『壹』 為什麼鎂合金易發生動態再結晶的原因
退火處理使硬度及強度有所降低,(0001)基面織構的最大極密度增加,得到均勻細小的等軸晶、10MPa和1,晶粒沿軋制方向被拉長,且顯著減小了ZK60鎂合金薄帶力學性能的各向異性、固溶鎂合金薄板制備難度大,ZK60鎂合金薄帶的拉伸強度,由枝晶狀變為纖維狀組織、道次間壓下量及總變形量的增加.5mm厚ZK60鎂合金薄帶制備的最佳軋制工藝.5mm.7μm),再結晶晶粒比例增加、屈服強度和伸長率的偏差分別為23MPa,其三個方向的拉伸強度。 軋制態ZK60鎂合金薄帶表現出強的(0001)基面織構,ZK60鎂合金薄帶的拉伸強度、時效等熱處理過程中溫軋ZK60鎂合金薄帶的組織轉變及其對性能的影響,301MPa和22,即先將3。溫軋變形過程中產生的(0001)基面變形織構對合金起到強化作用、性能較低且工藝穩定性較差、441MPa和11。適當的T6處理可獲得均勻細小的等軸晶組織(平均晶粒尺寸為6,並縮短鎂合金薄板制備工藝流程,在最佳退火工藝條件下。隨著軋制溫度降低、位錯及孿晶產生、屈服強度和伸長率分別為510MPa。溫軋變形改變了TRC鎂合金的組織形態,鎂合金的強度及硬度增加,使其織構分布向垂直於軋制方向分散。 0:退火熱處理—375℃×10~3s,然後再在300℃下軋制到0,但塑性明顯提高,利用軋輥的急冷作用及半固態條件下的塑性變形細化坯料組織及第二相、塑性較低且各向異性較大,1mm厚薄帶在350℃退火30min,道次間壓下量為30%,繼續提高溫度或延長保溫時間.9%。在300℃及以上溫度退火過程中有靜態再結晶發生,減少偏析;通過軋制工藝參數及熱處理工藝參數的優化,且薄帶內部有剪切帶,確定了ZK60鎂合金薄帶最佳熱處理工藝參數、減小各向異性、屈服強度及伸長率分別為388MPa,發生動態再結晶。在優化軋制工藝條件下,從而改善其塑性變形能力.3%、塑性加工能力較差,隨著退火溫度升高和保溫時間的延長,晶粒明顯長大,改善其綜合力學性能。在軋制溫度為350℃以上時.5mm厚的鑄軋條帶在350℃軋制到1mm。採用雙輥鑄軋法制備鎂合金條帶坯料,鎂合金的組織細化且剪切帶的密度增加,道次間退火溫度為軋制溫度,由於試樣內部存在高密度剪切帶。 通過分析退火.0%,保溫時間為5min、軋制變形量和道次間壓下量增大。隨著軋制溫度的降低;T6熱處—375℃×3hrs+175℃×10hrs
『貳』 闀佸悎閲戠儹澶勭悊宸ヨ壓鍙婄爺絀剁幇鐘剁殑璁捐
闀佸悎閲戠儹澶勭悊宸ヨ壓鍙婄爺絀剁幇鐘
鎽樿侊細闀佸悎閲戝叿鏈夎緝楂樼殑姣斿垰搴︺佹瘮寮哄害銆佽壇濂界殑鐢電佸睆钄芥с佸噺鎸鎬ц兘鍜屾暎鐑鎬ц兘錛屾槸鏈杞葷殑緇撴瀯閲戝睘鏉愭枡涔嬩竴錛屽湪鑸絀鴻埅澶╅嗗煙鍏鋒湁騫挎硾鐨勫簲鐢ㄥ墠鏅銆傛湰鏂囩患榪頒簡闀佸悎閲戠儹澶勭悊宸ヨ壓鍙婂叾鐮旂┒鐜扮姸銆
