林映红[1]2002年在《凝固与变形耦合作用下铝的组织演变行为的研究》文中研究说明在Gleeble-1500热模拟机上实现了铝的凝固与变形耦合作用的模拟。借助光学显微镜的分析手段，结合变形的应力应变曲线，研究了凝固与变形耦合作用铝的组织演变规律，并分析了冷却强度、变形速率、变形量参数对耦合过程的影响。 实验表明，在水冷却和液氮冷却的条件下分别形成胞状晶和树枝晶组织。它们的凝固过程与变形发生耦合作用分别得到铸轧组织和半固态加工组织。变形速率对该过程有显着的影响，随变形速率的增大，变形所需的压力减小，组织逐渐细化、等轴化。研究结果表明，增大变形速率有利于外力作用于凝固过程的铝合金加工工艺的优化。分析了树枝晶在平面应变应力作用下的变形方式。结果表明，凝固与变形耦合作用过程中，铝的组织的演化是体系的质量与热量的分布状态发生改变的结果。
彭成章[2]2004年在《铝双辊铸轧过程数值模拟及工艺因素对纯铝带坯显微组织的影响》文中研究指明近十年来,接近于成品尺寸的薄带双辊快速铸轧技术的研究引起了国际上的极大重视,全面解决其实现产业化的关键技术是目前冶金及材料领域的一项前沿课题。该技术不仅可以显着提高生产效率、节约能源和降低生产成本,在改善铸轧板带坯质量方面亦具有很大潜力。因此,对双辊快速铸轧理论及铸轧过程显微组织形成机理进行深入研究具有非常重要的意义。 本文通过铸轧过程系统传热特性的分析,建立了双辊连续铸轧过程凝固传热的一维瞬态数学模型。在数学模型中,首次将晶体生长过程的动力学条件引入液/固界面控制方程。根据所建的数学模型,系统地研究了铸轧辊套材料(钢辊和铜辊)及铸轧工艺参数(铸轧速度、浇注温度、铸轧辊尺寸及环境温度等)对铸轧凝固过程的影响规律,研究表明:影响凝固进程的因素主要有辊套材料的热物性参数、铸轧速度及铸轧辊直径。所得结论为铸轧铝带坯的工艺控制提供了理论依据。其次,应用该数学模型可进一步深入研究铸轧区金属凝固组织形成机理。 根据铸轧铝带坯具有高温粘塑性变形特点,应用流体力学理论,建立了铸轧变形区金属流体流动速度、应变速率和压力分布的近似解析数学模型。该模型不仅有助于了解铸轧变形过程中金属的流动状态,还能为流变应力的计算提供条件,从而为铸轧过程铝带坯的显微组织演变机理的研究打下基础。 在实验室小型铸轧机和工业铸轧机上进行了2～6mm纯铝带坯的大量铸轧试验,利用金相显微镜和透射电镜对铸轧纯铝带坯进行了微观组织观察和分析,并对纯铝带坯进行了力学性能试验。试验结果表明,对于铜和钢两种辊套材料,在铸轧速度较低时,铝带坯的凝固组织均为粗大的柱状晶,随着铸轧速度的提高,铝带坯的凝固组织由柱状晶向等轴晶转变,以至于快速铸轧铝带坯在厚度方向均为等轴晶组织。并且随着铸轧速度的提高、铝带坯厚度的减小,晶粒尺寸减小,铝带坯的力学性能和深冲性能显着提高。在铝熔体中加入Al-Ti-B晶粒细化剂,在不同铸轧速度下均可获得等轴晶组织,但快速铸轧薄铝带坯的晶粒明显细化。在薄铝带坯的铸轧过程中,由于外摩擦和变
湛利华[3]2005年在《铝合金连续铸轧过程流变行为研究及热—力耦合分析》文中研究指明双辊铸轧工艺是将快速凝固和变形结合在一起的技术。近年来,由于提高铸轧速度和减薄铸坯厚度具有降低能耗、提高效率和获得良好的带坯力学性能等优点而引起了众多研究者的关注。然而由于铸轧速度的提高和带坯厚度的减薄,铸轧区内金属的流变行为被强化,尤其是对于厚度为2mm量级的带坯,高温固—固流变更为突出,在液—固临界点迅速进入强力轧制,对于这种状态的铸轧区金属流变本构关系的研究几乎还是空白,其间带坯的热力学行为亦难以用传统的规律来分析。为了能准确认识快速铸轧中的一些新现象和建立铝带坯生产过程中最优工艺系统,对极为强化的铸轧过程流变行为基本规律的研究已是十分迫切的需要。 本文结合国家计委产业化前期关键技术与成套装备研制开发项目《铝及铝合金铸轧新技术与设备研制开发》及国家重大基础研究发展规划(“973”项目)《提高铝材质量的基础研究》的子项“瞬态凝固连续大变形能量转换与组织形成多重耦合机理”,对连续铸轧过程材料在瞬态凝固、连续轧制成形过程中的流变行为进行研究,并在此基础上进行热力耦合连续铸轧过程仿真分析。主要包括以下内容: (1)研制了一套与Gleeble-1500热/力模拟机配套的实验装置进行常规与快速铸轧过程的物理模拟实验研究,分别在10~(-2)—10秒的范围内完成了金属从凝固到流变成形的全过程。同时,对铝合金在液固相变与热形变过程中的流变行为及其影响因素进行了系列的实验研究,获得了铝合金在这一特定过程中组织结构的变化情况。 (2)根据铝合金连续铸轧过程的变形特点,对比分析各种已有的铝合金半固态、固态高温本构模型,基于热力学理论,研究了铝合金铸轧过程中流变应力与变形温度、应变速率和应变等的相互关系,建立了相应的流变本构模型;运用多元线性回归分析方法确定了依赖于温度、应变速率等的本构模型参数,建立了适用于连续铸轧这一特定工况条件下的铝合金流变本构方程,并将其应用于铸轧过程的仿真分析之中,与实验结果进行了比较,证明了所建立的本构模型表达了其真实的流变规律。 (3)基于传热学和有限元基本理论,建立了凝固过程铸坯与轧
