高和保温时间的延长,晶粒明显长大,改善其综合力学性能。在轧制温度为350℃以上时.5mm厚的铸轧条带在350℃轧制到1mm。采用双辊铸轧法制备镁合金条带坯料,镁合金的组织细化且剪切带的密度增加,道次间退火温度为轧制温度,由于试样内部存在高密度剪切带。 通过分析退火.0%,保温时间为5min、轧制变形量和道次间压下量增大。随着轧制温度的降低;T6热处—375℃×3hrs+175℃×10hrs
『贰』 闀佸悎閲戠儹澶勭悊宸ヨ壓鍙婄爺绌剁幇鐘剁殑璁捐
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『叁』 镁铝合金在超塑性变形过程中具有什么样的力学性能
镁合金超塑性一般以微晶组织超塑性为主流研究方向，；尽管镁合金超塑性受到广泛关注，但目前基于超塑性的；由于超塑性一般要求小于10?m的高温稳定晶粒尺寸；纯金属在变形过程中，位错运动的顺序是先滑移后攀移；位错发生弹性交互作用；[29-31]；Mg-Al合金在高温条件下具有稳定的超过100%；目前镁合金的高温变形性
为：温度在合金熔点的半值以上，较慢的应变速率(10-4
s-1)及较低的变形应力。作为超塑性材料，一般要求其晶粒为等轴晶，晶粒尺寸较小(一般10?m以下)[11]。
镁合金超塑性一般以微晶组织超塑性为主流研究方向，研究者多采用热加工、等径角挤压、粉末冶金和快速凝固等细化晶粒方法将镁合金晶粒细化到10?m以下，在低应变速率变形时才能显示出超塑性。Watanabe等人[19]研究了粉末冶金工艺制备的ZK61合金的超塑性，得出镁合金超塑性变形过程中晶界滑移激活能高于晶界扩散和晶格扩散的激活能，这说明镁合金在超塑性变形过程中，晶界滑移容易在晶界三叉区或材料增强相与基体的相界处产生应力集中，使晶界滑移受到阻碍，这就需要有另外的协调机制使应力集中得到松弛，以协调晶界进一步滑移，Watanabe等人[20,
21]认为通过粉末冶金制备的镁合金的协调机制是晶界扩散控制下的滑移。刘满平等人[22,
23]研究了工业态AZ91合金和AZ31合金超塑性变形机制，他们认为工业态AZ31合金的变形机制为动态再结晶协调下的晶界滑移机制，而AZ91合金在高温高应变速率下的超塑性变形机制为孔洞扩散聚集协调下的晶界滑移机制，马洪涛等[24-26]研究了加工态MB26合金的超塑性行为，认为该合金的超塑性变形机制是位错运动与扩散蠕变协调下的境界滑移机制，变形初期的动态再结晶对获得细等轴晶粒起重要作用。
『肆』 改变金属性质
一般金属低温易碎，怎样不易碎要具体的金属采取具体的措施。合金虽有也有这样的性质
以此为例说明：镁为密排六方(HCP)结构，室温时轴比c/a=1.624，接近理想六方最密堆垛的轴比1.633，只有基面{0001}是最密排面，独立滑移系比立方结构少。当温度低于225℃变形镁合金主要发生{0001}<1120>基面滑移和{1012}<1011>孪生，变形过程中只有3个几何滑移系和两个独立滑移系，根据von Mises判据，一般多晶体材料进行稳定的均匀变形时需要5个独立的滑移系，所以镁合金在低温下表现出较差的塑性。因此，为了充分利用镁合金的优良性能，如何改善提高镁合金成形性是一个亟待解决的问题。
当形变温度高于225℃时，一般认为非基面滑移开动所需的临界分切应力降低，会激活棱面{10-10}和锥面{10-11}滑移，同时温度升高动态再结晶容易发生，塑性显著提高，300℃以上变形能力大约是室温时变形9倍。因此目前镁及镁合金的加工，主要采用热变形方法激活动态再结晶或利用镁的超塑性。此外，还有人尝试利用高温激活大量的非基面c+a滑移系{11-22}<11-2-3>，从而有足够的独立滑移系以致从根本上改善镁的塑性，目前还没有得到有效证明。