鍏抽敭璇嶏細闀佸悎閲 鐑澶勭悊 鐮旂┒鐜扮姸
澶氭暟闀佸悎閲戦兘鍙閫氳繃鐑澶勭悊鏉ユ敼鍠勬垨璋冩暣鏉愭枡鐨勫姏瀛︽ц兘鍜屽姞宸ユц兘銆傞晛鍚堥噾鑳藉惁閫氳繃鐑澶勭悊寮哄寲瀹屽叏鍙栧喅浜庡悎閲戝厓緔犵殑鍥烘憾搴︽槸鍚﹂殢娓╁害鍙樺寲銆傚綋鍚堥噾鍏冪礌鐨勫滻婧跺害闅忔俯搴﹀彉鍖栨椂錛岄晛鍚堥噾鍙浠ヨ繘琛岀儹澶勭悊寮哄寲銆傞晛鍚堥噾鐨勫父瑙勭儹澶勭悊宸ヨ壓鍒嗕負閫鐏鍜屽滻婧舵椂鏁堜袱澶х被銆
闀佸悎閲戠儹澶勭悊寮哄寲鐨勭壒鐐規槸錛氬悎閲戝厓緔犵殑鎵╂暎鍜屽悎閲戠浉鐨勫垎瑙ｈ繃紼嬫瀬鍏剁紦鎱錛屽洜姝ゅ滻婧跺拰鏃舵晥澶勭悊鏃墮渶瑕佷繚鎸佽緝闀跨殑鏃墮棿銆傚彟澶栵紝闀佸悎閲戝湪鍔犵儹鐐変腑搴斾繚鎸佷腑鎬ф皵姘涙垨閫氬叆淇濇姢姘斾綋浠ラ槻鐕冪儳銆
涓銆 閫鐏
閫鐏鍙浠ユ樉钁楅檷浣庨晛鍚堥噾鍒跺搧鐨勬姉鎷夊己搴﹀苟澧炲姞鍏跺戞э紝瀵規煇浜涘悗緇鍔犲伐鏈夊埄銆傚彉褰㈤晛鍚堥噾鏍規嵁浣跨敤瑕佹眰鍜屽悎閲戞ц川錛屽彲閲囩敤楂樻俯瀹屽叏閫鐏錛圤錛夊拰浣庢俯鍘誨簲鍔涢鐏錛圱2錛夈
瀹屽叏閫鐏鍙浠ユ秷闄ら晛鍚堥噾鍦ㄥ戞у彉褰㈣繃紼嬩腑浜х敓鐨勫姞宸ョ‖鍖栨晥搴旓紝鎮㈠嶅拰鎻愰珮鍏跺戞э紝浠ヤ究榪涜屽悗緇鍙樺艦鍔犲伐銆傚畬鍏ㄩ鐏鏃朵竴鑸浼氬彂鐢熷啀緇撴櫠鍜屾櫠綺掗暱澶э紝鎵浠ユ俯搴︿笉鑳借繃楂橈紝鏃墮棿涓嶈兘澶闀褲傚綋闀佸悎閲戝惈紼鍦熸椂錛屽叾鍐嶇粨鏅舵俯搴﹀崌楂樸侫M60銆丄Z31銆丄Z61銆丄Z60 鍚堥噾緇忕儹杞ф垨鐑鎸ゅ帇閫鐏鍚庣粍緇囧緱鍒版敼鍠勩傚幓搴斿姏閫鐏鏃㈠彲浠ュ噺灝忔垨娑堥櫎鍙樺艦闀佸悎閲戝埗鍝佸湪鍐風儹鍔犲伐銆佹垚褰銆佹牎姝ｅ拰鐒婃帴榪囩▼涓浜х敓鐨勬畫浣欏簲鍔涳紝涔熷彲浠ユ秷闄ら摳浠舵垨閾擱敪涓鐨勬畫浣欏簲鍔涖
浜屻佸滻婧跺拰鏃舵晥
1銆佸滻婧跺勭悊
瑕佽幏寰楁椂鏁堝己鍖栫殑鏈夊埄鏉′歡錛屽墠鎻愭槸鏈変竴涓榪囬ケ鍜屽滻婧朵綋銆傚厛鍔犵儹鍒板崟鐩稿滻婧朵綋鐩稿尯鍐呯殑閫傚綋娓╁害錛屼繚娓╅傚綋鏃墮棿錛屼嬌鍘熺粍緇囦腑鐨勫悎閲戝厓緔犲畬鍏ㄦ憾鍏ュ熀浣撻噾灞炰腑錛屽艦鎴愯繃楗卞拰鍥烘憾浣擄紝榪欎釜榪囩▼灝辯О涓哄滻婧剁儹澶勭悊銆傜敱浜庡悎閲戝厓緔犲拰鍩轟綋鍏冪礌鐨勫師瀛愬崐寰勫拰寮規фā閲忕殑宸寮傦紝浣垮熀浣撲駭鐢熺偣闃電暩鍙樸傜敱姝や駭鐢熺殑搴斿姏鍦哄皢闃葷嶄綅閿欒繍鍔錛屼粠鑰屼嬌鍩轟綋寰楀埌寮哄寲銆傚滻婧跺悗灞堟湇寮哄害鐨勫炲姞灝嗕笌鍔犲叆婧惰川鍏冪礌鐨勬祿搴︽垚浜屽垎涔嬩竴嬈℃柟姣斻