罗亚君[4]2018年在《大规格7系铝合金铸锭均冷环缝式电磁搅拌铸造技术研究》文中研究说明7系高强铝合金具有轻质、高强、高韧、耐蚀等优点,在航空航天、国防军工、轨道交通等领域得到广泛应用。但是普通半连续铸造方法制备的大规格高强铝合金铸锭存在组织粗大、偏析、热裂等缺陷,严重影响材料后续加工及最终产品的服役性能。为此,基于环缝式电磁搅拌熔体处理技术原理,通过对大体积合金熔体施加中心冷却和电磁搅拌耦合处理,本文发明了均冷环缝式电磁搅拌制备大规格细晶均质高强铝合金铸锭新方法。采用数值模拟和实验研究相结合的方法,设计开发出均冷环缝式电磁搅拌铸造技术装备原型,系统研究揭示出均冷环缝式电磁搅拌铸造工艺对7系铝合金铸锭凝固行为、组织性能、作用机理、热变形行为的影响规律,为该项技术的工程化和产业化应用打下坚实的理论和技术基础。本论文主要研究内容和结果如下:建立了包含电磁场、温度场、流场和凝固过程的多物理场耦合的均冷环缝式电磁搅拌铸造叁维数值模型。采用该模型系统地研究了均冷环缝式电磁搅拌铸造工艺参数对7系高强铝合金铸锭制备过程中熔体温度场、流场和凝固行为的影响规律。对比发现施加均冷环缝式电磁搅拌能显着提高半连续铸造过程中合金熔体热对流和热传导,增加熔体冷却速率,降低液穴深度。采用数值模拟优化确定了中心冷却器冷却强度,搅拌电流、搅拌位置等工艺参数范围,为实验研究提供设计依据。在数值模拟的基础上,设计开发出均冷环缝式电磁搅拌铸造技术设备原型。开展了大规格7系高强铝合金铸锭制备工艺试验研究,系统研究了中心冷却强度、搅拌电流和搅拌位置等参数对铸锭凝固行为和组织成分的影响规律。突破了大规格7系高强铝合金铸锭制备的技术难题,先后成功制备出直径500mm以上的7005、7050、7055铝合金铸锭,与普通半连续铸造制备的铸锭相比,铸锭组织明显细化均匀化,平均晶粒尺寸小于200μm;合金元素的相对偏析率小于5%,有效改善铸锭宏观偏析。研究了均冷环缝式电磁搅拌铸造对大规格高强铝合金铸锭凝固行为的影响及其作用机理。施加均冷环缝式电磁搅拌能够显着熔体温度场和成分场的均匀性,有利于实现大体积熔体的爆发式形核,可显着提高有效形核率。从热力学的角度解析了均冷环缝式电磁搅拌对形核的影响,均冷环缝式电磁搅拌能够提高金属熔体形核过冷度,增加单位体积吉布斯自由能差、磁吉布斯自由能差和电吉布斯自由能差,降低均匀形核和非均匀形核的临界形核半径和临界形核功。均冷环缝式电磁搅拌铸造能够有效改变凝固前沿熔体的流动方向,具有改善大铸锭宏观偏析的作用。研究了均冷环缝式电磁搅拌铸造制备的大规格高强铝合金铸锭的铸态力学性能和热变形行为。对比普通半连续铸造,发现均冷环缝式电磁搅拌铸造制备的7005铝合金铸锭的力学性能,抗拉强度和延伸率都显着提高。7005铝合金铸锭热压缩模拟结果表明,通过均冷环缝式电磁搅拌铸造制备的细晶均质铸锭,其热变形加工性能明显改善,流变应力降低,均匀性显着提高,热变形加工窗口扩大,这些研究将为后续热变形加工提供强有力的理论和工艺指导。
李博[5]2014年在《基于搅拌摩擦焊技术的TC4钛合金表面改性研究》文中研究说明新兴的固态搅拌摩擦焊技术及其衍生的新型加工方法,既可实现钛合金的连接,亦可用于钛合金的表面改性。本文基于搅拌摩擦焊技术原理对TC4钛合金进行表面改性,通过不同的工艺手段,分别制备具有结构或组分不同于原TC4母材的改性层,并揭示氮气气体、分散陶瓷/金属粉体、连续软质异种金属块体与搅拌区钛基组织的相互作用机制,结合组织性能评价,深入研究相关的基本理论和关键问题。在保护气氛下进行了直接搅拌摩擦TC4表面改性。研究了改性层组织结构特征,探明了搅拌摩擦热-力效应及其对TC4搅拌区宏观成形、α/β微观组织演变规律的影响,并建立了工艺参数、加工温度变化特征与组织演变特征之间的联系。基于加工升-降温区的组织变化,揭示了搅拌区α/β相结构演变机理;分析表明,TC4钛合金搅拌区的形成先后经历了起始塑性变形、高温塑性流变、高温“小锻造”和冷却的过程;在优化的工艺条件下,搅拌区“搅拌挤压流变区域”发生α/β相变;在“高温锻造区域”的全β相组织的演变及其冷却速率,决定了最终搅拌区的组织形态,并在冷却后获得基于β相区群的新生α+β(或α+α'+β)双态组织。