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轴端挡圈落料、冲孔、冲槽连续模.rar

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    编号:20181016173630278    类型:共享资源    大小:2.65MB    格式:RAR    上传时间:2018-10-16
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    金币
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    轴端挡圈落料 冲孔 连续
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    在含有稀有元素Mg–Zn–Zr的合金中,加工工艺对相变的影响Jitka Pelcov´a ∗, Bohumil Smola, Ivana Stul´ıkov´a捷克人民共和国布拉格查尔斯大学的数学和物理教师 Ke Karlovu 5, CZ-121 16, 2005年8月30日被一般承认,从2005年12月13日开始校订,2005年12月15日被接受。摘要我们进行了一项调查,旨在研究退火对镁合金(镁3%,锌1%,钕0.5%锆)在沉淀过程和显微结构的稳定性的作用,这种合金是在多种凝固条件形成的。该合金是在有或者没有后续挤出的情况下挤压铸造和喷雾成形的。在退火温度从293变到783K的同时通过相对电阻率的变化研究相变,对选定状态的显微结构在透射电镜技术显微镜下进行了详细的分析。1.介绍因为他们具有特殊的属性,例如低密度,高强度,良好的机械加工性和实用性镁合金广泛应用于天空,航空,汽车或休闲工具。在稳定升高时因为他们适度的机械延展性,镁基合金的引用也是有限的。通过使用现代加工工艺(合成物,快速凝固合金,加入纳米颗粒)或者使用非传统的合金元素,像稀土元素可以改良镁合金。[1]通过减少生产必要的步骤,并且提高微观结构的细化,压制和宏观分离的属性的优势,喷射成型,作为快速凝固的种加工工艺,是可能降低生产成本的。这种技术已经应用于含镁3%,锌1%,钕0.5%锆的合金研究中。锌通常作为一种合金元素加入商业镁合金中,在过饱和的固体溶液分解过程中,镁锌合金的GP区和亚稳态的MgZn, MgZn2, Mg2Zn3的沉淀物能够被观察到。Zr元素能够细化晶粒尺寸,并且它还参与相的发展,这种相可以提高合金的抗拉强度和抗蠕变性能。 大多数Mg-Zr合金含稀土元素,如铈,钕和镧系元素,由于晶界网络的形成相对低的共溶性他们能与镁形成共晶系统并且提高合金的铸造性能。连续合金的开发能够使以Mg-Zr为基体的合金的机械加工性能得到很大的改善[2]. 高温性能的重大的改进使近来许多的合金能够在高达537K的温度下使用而先前的Mg– Zr合金使用温度才423K[3,4].Mg-Zn-Zr合金(被称为ZK合金)被广泛用于商业因为他们的强度高,良好的可塑性和耐腐蚀性[5]. 由于包含的稀土粒子的形成,Luo et al发现了在Mg –Zn–Zr–RE合金的锻造过程中,稀土元素具有强化效应,在合金挤出的过程中它们能够抑制抑制的动态再结晶。[6]. 在中加入3 wt.% 的 Nd能够有效地提高合金的在更高温度下的屈服强度和极限拉伸强度,最终导致晶粒细化并且有Mg12Nd 相的形成。如果冷切速率足够高,在Mg–Zn–RE–(Zr)合金中能够形成准晶体 [7] Luo et al最先报道了在含锌和钇的镁合金中Mg–Zn–Y二十面体的准晶相是呈五重对称分布的。从这时起, Niikura et al. [8] 和 Tsai et al. [9]已经用稀有元素 Y , Nd, Sm, Dy, Gd, Tb, Ho and Er合成了一个二十面体的准晶体家族。图表1合金成分:Mg-3 wt.% Zn-1 wt.% Nd-0.5 wt.% Zr(名义成分)Alloy Zn [wt.%] REa [wt.%] Zr [wt.%] Mg [wt.%]挤压铸造和挤压材料4.19 0.98 0.58 94.25喷射成形材料3.41 1.19 0.38 95.02喷射成形挤压材料3.08 0.91 0.32 95.69稀土元素包含Nd和少量的Y由于晶界的稳定性,更高的耐腐蚀和延展性等,准晶体的存在能够提高合金的机械加工性能,如更高的硬度,更高的热稳定性。在这篇论文提到的工作中,退火温度达到783K的同时,通过相对电阻率的变化我们研究了Mg-3 wt.%Zn-1 wt.