综上，在低温时，滑移系少，晶粒变形及转动协调不利，不能满足大变形的需要，而且由于六方结构，孪生在低温作为主要形变机制所能提供的应变量有限，故镁合金在低温表现出脆性。而温度高于200摄氏度，孪生不易发生，除了所谓的非基面滑移可以开动，以及多系滑移的CRSS降低，虽然对此有争议；还有更重要的是温度高位错运动变得较为容易，且能发生再结晶消耗了位错的塞积，同时DRX新晶粒出现细化组织以及促进晶界滑动，以及镁的扩散能力也较好，加速晶界的迁移，因此镁合金在高温表现出较好的塑性。
『伍』 镁合金表面调整剂会受气温影响吗
温度对镁合金塑性变形能力具有很大的影响。提高温度能激活镁合金中棱柱面和锥面等潜在的滑移系。但挤压温度过高时，不但给操作带来不便，而且容易使班车表面严重氧化而损害表面质量。
此外，镁合金变形组织对温度非常敏感，但挤压温度过低时，不能通过动态再结晶细化晶粒，粗大晶粒组织中存在大量的孪晶。而当挤压温度过高时，可能发生二次再结晶导致晶粒长大。
『陆』 怎样通过改变塑性变形工艺提高镁合金高温力学性能
镁合金薄板制备难度大、性能较低且工艺稳定性较差、塑性较低且各向异性较大、塑性加工能力较差。
采用双辊铸轧法制备镁合金条带坯料,利用轧辊的急冷作用及半固态条件下的塑性变形细化坯料组织及第二相,减少偏析,从而改善其塑性变形能力,并缩短镁合金薄板制备工艺流程;通过轧制工艺参数及热处理工艺参数的优化,改善其综合力学性能、减小各向异性。
0.5mm厚ZK60镁合金薄带制备的最佳轧制工艺,即先将3.5mm厚的铸轧条带在350℃轧制到1mm,1mm厚薄带在350℃退火30min,然后再在300℃下轧制到0.5mm,道次间压下量为30%,道次间退火温度为轧制温度,保温时间为5min。温轧变形改变了TRC镁合金的组织形态,由枝晶状变为纤维状组织,晶粒沿轧制方向被拉长,且薄带内部有剪切带、位错及孪晶产生。在轧制温度为350℃以上时,发生动态再结晶。随着轧制温度的降低、道次间压下量及总变形量的增加,镁合金的组织细化且剪切带的密度增加,镁合金的强度及硬度增加。在优化轧制工艺条件下,ZK60镁合金薄带的拉伸强度、屈服强度和伸长率分别为510MPa、441MPa和11.3%。 通过分析退火、固溶、时效等热处理过程中温轧ZK60镁合金薄带的组织转变及其对性能的影响,确定了ZK60镁合金薄带最佳热处理工艺参数:退火热处理—375℃×10~3s;T6热处—375℃×3hrs+175℃×10hrs。在300℃及以上温度退火过程中有静态再结晶发生,随着退火温度升高和保温时间的延长,再结晶晶粒比例增加,得到均匀细小的等轴晶,继续提高温度或延长保温时间,晶粒明显长大。退火处理使硬度及强度有所降低,但塑性明显提高,在最佳退火工艺条件下,ZK60镁合金薄带的拉伸强度、屈服强度及伸长率分别为388MPa,301MPa和22.9%。适当的T6处理可获得均匀细小的等轴晶组织(平均晶粒尺寸为6.7μm),且显著减小了ZK60镁合金薄带力学性能的各向异性,其三个方向的拉伸强度、屈服强度和伸长率的偏差分别为23MPa、10MPa和1.0%。 轧制态ZK60镁合金薄带表现出强的(0001)基面织构,由于试样内部存在高密度剪切带,使其织构分布向垂直于轧制方向分散。随着轧制温度降低、轧制变形量和道次间压下量增大,(0001)基面织构的最大极密度增加。温轧变形过程中产生的(0001)基面变形织构对合金起到强化作用。