在分析了改性层硬度及耐磨性的基础上,讨论了搅拌区组织强化机理。介入一定比例的氮气/氩气混合气氛搅拌摩擦TC4表面改性,提出了钛合金搅拌摩擦氮化工艺,在分析氮化层组织结构特征的基础上,揭示了氮化机理。研究认为,氮气可与TC4搅拌区表层的、经塑性变形活化的钛基组织进行气-固热吸附,在搅拌摩擦作用下通过“塑性变形诱发Ti/N加速反应扩散”、冷却过程的氮化相析出等机制,以及表层氮化物和高氮Ti(N)固溶体相的搅拌迁移行为,实现了机械驱动、固态加工和快速氮化的工艺目标。获得了厚度在200μm以上的氮化层,并测试分析了氮化层的硬度分布特征。搅拌区的结构呈现出“致密氮化层区”、“次致密氮化层区”、“氮化物颗粒弥散层区”、“贫氮搅拌区”的分层特征,结合搅拌头对氮化相的“机械破碎效应”及氮的成分浓度因素,分析了氮化层结构梯度特征的形成原因。利用植粉搅拌摩擦加工工艺,制备了Ti Cp/TC4钛基陶瓷颗粒增强复合化改性层,重点研究了搅拌区的Ti C颗粒行为。对改性层不同特征区域的颗粒形态、分布、尺寸等因素进行了观察分析,结合预植入的不连续Ti C颗粒与搅拌头之间、相邻颗粒之间的相互作用,揭示了陶瓷颗粒在钛基搅拌区中的整体分散和微区弥散、塑性变形、破碎细化、溶解-析出等多种物理行为的发生机理。测试和分析了Ti Cp/TC4复合化改性层的硬度分布特征,进而阐明了这种复相组织的强化机制,认为搅拌区分散的Ti C颗粒以及钛基α+β双态组织晶粒的双重细化,可对改性层产生第二相强化和基体复相强化的作用。分别基于植粉搅拌摩擦加工工艺和异种金属搅拌摩擦焊搭接工艺,将异种的塑性金属引入TC4搅拌区制备改性层,重点研究了异种金属相与钛基组织的相互作用机制及其影响。主要工作包括:①将β-Ti相稳定元素Cu粉预植入TC4表层,利用搅拌摩擦热-力效应制备了Ti-Cu阻燃改性层;金属Cu粉体在钛基搅拌区中发生分散、固溶、反应扩散等行为,获得了基于新生富β-Ti相区的Ti-Cu合金化层区;结合阻燃性能评价,分析了Ti-Cu改性层的阻燃机理,研究认为,β-Ti相比例的提升以及生成的Ti-Cu中间相,均有利于改善组织的耐烧蚀能力。②改变植入的金属粉体,将α-Ti相稳定元素Al粉引入TC4搅拌区,制备了TC4表面的Ti-Al合金化改性层。研究了引入Al粉在搅拌区中反应生成Ti-Al中间相颗粒的机理及其分布特征,分析认为,弥散分布的中间相颗粒可提高改性层复相组织的硬度。③提出了在搅拌摩擦焊搭接工艺下,将软质的、连续的纯Al金属块体引入TC4表层,在TC4基板表层制备了Ti-Al合金化层区及Al基覆层,实现了TC4表面的Ti-Al合金化及异种金属块体的冶金结合。研究了加工过程中异种块体金属之间的相互作用机制,并且评价了改性层的抗热氧化性能,分析了热氧化60小时后Ti-Al合金化层区的相结构演变。
何上明[6]2007年在《Mg-Gd-Y-Zr（-Ca）合金的微观组织演变、性能和断裂行为研究》文中进行了进一步梳理Mg-Gd系、Mg-Dy系和Mg-Tb系等高性能重稀土镁合金,由于它们优异的比强度和良好的耐热性能,对航天航空、军事工业和赛车等领域是极具吸引力的。其中,Mg-Gd系合金因其具有出众的时效硬化特性和高达250oC的耐热温度,成为最具潜力的合金之一。近年来,为了进一步改善力学性能和降低昂贵的Gd金属的用量,Y、Nd、Sm、Sc和Zn等元素被添加到Mg-Gd合金当中,展现了多元发展的趋势。但是,简单的Mg-Gd二元合金及较为复杂的Mg-Gd-Y叁元合金成分-结构-性能之间关系的研究还远不够系统全面,尤其是它们的时效析出过程及其与力学性能之间的关系未完全被理解,这阻碍了复杂多元Mg-Gd系合金的发展。此外,国内关于Mg-Gd系合金的研究与开发尚处于刚起步阶段,因此深入开展Mg-Gd系合金的微观组织、热处理工艺与性能研究十分必要。本文以配制的数种Mg-(6-12)Gd-(1-3)Y-Zr、Mg-15Gd和Mg-8Y合金(wt%)为研究对象,采用微机数据采集系统、电感耦合等离子直读光谱仪(ICP)、光学显微镜(OM)、金相图像分析仪、差示扫描量热仪(DSC)、差热分析(DTA)、X射线衍射仪(XRD)、带能谱分析(EDAX)的扫描电子显微镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM)等分析手段和TEM微衍射(Microdiffraction)技术,通过硬度、室温高温拉伸、蠕变性能和腐蚀性能试验,主要系统地研究了不同Gd含量、热处理工艺及热挤压形变热处理工艺对Mg-xGd-3Y-Zr合金(6≤x≤12)的显微组织、力学性能、蠕变性能、耐蚀性能和断裂行为的影响,分析和探讨了合金的强化机制,重点研究了时效析出相结构、形态、尺寸和分布的演变过程。