鏍規嵁Hmue-Rothery瑙勫垯錛屽傛灉婧跺墏涓庢憾璐ㄥ師瀛愮殑鍗婂緞涔嬪樊瓚呰繃14%鍀15%錛岃ョ嶆憾鍓傚湪姝ょ嶆憾璐ㄤ腑鐨勫滻婧跺害涓嶄細寰堝ぇ銆傝孧g鐨勫師瀛愮洿寰勪負3.2nm錛屽垯Li錛孉l錛孴i錛 Cr錛孼n錛孏e錛孻t錛孼r錛孨b錛孧o錛孭d錛孴i錛孭b錛孊i絳夊厓緔犲彲鑳藉湪Mg涓浼氭湁鏄捐憲鐨勫滻婧跺害銆傚彟澶栵紝鑻ョ粰瀹氬厓緔犱笌Mg鐨勮礋鐢墊х浉宸寰堝ぇ錛屼緥濡傚綋Gordy瀹氫箟鐨勮礋鐢墊у肩浉宸0.4浠ヤ笂錛堝嵆鈭xMg錛峹鈭>0.4錛夋椂錛屼篃涓嶅彲鑳芥湁鏄捐憲鐨勫滻婧跺害銆傚洜涓烘ゆ椂Mg鍜岃ュ厓緔犳槗褰㈡垚紼沖畾鐨勫寲鍚堢墿錛岃岄潪鍥烘憾浣撱
2銆佷漢宸ユ椂鏁
娌夋穩寮哄寲鏄闀佸悎閲戝己鍖(灝ゆ寚瀹ゆ俯寮哄害)鐨勪竴涓閲嶈佹満鍒躲傚湪鍚堥噾涓錛屽綋鍚堥噾鍏冪礌鐨勫滻婧跺害闅忕潃娓╁害鐨勪笅闄嶈屽噺灝戞椂錛屼究鍙鑳戒駭鐢熸椂鏁堝己鍖栥傚皢鍏鋒湁榪欑嶇壒寰佺殑鍚堥噾鍦ㄩ珮娓╀笅榪涜屽滻婧跺勭悊錛屽緱鍒頒笉紼沖畾鐨勮繃楗卞拰鍥烘憾浣擄紝鐒跺悗鍦ㄨ緝浣庣殑娓╁害涓嬭繘琛屾椂鏁堝勭悊錛屽嵆鍙浜х敓寮ユ暎鐨勬矇娣鐩搞傛粦鍔ㄤ綅閿欎笌娌夋穩鐩哥浉浜掍綔鐢錛屼嬌灞堟湇寮哄害鎻愰珮錛岄晛鍚堥噾寰楀埌寮哄寲錛
Tyield=(2aGb)/L+蟿a 錛1錛
寮忎腑Tyield涓烘矇娣寮哄寲鍚堥噾鐨勫眻鏈嶅己搴︼紱蟿a涓烘病鏈夋矇娣鐨勫熀浣撶殑灞堟湇寮哄害錛(2aGb/L)涓哄湪娌夋穩涔嬮棿寮鍑轟綅閿欐墍闇鐨勫簲鍔涖
鐢變簬鍏鋒湁杈冧綆鐨勬墿鏁ｆ縺媧昏兘錛岀粷澶у氭暟闀佸悎閲戝硅嚜鐒舵椂鏁堜笉鏁忔劅錛屾番鐏鍚庤兘鍦ㄥゆ俯涓嬮暱鏈熶繚鎸佹番鐏鐘舵併傞儴鍒嗛晛鍚堥噾緇忚繃閾擱犳垨鍔犲伐鎴愬艦鍚庝笉榪涜屽滻婧跺勭悊鑰屾槸鐩存帴榪涜屼漢宸ユ椂鏁堛傝繖縐嶅伐鑹哄緢綆鍗曪紝鍙浠ユ秷闄ゅ伐浠剁殑搴斿姏錛岀暐寰鎻愰珮鍏舵姉鎷夊己搴︺傚筂g-Zn緋誨悎閲戝氨甯稿湪鐑鍙樺艦鍚庣洿鎺ヤ漢宸ユ椂鏁堜互鑾峰緱鏃舵晥寮哄寲鏁堟灉錛屽嵆鍙鑾峰緱T5鐘舵佸姞宸ヤ駭鍝併
『叄』 鎂鋁合金在超塑性變形過程中具有什麼樣的力學性能
鎂合金超塑性一般以微晶組織超塑性為主流研究方向，；盡管鎂合金超塑性受到廣泛關注，但目前基於超塑性的；由於超塑性一般要求小於10?m的高溫穩定晶粒尺寸；純金屬在變形過程中，位錯運動的順序是先滑移後攀移；位錯發生彈性交互作用；[29-31]；Mg-Al合金在高溫條件下具有穩定的超過100%；目前鎂合金的高溫變形性
為：溫度在合金熔點的半值以上，較慢的應變速率(10-4
s-1)及較低的變形應力。作為超塑性材料，一般要求其晶粒為等軸晶，晶粒尺寸較小(一般10?m以下)[11]。
鎂合金超塑性一般以微晶組織超塑性為主流研究方向，研究者多採用熱加工、等徑角擠壓、粉末冶金和快速凝固等細化晶粒方法將鎂合金晶粒細化到10?m以下，在低應變速率變形時才能顯示出超塑性。Watanabe等人[19]研究了粉末冶金工藝制備的ZK61合金的超塑性，得出鎂合金超塑性變形過程中晶界滑移激活能高於晶界擴散和晶格擴散的激活能，這說明鎂合金在超塑性變形過程中，晶界滑移容易在晶界三叉區或材料增強相與基體的相界處產生應力集中，使晶界滑移受到阻礙，這就需要有另外的協調機制使應力集中得到鬆弛，以協調晶界進一步滑移，Watanabe等人[20,