% Nd-0.5 wt.% Zr合金的相变,对选定状态的显微结构在透射电镜技术显微镜下进行了详细的分析。2.实验细节在温度线性增加的过程中我们用电阻仔细研究了显微结构的发展与相变。阻值测量的结果与微观硬度的测量结果一样,这些显微硬度也是用阻值测量的方法测定的。 分析利用透射电镜(TEM)对物质的选定的状态进行了微观结构的分析。含Mg-3 wt.% Zn-1 wt.% Nd-0.5 wt.% Zr的合金是在有或者没有后续挤出的情况下挤压铸造和喷射成形的。熔体在喷射的过程中的温度是1013K ,过程气体为Ar + 1 vol.%O2。挤压铸造是在Ar + 1%SF6 的保护氛围中进行的。以50:1降低温度在573K温度下进行一个小时的预热在623K的温度下推出。所研究的合金在成分在图表1中列出。等温退火时相对电阻率的变化取决于在293–783K 之间温度以30 K/30 min的变化。每次退火后淬火于液氮中使退火温度达到513K 并且在室温下淬火于水中得到更高的退火温度。在513K温度下油浴和在更高的温度下 处于氩保护气氛的熔炉进行热处理。每一次加热之后在电阻率的测量中使用以首写字母为H形状这四个接触标本。在一个虚拟的标本系列中相对电阻率的变化_ρ /ρ 是通过直流四分法精确到了 410图表2所研究合金的测量与计算密度合金的测量密度[kg/m3] 合金的计算密度[kg/m3]挤压铸造和挤压材料 1828 ± 5 1819喷射成形材料 1598 ± 3 1813喷射成形挤压材料l 1813 ± 5 1803电流换向抑制附加的温差电动势效应。在材料选定的状态下电阻率的价值也是在293K进行测量的用以来获取材料的剩余电阻率,RRR= ρ (293 K)/ρ (77 K),这不依赖于样本的形式,也不需增加材料的纯度。电阻率的测量反映了机械属性的热稳定性和微观机构的发展,微观硬度HV0.1的变化(维氏硬度0.1 kg的负载)的测量也是在这种处理下进行的 用透射电镜、电子衍射(ED)和x射线显微分析仪(EDX)来确定沉淀相的结构和形态特征(使用一个JEOL JEM 2000FX电子显微镜和一个链接10000微量分析仪)跟那些测量电阻率和硬度的样本制备一样,透射电镜样本也是由等时退火过程制备的。3.结果与讨论注射成形的合金晶粒尺寸一般为1 m物质的标准密度跟计算密度在表 2中列出。注射成形材料的标准密度和计算密度的巨大差别表明,材料内具有很多孔(大约12 vol.%),这表明材料有很大的脆性。图表3总结了材料在指定热处理状态下RRR参数的测量值和在精制状态下的维氏硬度。注射成形合金的最低硬度测量值和RRR 参数也支持空点的存在。对于在开始阶段两种挤出的合金—挤压铸造合金和注射合金的微观硬度值相对要些。图表3 RRR参数和微观硬度HV0.1的值合金RRR(铸态)RRR(最小的电阻)RRR(退火到783 K )HV0.1喷射成形挤压材料3.529 (3.823)633K 2.487 95 ± 3喷射成形材料2.665 – 3.084 52 ± 4挤压铸造和挤压材料 3.120 (3.593)693K 2.672 86 ± 3图1. 在多种预备的状态的Mg–Zn–RE –Zr合金中,随着等时退火至783K相对电阻率的变化(喷射和挤压成型;没有推出的喷射成型;压铸和挤压成型;压铸和二次推出;喷射和二次推出)在研究的合金中由等时退火,退火曲线后相对电阻的变化 _ρ /ρ 0在图1中进行了比较。注射成形合金的退火曲线表明,电阻在等时退火到603K 时只有微弱的增加,当温度到达783K时连续下降。这最有可能是由导致基体纯净的沉淀过程造成的,这已经由(表3)渐增的RRR测量值得到了证实。在两个温度变化范围内(423–543K降低8%,和603–693降低18%K)退火对注射成形和挤出形成材料电阻的减小影响较大。 在铸态时在喷射成型和挤压成型合金可以观察到含锌和Nd的复合相呈直角的粒子(l_um)集团,见图2a。在 Mg-Zn-Nd和含有Zr的合金的任何已知的基础上的相中不能索引到艾德模式图表4测角仪位置的测量角度和在他们极点间的角度 位置123侧向角度_ −11.0 15.5 0.0侧向角度_ 1.0 −7.3 8.01 – 27.3 13.02 27.3 – 21.33 13.0 21.3 –图表5cbco相(在某种程度上 )极点间的角度 极点123极点 [1 0 2] [0 0 1] [2 1 6][1 0 2] – 27.1 13.4[0 0 1] 27.1 – 21.5[2 1 6] 13.4 21.5 0采用来自不同颗粒的四艾德模式建立cbco 倒易点阵。 