另外,首次考察了Ca对该合金的组织和性能,尤其是蠕变性能和耐蚀性能的影响。研究目的是为高性能重稀土镁合金的进一步开发和应用提供理论和实践依据。铸造Mg-Gd-Y-Zr(-Ca)合金的原始态(F)、固溶态(T4)和峰值时效态(T6)的组织依次由α-Mg + Mg24(Gd, Y)5共晶化合物,α-Mg过饱和固溶体+方块相,和α-Mg +方块相+β′析出相组成,而且所有状态都不变地包含了Zr核。方块相是富含Gd和Y的固溶体,具有面心立方结构(fcc),晶格常数a = 5.25?。共晶化合物的组成是Mg24(Gd, Y)5,具有体心立方结构(bcc),晶格常数a = 11.2?。通过采用优化的热处理工艺,铸造Mg-xGd-3Y-Zr合金(6≤x≤12)的室温抗拉强度在Gd含量为10%时达到峰值(370MPa),并具有241MPa的屈服强度和4.0%的延伸率的最佳组合。所有Gd含量≥9%的Mg-xGd-3Y-Zr(-Ca)合金的高温力学性能均优于WE54合金。通过采用合适的挤压工艺显着细化晶粒,并联合采用6%冷加工硬化和时效强化手段,合金含量最高的GW123K获得了屈服强度和抗拉强度分别为436MPa和491MPa的最高强度指标,但与此同时延伸率也下降到了3.6%。铸造T6和挤压T5态Mg-Gd-Y-Zr合金在从室温到200oC的拉伸试验温度段,强度只发生了平缓而轻微地下降;过了250oC则都急剧下跌,且T5态下降速度比T6态更快,与此同时延伸率都大幅升高。GW123K和GW102K合金挤压T5态的瞬间高温拉伸强度都高于2618耐热铝合金和WE54商业耐热镁合金。Mg-Gd-(Y)-Zr合金的过饱和固溶体S.S.S.S.(cph)随着时效时间的延长依如下顺序进行四阶段分解和转化:β″(D019)→β′(cbco)→β1(fcc)→β(fcc),与前人叁阶段的研究结果β″(D019)→β′(cbco)→β(fcc)有所不同。具有叁角分布的棱柱面片状析出相β′是合金硬度峰值状态的主要强化相。过时效阶段,β1在处于分解状态中的β′相的颈缩处形核并沿另一方向进行生长。随后,β1原位转变成平衡相β,并且保持原来与基体的位向关系。这一过程最终导致了析出相的位向由β′的棱镜面{2110}α向另一方位棱镜面β的{1010}α转变。原子结构模型表明,β″和β′相的原子堆垛方式相对于α-Mg并没有改变,而只是Gd和Y等溶质原子重新进行了长周期有序排列,所以β″和β′相在整个空间上都是与基体高度共格的,而β1相在惯析面上几乎与基体完全共格,但在与惯析面相垂直的顶面和底面至多形成半共格界面,直到最终的平衡相β仍很有可能在惯析面上与基体形成半共格界面甚至共格界面。在200oC/200MPa条件下,各铸造T6态合金的蠕变抗力在300h内依下列次序递增:GW63K < GW83K < WE54 < GW103K < GW113K,其中高Gd含量的GW103K和GW113K合金的蠕变抗力优于WE54,GW113K的最小蠕变速率最低,比WE54合金降低了40%以上。在200MPa的高应力条件下,Mg-Gd-Y-Zr(-Ca)合金可以应用于175oC以下温度的工程应用场合。首次对铸造和挤压Mg-Gd-Y合金的进行了抗蠕变性能对比研究。发现细晶挤压T5态Mg-Gd-Y合金的最小蠕变速率相对于铸造T6态急剧提高,幅度可达2个数量级以上。在200oC/160MPa的次高温、高应力的蠕变条件下挤压T5态Mg-Gd-Y合金就表现出了明显的扩散蠕变特征,只经过不到75h就形成了很宽的晶界无析出区,而且合金的蠕变伸长主要由析出相贫化区引起。在175-200oC/160-200MPa的温度和应力范围内,Mg-Gd-Y-Zr(-Ca)合金铸造T6和挤压T5态的蠕变激活能Qc均在190-256 kJ/mol之间,均大于镁的自扩散激活能;在应力指数方面,铸造T6态合金均高于相应的挤压T5态合金,挤压T5态合金的n在4-6之间,铸造T6态合金的n在6-10之间。TEM对位错的观测结果表明,200oC/160MPa蠕变条件下,一级角锥面{1011}和二级角锥面{1012}等非基面滑移以及它们与基面之间的交滑移得以激活。对铸造T6态Mg-xGd-3Y-Zr合金而言,盐雾腐蚀失重速率随着Gd含量的增加经历了先升后降的过程。