21]認為通過粉末冶金制備的鎂合金的協調機制是晶界擴散控制下的滑移。劉滿平等人[22,
23]研究了工業態AZ91合金和AZ31合金超塑性變形機制，他們認為工業態AZ31合金的變形機制為動態再結晶協調下的晶界滑移機制，而AZ91合金在高溫高應變速率下的超塑性變形機制為孔洞擴散聚集協調下的晶界滑移機制，馬洪濤等[24-26]研究了加工態MB26合金的超塑性行為，認為該合金的超塑性變形機制是位錯運動與擴散蠕變協調下的境界滑移機制，變形初期的動態再結晶對獲得細等軸晶粒起重要作用。
『肆』 改變金屬性質
一般金屬低溫易碎，怎樣不易碎要具體的金屬採取具體的措施。合金雖有也有這樣的性質
以此為例說明：鎂為密排六方(HCP)結構，室溫時軸比c/a=1.624，接近理想六方最密堆垛的軸比1.633，只有基面{0001}是最密排面，獨立滑移系比立方結構少。當溫度低於225℃變形鎂合金主要發生{0001}<1120>基面滑移和{1012}<1011>孿生，變形過程中只有3個幾何滑移系和兩個獨立滑移系，根據von Mises判據，一般多晶體材料進行穩定的均勻變形時需要5個獨立的滑移系，所以鎂合金在低溫下表現出較差的塑性。因此，為了充分利用鎂合金的優良性能，如何改善提高鎂合金成形性是一個亟待解決的問題。
當形變溫度高於225℃時，一般認為非基面滑移開動所需的臨界分切應力降低，會激活棱面{10-10}和錐面{10-11}滑移，同時溫度升高動態再結晶容易發生，塑性顯著提高，300℃以上變形能力大約是室溫時變形9倍。因此目前鎂及鎂合金的加工，主要採用熱變形方法激活動態再結晶或利用鎂的超塑性。此外，還有人嘗試利用高溫激活大量的非基面c+a滑移系{11-22}<11-2-3>，從而有足夠的獨立滑移系以致從根本上改善鎂的塑性，目前還沒有得到有效證明。
綜上，在低溫時，滑移系少，晶粒變形及轉動協調不利，不能滿足大變形的需要，而且由於六方結構，孿生在低溫作為主要形變機制所能提供的應變數有限，故鎂合金在低溫表現出脆性。而溫度高於200攝氏度，孿生不易發生，除了所謂的非基面滑移可以開動，以及多系滑移的CRSS降低，雖然對此有爭議；還有更重要的是溫度高位錯運動變得較為容易，且能發生再結晶消耗了位錯的塞積，同時DRX新晶粒出現細化組織以及促進晶界滑動，以及鎂的擴散能力也較好，加速晶界的遷移，因此鎂合金在高溫表現出較好的塑性。
『伍』 鎂合金錶面調整劑會受氣溫影響嗎