cbco相的晶格参数估计为 a = 0.997 nm, b = 1.149 nm and c = 0.974 nm这种解释在一个使单一的粗晶倾斜试验中得到了证实,这种相的粒子处在等时退火到543K的喷射成型和挤压成型的合金中三艾德模式被索引为明确的[1 0 2], [0 0 1] 和 [2 1 6] cbco相的极模式,见图3.极间测量和计算的角度匹配得非常好,在实验误差±0.5◦之内,见图表4和5。在铸态下喷射形成和挤压成型的材料合金的晶粒中可以观察到相对大的位错密度。在含Y和Zn 复合相的晶粒内(约30 nm)和晶界处(约 50 nm)的微粒已经在这种材料中列出来,见图2b。在退火到543K后,可以观察到Cbco相的粗化和错位机构的恢复,这导致硬度HV0.1略有下降∼−(7%)。图2. 喷射和挤压成型的Mg–Zn–RE –Zr合金在预备状态下的结构,(a)Zn–Nd–(Mg) 相的矩形微粒的黑色聚集物,(b)包含Y –Nd元素的微细颗粒。(明视场 透射电子显微镜)图3. 等时退火到543K时在喷射和挤压成型的 Mg–Zn–RE–Zr合金中一个cbco 粒子的衍射图样。(a)极点[1 0 2];(b) 极点 [0 0 1],(c) 极点 [2 1 6]在退火到693 K后,可以检测到细腻,致密散布的Zn-, Y 沉淀物和含有Nd 的相(图表4),这导致在一个范围内的603-693 K,电阻率有所下降。在这个过程中显微硬度有轻微的上升(∼+7%)。退火到693K后RRR值有所增加,图表 3证实了由于沉淀过程,对基体的纯度更有效。与非挤压材料的退火不同,喷射成型和挤压成型材料退火需要更高的温度,这导致电阻率比原来的增加了超过25%以上。在喷射成型的材料中可以观察到电阻率的增加,这支持了在精制状态下溶质更高程度的浓缩,但是在挤压成型材料中不成立,挤压成型材料在573–623 K进行热处理会出现沉淀。在喷射成型和挤压成型合金中,电阻率比铸态时的增加最可能是由于合金中包含Nd 沉淀的溶质和同时存在Zn–Zr (针状和椭圆状)相的沉淀物引起的,这些沉淀在退火到753K在透射电镜式样中观察到,见图表5. 图4. 在等时退火至693K时,在喷射和挤压成型的 Mg–Zn–RE–Zr合金中Zn–Y相的精细沉淀物。(明视场透射电子显微镜)实验数据表明,在镁基体中1 at.% Nd对剩余电阻率的影响相对较大, (77 n_m/at.% [10], 79.4由于Zr–Zn相的存在这不能仅仅补偿在基体中由于Zn 和 Zr溶质的损耗而导致的电阻的降低,但是也能导致观察到的电阻显著增加。伴随着压铸和挤压试样的等时退火到603K,相对电阻率的变化可以用轻微连续的电阻降低值描述(最小值 −13%)。类似于喷射成型和挤压成型材料,在更高的退火温度下(超过633 K),能够观察到电阻率显著的增加(比铸态合金的值高过60%)。有证据表明在基体中,沉淀相溶解之后溶质的浓缩会增加,这由RRR值(图表3)的降低得到了证实。 这个结果调用所谓的第二次运行的测量,在这个测量中,逐步等时退火的挤压材料试样(喷射成型材料和压铸材料)又重新从293 to 783 K等时退火。图5. 等时退火至753K时在喷射和挤压成型的 Mg–Zn–RE–Zr合金中包含Zn–Zr的精细针状物(明视场透射电子显微镜)在第二次进行时的相对电阻率的变化(图表1 虚线)大体上比第一次进行时的大,并且电阻形状退火曲线相似。这个结果清晰地表明等时热处理到更高的温度显著地抑制加工工艺的影响。在第二次从室温到523K等时退火过程中,由第一次等时退火到 783K产生的过饱和能够促进亚稳态相的发展。主要的电阻率的降低(513–603 K )表明几个沉淀过程是同事发生的。 视电阻率的变化,喷射成型试样在沉淀过程的温度范围不同,大幅挤压之后同一标本暴露再第二次进行相同的等时热处理。4.结论由喷射成型制备的含Mg-3 wt.% Zn-1 wt.% Nd-0.5 wt.% Zr的合金表现多孔性(约12% ),这导致极大的脆性。在623K下挤出消除了这种多孔性并且显著地改变了等时退火对电阻率的影响。新的没有报道的包含Zn,Nd 和Mg 的C-基相在喷射和挤压合金中是以呈直角粒子的团聚物呈现的。在等时退火过程中,这些团聚物变粗糙转变成单一的粒子并且在高温(753K )下部分溶解。包含微细,致密的Zn和Y相的沉淀会导致退火到693K电阻率显著降低。喷射成型合金等时退火到783K,压铸成型合金在 623K挤压导致沉淀相的溶解并且消除在重复退火电阻变化的差别。感谢特别感觉捷克科学委员会的支持。参考文献[1] A. 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