耐腐蚀性能以最低合金含量的GW63K合金为最佳,GW83K次之,GW103K最差,之后再提高Gd含量,到了GW123K合金,耐腐蚀性能反而又略微增强。铸造T6态的GW63K和GW83K合金的耐腐蚀性能优于铸态AZ91D,而T6态的GW103K和GW123K合金的耐腐蚀性能与铸态AZ91D合金相当。相对于铸造T6态,挤压T5态合金晶粒显着细化,晶界面积大幅增加,因而造成自腐蚀电位降低和盐雾腐蚀失重速率急剧升高。铸造T4、T6和挤压T5态室温断口都可归入准解理断裂之列,而沿晶断裂只发生在高含量合金的铸造F态室温断口当中。随着温度的升高,或加之热加工使晶粒进一步细化,合金的断裂方式逐步由脆性向韧性转化。无论是铸造T6态还是挤压T5态,从室温到200oC,Mg-Gd-Y-Zr合金的断裂方式以准解理断裂为主;在200oC以上,随着温度的升高,断口形貌中微孔聚集型断裂的比重逐渐增加,在250oC合金的断裂方式为微孔聚集+准解理断裂混合型,当温度高达300oC时变成以微孔聚集型断裂为主。位错在晶界、第二相或夹杂物等障碍物前塞积产生应力集中的机制合理地解释了所研究合金的裂纹起源。经过修正后的Griffith公式则很好地解释了合金随成分和状态变化的裂纹扩展阻力。铸造T4态的屈服强度的来源在工业纯镁的固有屈服强度的基础上,还包括了固溶强化和细晶强化,其中固溶强化发挥了主要作用,其强化贡献量? s与溶质原子浓度c的关系式为? s ? 905c2/3。铸造T6态在T4态的基础上,以损失大部分固溶强化为代价,产生了显着的析出强化效应,大幅提高了屈服强度,而且各合金的析出强化贡献量均大于总屈服强度的50%。挤压T5态相对于铸造T6态提高了细晶强化的贡献量,并且出现了织构强化,使屈服强度继续获得了明显改善;虽然析出强化的相对比重有所下降,但仍保持最大的贡献量。Mg-Gd-Y系合金在200oC以下的温度之所以表现出显着的析出强化效应是因为其主要强化相β′具有高效阻碍基面位错滑移的形状和位向,较大的体积分数,良好的析出相/基体共格界面和较高的热稳定性等。时效Mg-Gd-Y合金的强度依靠共格强化和Orowan机制的联合作用达到了峰值状态。在过时效状态下,合金主要受Orowan绕过机制控制。添加0.4-0.6wt%的Ca能增强Mg-Gd-Y-Zr合金的蠕变抗力并显着提高其耐蚀性能,但严重降低了延伸率,这些变化主要与Ca偏聚于晶界有关。
曹俊[7]2002年在《快凝铸轧结晶区能量转换与传递试验模拟研究》文中提出连续铸轧技术，因其生产工艺流程短、成材率高、产品质量优良成为金属板带坯生产的一种主要技术。作为最新技术的超薄快凝铸轧(厚度小于2mm、铸轧速度大于10m／min)更是在常规铸轧的基础上向前迈进了一大步。本论文课题来源于国家重点基础研究发展规划项目《提高铝材质量的基础研究》的子课题：“瞬态凝固连续大变形能量转化与组织形成多重耦合机理”。 对连续铸轧铸轧区中的金属行为研究，国内外通常都是将其作为一个整体来考虑，处理结晶区(即液—固区)边界条件时将界面换热系数假定为常值或是温度、压力的线性函数，但对辊套表面形貌、辊套材质的热物理性质以及界面介质层等因素对界面凝固传热及最终微观组织的影响缺乏深层次的研究。对铸轧板组织、性能的研究，国内外仅限于对铸轧板组织的分类和组织缺陷形成等的分析。 本文尝试把液—固区从铸轧区中分离出来，将液—固区金属的的凝固过程抽象为大温度梯度下金属的定向凝固过程，对其凝固传热与组织形成规律进行探讨。通过自行设计的大温度梯度定向凝固实验装置，研究了金属(主要指铝)在宏观外场(冷却块的材质及表面粗糙度、过热度、界面介质层等)改变的条件下其凝固传热强度与凝固组织的变化规律。在求解界面温度时，采用自适应法求解逆热传导问题的原理，建立了基本算法并编程计算程序。通过试验和理论分析发现：大温度梯度定向凝固中界面热流密度、界面换热系数的非线性变化规律和离界面的距离越远二次枝晶臂间距(SDAS)越大，而且SDAS随着界面换热系数的增加而降低的微观组织结构特征；随着冷却块表面光滑性的增加，热量导出增加，进而造成SDAS的降低；当冷却块的表面粗糙度小(＜3.25μm)时，凝固壳表面比冷却块的要粗糙，另一方面，当冷却块的表面粗糙度大(＞3.25μm时，凝固壳表面比冷却块的要光滑；界面热流密度及界面换热系数随着冷却材料的热扩散率的增加或者过热度的增加的增大，并导致了SDAS的减小；界面石墨介质层的加入使界面换热系数降低而凝固组织粗大等。在铸轧组织与宏观性能的研究上，采用在相同或相近的工艺参数下对常规轧制、常规铸轧和超薄快凝铸轧微观组织和宏观性能进行对比，得出叁种工艺在产品性能上的差异并尝试了从温度场的角度解释差异原因。