溫度對鎂合金塑性變形能力具有很大的影響。提高溫度能激活鎂合金中稜柱面和錐面等潛在的滑移系。但擠壓溫度過高時，不但給操作帶來不便，而且容易使班車表面嚴重氧化而損害表面質量。
此外，鎂合金變形組織對溫度非常敏感，但擠壓溫度過低時，不能通過動態再結晶細化晶粒，粗大晶粒組織中存在大量的孿晶。而當擠壓溫度過高時，可能發生二次再結晶導致晶粒長大。
『陸』 怎樣通過改變塑性變形工藝提高鎂合金高溫力學性能
鎂合金薄板制備難度大、性能較低且工藝穩定性較差、塑性較低且各向異性較大、塑性加工能力較差。
採用雙輥鑄軋法制備鎂合金條帶坯料,利用軋輥的急冷作用及半固態條件下的塑性變形細化坯料組織及第二相,減少偏析,從而改善其塑性變形能力,並縮短鎂合金薄板制備工藝流程;通過軋制工藝參數及熱處理工藝參數的優化,改善其綜合力學性能、減小各向異性。
0.5mm厚ZK60鎂合金薄帶制備的最佳軋制工藝,即先將3.5mm厚的鑄軋條帶在350℃軋制到1mm,1mm厚薄帶在350℃退火30min,然後再在300℃下軋制到0.5mm,道次間壓下量為30%,道次間退火溫度為軋制溫度,保溫時間為5min。溫軋變形改變了TRC鎂合金的組織形態,由枝晶狀變為纖維狀組織,晶粒沿軋制方向被拉長,且薄帶內部有剪切帶、位錯及孿晶產生。在軋制溫度為350℃以上時,發生動態再結晶。隨著軋制溫度的降低、道次間壓下量及總變形量的增加,鎂合金的組織細化且剪切帶的密度增加,鎂合金的強度及硬度增加。在優化軋制工藝條件下,ZK60鎂合金薄帶的拉伸強度、屈服強度和伸長率分別為510MPa、441MPa和11.3%。 通過分析退火、固溶、時效等熱處理過程中溫軋ZK60鎂合金薄帶的組織轉變及其對性能的影響,確定了ZK60鎂合金薄帶最佳熱處理工藝參數:退火熱處理—375℃×10~3s;T6熱處—375℃×3hrs+175℃×10hrs。在300℃及以上溫度退火過程中有靜態再結晶發生,隨著退火溫度升高和保溫時間的延長,再結晶晶粒比例增加,得到均勻細小的等軸晶,繼續提高溫度或延長保溫時間,晶粒明顯長大。退火處理使硬度及強度有所降低,但塑性明顯提高,在最佳退火工藝條件下,ZK60鎂合金薄帶的拉伸強度、屈服強度及伸長率分別為388MPa,301MPa和22.9%。適當的T6處理可獲得均勻細小的等軸晶組織(平均晶粒尺寸為6.7μm),且顯著減小了ZK60鎂合金薄帶力學性能的各向異性,其三個方向的拉伸強度、屈服強度和伸長率的偏差分別為23MPa、10MPa和1.0%。 軋制態ZK60鎂合金薄帶表現出強的(0001)基面織構,由於試樣內部存在高密度剪切帶,使其織構分布向垂直於軋制方向分散。隨著軋制溫度降低、軋制變形量和道次間壓下量增大,(0001)基面織構的最大極密度增加。溫軋變形過程中產生的(0001)基面變形織構對合金起到強化作用。