孟倩[8]2016年在《铸造和热轧高铝304、316L、310S不锈钢组织演化及铝元素作用机制》文中认为近年来,含Al奥氏体不锈钢因其良好的耐腐蚀、抗高温氧化、耐高温蠕变性而受到广泛关注。本课题组前期利用真空电弧炉制备了不同铝含量304、316L、310S铸锭、板材,发现通过调控Al含量,不锈钢在满足力学性能不出现明显下降的同时,耐蚀性、抗氧化性显着提高。为了使此类钢能实现工业化应用,本文采用中频感应炉制备了不同Al含量(1.5、2、3wt%)304、316L、310S不锈钢,研究了不同Al含量304、316L、310S不锈钢铸造、固溶、轧制组织演变规律及组织对性能的作用机制。研究发现,Al元素的添加,使得304不锈钢基体由单相奥氏体转变为奥氏体+铁素体双相,Al含量为3wt%时,基体转变为完全的铁素体相。铁素体形貌也由最初的骨骼状转变为条状。含Al304不锈钢凝固模式均为F模式。Al元素主要以固溶的形式存在,其在铁素体相内出现偏析。固溶处理改变了不同Al含量304不锈钢中铁素体/奥氏体相的比例及形貌,消除了Al元素在铁素体相内的偏析。分析了轧制温度、轧制变形量、Al含量对304不锈钢热轧态组织的影响,当轧制变形量为50%时,调控轧制温度、Al含量可以获得形态、尺寸不同的奥氏体、铁素体相。轧制温度升高或Al含量增加,均有助于细化组织,其中轧制温度1200℃,2wt%Al 304不锈钢中铁素体、奥氏体相细化最明显,最小的奥氏体相大约长4μm,宽3μm。轧制温度为1100℃时,随轧制变形量的增加,1.5wt%Al 304不锈钢奥氏体相形貌、尺寸无明显变化,而铁素体相内亚结构数目增多。轧制温度为1150℃时,随轧制变形量的增加,2wt%Al304不锈钢中铁素体、奥氏体相细化。然而,变形量增加到70%时,组织发生粗化。Al元素对316L不锈钢相组成、凝固模式的影响与其对304不锈钢的影响规律相似。所不同的是,随Al含量的增加,316L不锈钢中铁素体相依次以短杆、长条+岛状分布在奥氏体基体上;Al含量为3wt%时,铁素体相转变为基体相;Al元素主要固溶在基体中,Al含量为3wt%时,其在铁素体相内才出现明显偏析。固溶处理后,相同Al含量316L不锈钢中铁素体体积分数增加,Al元素在铁素体、奥氏体相内分布趋于平衡。分析了轧制温度、轧制变形量、Al含量对316L不锈钢热轧态组织的影响发现,轧制变形量为50%时,调控轧制温度、Al含量可以获得形态、尺寸不同的奥氏体、铁素体相。轧制温度提高或Al含量增加,有利于1.5、2wt%Al 316L不锈钢中铁素体相内亚结构的形成;轧制温度为1150℃时,2wt%Al 316L不锈钢中铁素体、奥氏体两相晶粒细化,最小的奥氏体尺寸大约长10μm,宽5μm。轧制温度为1200℃时,随轧制变形量的增加,1.5wt%Al 316L不锈钢中奥氏体相有新的再结晶晶粒形成。轧制温度为1150℃时,随轧制温度的升高,2wt%Al 316L不锈钢中铁素体、奥氏体相细化,当变形量增加到70%时,铁素体、奥氏体相明显粗化。Al元素的添加,使得310S不锈钢基体由单相奥氏体转变为奥氏体+铁素体双相;1.5、2wt%Al 310S不锈钢的凝固模式为FA模式,3wt%Al 310S不锈钢的凝固模式为F模式。铁素体相依次以枝晶状、枝晶+网格状、杆状+小岛状存在于奥氏体基体。大部分Al元素以固溶的形式存在于310S不锈钢中。Al含量为3wt%时,其在铁素体相内出现明显的偏析现象。固溶处理改变了铁素体、奥氏体两相的形貌及相比例,Al元素在铁素体、奥氏体相内分布趋于平衡。Al含量为2、3wt%时,沿奥氏体/铁素体相界处有碳化物析出。不同轧制温度,50%轧制变形量1.5、2wt%Al310S不锈钢中,铁素体相局部被拉长并发生粗化。前者铁素体相内有针状、长条状二次奥氏体相析出;3wt%Al310S不锈钢中,部分区域内奥氏体相破碎,以小块状、短杆状分布在基体上。
胡红军[9]2010年在《变形镁合金挤压-剪切复合制备新技术研究》文中研究表明镁合金被誉为21世纪资源与环境可持续发展的绿色材料,已成为世界各国普遍关注的焦点。镁合金由于其具有的六方晶体结构的特点,在室温变形条件下独立的滑移系少,导致室温塑性低,变形加工困难。目前,90%以上的镁合金是以铸件的形式获得应用,而不是像铝合金那样大部分以挤压材和板材的形式获得应用。未来镁合金的发展必将依靠变形镁合金产品的大规模生产应用,而变形镁合金产品的广泛应用必须依靠镁合金塑性加工技术的根本突破。主要针对传统的镁合金挤压棒材的变形能力比较差和强韧性差,大变形技术(如ECAP)又难以工业化推广,而且工艺复杂、成本高等常见问题,提出了一种新型的镁合金复合挤压方法,就是将传统的挤压(Extrusion)和大塑性变形方法等通道挤压(ECAP)相结合,也就是将压缩变径挤压(Extrusion)和剪切(Shearing)(一次或者连续二次)结合起来(简称ES)。发展了一种低成本变形镁合金的挤压技术原型,对镁合金棒材进行晶粒细化及织构控制,找到一种提高镁合金塑性变形的新途径,形成一些新型的镁合金复合成形理论。所取得的成果如下:采用现代塑性加工方法从应力状态、变形路径以及变形能等方面对镁合金变形行为进行了研究。ES挤压不仅具有一般挤压的特点,而且在局部受到四向压力,而且承受连续剪切力。建立了镁合金ES变形过程应力状态模型和滑移场模型,推导出了考虑摩擦和不考虑摩擦的包含一次压缩减径挤压和n次连续剪切的挤压力模型。根据能量守恒原理建立了ES变形过程中变形区的温度场温升数学模型。确立了ES变形过程中累积应变,建立了Zener-Hollomon参数和模具结构的关系。在正挤压阶段Z1参数与挤压速度v1、挤压比λ、铸锭半径R1温度T之间的关系为:在一次剪切阶段Z2参数和二次剪切Z3与挤压速度v2、棒料半径R2、温度T、剪切通道转角β、夹角ψ之间的关系为:根据ES变形的思想,设计并制造了适合于热模拟仪Gleeble1500D的一次剪切的ES挤压装置。基于Gleeble1500D热模拟测试,证明了ES挤压是可行的。从ES热模拟挤压过程的应力-应变曲线和挤压力曲线的特点,ES热模拟实验中镁合金发生了与一般动态再结晶过程不一样的再结晶过程,具有明显的两个动态再结晶阶段,被称为“双级动态再结晶”。在300℃、350℃挤压速度为2mm/s时,经过ES热模拟设备挤压后动态再结晶尺寸分别为2μm、4μm。在正挤压阶段,累积应变的值较小,动态再结晶的方式主要是不连续再结晶。在剪切阶段主要为连续动态再结晶机制。根据热模拟实验建立了ES变形过程中每个阶段Z参数(压缩减径阶段lnZ1和剪切阶段lnZ2 )和晶粒尺寸的关系: InZ1=0.36-0.002Ind ;InZ2=0.81-0.004Ind。借鉴多道次等通道挤压工艺的特点,设计并制造了多付适合工业卧式挤压机上的ES变形组合凹模(挤压比为32.1、18、11.6)。进行了ES工艺实验和中试生产。中试生产在挤压温度为420℃、400℃和370℃挤压速度为20mm/s时取得了成功,由于挤压机的挤压能力的局限,使得在350℃下没有挤压成功。对坯料的应力状态进行了计算机模拟分析,发现ES挤压过程局部坯料受到四向压应力,坯料所承受的压力和剪切力比普通挤压大,因此可以更有效的细化晶粒。初步利用计算机模拟的结果建立了ES挤压极限图,为ES挤压工艺参数的选择奠定了基础。针对ES挤压实验留存在ES模具内部的棒料(挤压比为32.1、18)进行了微观组织观察和计算机模拟。结果表明在较低温度下ES挤压可以得到尺寸很小的动态再结晶晶粒,挤压比增大可以有效的细化晶粒,挤压温度升高虽然可以提高再结晶的体积分数,但使得再结晶晶粒长大。挤压比32.1、挤压温度420℃的工艺可以得到小到1-2μm的细小晶粒;温度为450℃组织较均匀,但晶粒长大迅速,最终组织较粗大。针对中试生产(挤压比为11.6)的ES挤压和普通挤压棒料的不同位置进行了微观组织观察,发现在370℃和400℃的ES挤压可以有效的细化晶粒,不仅可以细化棒材表层晶粒,心部也得到了细化。在对于420℃下的ES挤压效果比普通挤压效果要差,主要原因是高温下ES挤压的温升比普通挤压高,使得晶粒长大。在具有有二次连续剪切的ES热变形过程中由模拟计算的挤压力-时间曲线,可以发现双级动态再结晶的现象,在ES挤压的起初阶段主要是不连续动态再结晶,在挤压压缩变径和转角剪切阶段为连续动态再结晶。ES挤压可以在一定程度上提高屈服强度、抗拉强度。ES挤压前块状的第二相在剪切后逐步变成弥散分布在Mg基体上的小颗粒。挤压和连续两次剪切使更多的晶粒取向发生改变,使得基面与非基面取向共存。
柴森森[10]2016年在《局部轧制及热处理对AZ系镁合金焊接组织与性能的影响研究》文中认为镁合金作为最轻的金属结构材料,具有比强度高,减震性、电磁屏蔽性强,易切削加工、易回收等优点,在汽车、电子、航空航天和国防军工领域具有较大的应用潜力。然而,镁合金的熔沸点、燃点都比较低,化学性质活泼,焊接过程中容易出现气孔、粗晶等问题,特别是焊接组织与母材组织之间的显着差异,导致镁合金焊接接头的力学性能普遍较差,与母材相差甚远,严重限制了镁合金的发展与应用。本文针对此问题,分别以双面TIG焊的AZ31镁合金和AZ80镁合金为研究对象,对其进行焊后加工,主要包括余高轧制和热处理。通过实验结合模拟的方式,分析了焊缝余高轧制工艺的变形特点,研究了不可热处理强化的AZ31镁合金和可热处理强化的AZ80镁合金,在焊后处理过程中的显微组织、焊接气孔以力学性能演化特点,以及强化机理。主要研究结论如下:(1)模拟结果显示,余高轧制过程中,焊接板材上的应变分布并不均匀,分为咬入区、稳定变形区和板材离辊区,应变分布与轧制压下量紧密相关。余高轧制不仅使焊缝区发生变形,还会使焊缝周边区域发生间接变形,对变形区实现形变强化,热变形时还会激发动态再结晶,细化组织。(2)AZ31镁合金焊接接头的抗拉强度和延伸率,都随着余高轧制压下量的增加而显着升高。当压下量达到一定值时,拉伸断裂位置由焊缝转移至母材,此时焊接接头的拉伸性能几乎与母材相同。焊接区的局部形变强化是AZ31镁合金余高轧制过程中的最主要强化机制,室温轧制即可大幅提升AZ31焊接接头的力学性能,但是轧制压下量超过20%后焊缝区容易开裂。变形温度升高,可显着提升焊接接头的塑性,降低焊缝轧制开裂倾向,但同时会削弱形变强化效果,需要更大的变形量才能使焊缝区的强度高于母材,从而使断裂位置转移。(3)AZ80镁合金经过TIG焊后,焊缝区产生大量Mg17Al12相,会在后续的余高轧制过程中增强形变硬化效果,影响再结晶行为,而热影响区的第二相溶解,失去了Mg17Al12相对晶界的钉扎作用,晶粒在后续固溶处理过程中很容易发生异常长大,导致该区域强度降低。合理的复合处理工艺,可在提高焊缝区强度的同时有效缓解热影响区晶粒长大,充分改善镁合金焊接接头的组织性能。(4)铝含量较高的AZ80镁合金在焊接过程中更容易产生气孔,余高轧制工艺可有效消除焊缝中的气孔。随着轧制压下量的增加,气孔逐渐闭合。轧制温度偏低时,可能会在气孔周围产生裂纹,不利于焊接接头的力学性能,轧制温度升高可提高镁合金塑性,避免裂纹的出现。(5)AZ80镁合金的变形抗力较大,在低于300℃进行余高轧制时焊缝很容易开裂,轧制过程难以进行。在合理的轧制温度范围内,AZ80焊接接头的综合力学性能随着轧制压下量的增加而显着升高,主要强化机制为形变强化、细晶强化以及焊缝中气孔的闭合,几种强化机制在350℃左右得到最好的配合。(6)AZ80焊接接头在余高轧制后进行时效的过程中,Mg17Al12相在孪晶界、孪晶内外、变形区和未变形区的析出形貌、尺寸与分布都存在差异。采用余高轧制与热处理相结合的焊后复合处理,可以控制各个区域的显微组织,从而影响焊接接头的力学性能。存在焊接气孔的AZ80焊接接头经过焊后复合处理,屈服强度达到200MPa(母材的85%),抗拉强度314MPa(母材的88%),延伸率4.5%(母材的45%)。(7)无法得到焊缝余高或余高不足时,可对镁合金焊接板材进行无余高的整体热轧,通过动态再结晶细化各区域显微组织,缩小晶粒尺寸差异,提高焊接接头强度。低温短时间的去轧制应力退火可使焊接接头的塑性提升,得到更好的综合力学性能。
参考文献：
[1]. 凝固与变形耦合作用下铝的组织演变行为的研究[D]. 林映红. 中南大学. 2002
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[3]. 铝合金连续铸轧过程流变行为研究及热—力耦合分析[D]. 湛利华. 中南大学. 2005
[4]. 大规格7系铝合金铸锭均冷环缝式电磁搅拌铸造技术研究[D]. 罗亚君. 北京有色金属研究总院. 2018
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[6]. Mg-Gd-Y-Zr（-Ca）合金的微观组织演变、性能和断裂行为研究[D]. 何上明. 上海交通大学. 2007
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[8]. 铸造和热轧高铝304、316L、310S不锈钢组织演化及铝元素作用机制[D]. 孟倩. 兰州理工大学. 2016
[9]. 变形镁合金挤压-剪切复合制备新技术研究[D]. 胡红军. 重庆大学. 2010
[10]. 局部轧制及热处理对AZ系镁合金焊接组织与性能的影响研究[D]. 柴森森. 重庆大学. 2016
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