韩冰[1]2003年在《7075z铝合金高温塑性变形行为研究》文中进行了进一步梳理本文采用高温等温压缩试验以及挤压试验等方法，研究了7075z超硬铝合金的高温塑性变形行为。利用回归分析方法，研究了合金高温塑性变形过程中的流变应力、应变、应变速率和温度的相互关系；利用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、能谱分析(EDAX)等手段，研究了该合金高温塑性变形过程中的动态回复和动态再结晶行为；得出了7075z铝合金高温变形稳态流变应力方程和材料常数，探讨了热压缩变形条件与变形组织间的关系。初步研究了挤压温度-速度条件对7075z铝合金棒材挤压成形性、组织与性能的影响。结果表明： 1．7075z铝合金高温等温压缩变形过程中存在近稳态流变特征，近稳态流变应力随着应变速率的降低或变形温度的升高而降低，在近稳态变形阶段具有负的应变硬化指数。 2．7075z铝合金的高温塑性变形存在热激活过程。其高温塑性变形过程中的流变应力与应变速率之间可用双曲正弦函数来描述。高温变形流变应力可用温度补偿应变速率Zener-Hollomon参数Z值描述。 3．7075z铝合金高温塑性变形的主要软化机制为动态回复和动态再结晶。动态再结晶仅发生在温度大于400℃且lnZ小于20.7的条件下。 4．挤压速度-温度条件强烈地影响棒材挤压成形性。随着挤压速度和挤压温度的提高，挤压成形性降低。7075z铝合金铸锭在340～420℃温度及挤压速率0～0.101s~(-1)范围内，能实现棒材的挤压加工。 5．7075z铝合金铸锭在温度为340～420℃及速率为0～0.101s~(-1)的范围内进行挤压加工后，挤压棒材的组织与性能无明显变化。最大挤压力和挤压温升随挤压温度的降低而增大。
陶乐晓[2]2012年在《高强铝合金高温流变行为及锻造工艺基础研究》文中进行了进一步梳理A1-Zn-Mg-Cu高强铝合金具有优良的抗断裂和抗疲劳性能，主要用于制备高性能铝合金锻件，是现代航空、航天及武器装备等领域的关键结构材料。因此，研究高强铝合金的高温流变行为、微观组织演变规律和锻造工艺，对于提高高强铝合金锻件性能具有重要意义。论文利用Gleeble-1500D热力模拟试验机，对新型A1-Zn-Mg-Cu合金进行了等温压缩试验。采用光学显微镜（OM）、电子显微镜（SEM和TEM）和X衍射分析（XRD）等手段进行了组织分析。获得了该合金的高温流变应力曲线；分析了热变形参数对流变应力曲线和微观组织演变的影响规律；建立了该合金热变形流变应力本构关系模型和热加工图。主要结论如下：1.新型Al-Zn-Mg-Cu高强铝合金在温度为300~450C以及应变速率为0.001~1s-1范围内进行高温压缩变形时，其流变应力曲线呈现近稳态流变特征，热变形软化机制主要为动态回复。流动应力随变形温度的升高而降低，随应变速率的增大而增大。2.该合金的热变形流变应力本构关系模型：1.49×1012[sinh(0.01287)]4.5537exp(1.6992105/RT).3.新型Al-Zn-Mg-Cu高强铝合金高温变形的微观组织演变机理主要为动态回复。热变形组织的位错密度随着变形温度的升高和应变速率的降低而降低，并伴随着亚晶粒尺寸的增大。在高温条件下，当变形程度达到50%，铸态组织基本转变为锻态组织，变形程度越大越有利于动态再结晶的进行。4.热变形微观组织分析和热加工图表明：铸态组织热变形时，应变速率不宜太大，合适的热变形参数范围为：350C~450C，应变速率10-3~10-2s-1；锻态组织热变形时，可以采取稍大的应变速率，合适的热变形参数范围为：300C~450C，应变速率10-3~10-1s-1。在新型Al-Zn-Mg-Cu高强铝合金高温变形行为和微观组织演变研究的基础上，论文采用数值模拟和实验研究相结合的方法，研究分析了该合金250500mm铸坯的四镦叁拔-展宽的锻造工艺过程。分析结果表明，经过四镦叁拔-展宽的充分变形后，板坯内等效应变值在8.15~11.5的范围内。锻件组织性能检测结果表明，锻件各项性能的测试结果均达到使用要求。
石岩[3]2007年在《7050铝合金热压缩变形行为与组织演化研究》文中进行了进一步梳理本文针对7050铝合金航空结构件成形工艺设计问题,采用物理模拟和数值模拟技术,借助Gleeble-1500热模拟实验机和DEFORM-3D有限元工作站,利用金相显微镜、透射电镜等观察手段,系统研究了7050铝合金的高温流变特性,热压缩变形的不均匀性以及微观组织的演变规律,完成了以下主要工作:在不同的应变速率和变形温度条件下对材料进行了恒应变速率等温压缩试验,研究了热变形条件对合金流变应力的影响,建立了稳态流变应力模型。利用有限元仿真软件DEFORM-3D对材料的热压缩变形过程进行仿真。仿真结果表明:试样在压缩变形过程中等效应力,等效应变,温度场分布均存在不均匀现象;变形温度越高,应变速率越小,试样的变形越均匀。利用金相显微镜分析了合金的金相组织,分析结果表明:热压缩变形试样的微观组织也存在明显的不均匀性,试样边部变形小,晶粒尺寸比较大,晶粒比较圆整;心部变形大,晶粒明显被拉长。因此,应该在试样的大变形区进行金相观察来研究变形条件对合金微观组织的影响规律。大变形区域的晶粒尺寸随变形温度的升高而增大,随应变速率的增大而减小。利用透射电子显微镜分析了合金的亚结构,分析结果表明:合金在热压缩变形过程中形成典型的亚晶结构,平均亚晶尺寸随Z参数的降低而增大,其倒数与Z参数自然对数间满足线性关系;当变形温度为250℃时,合金仅发生动态回复,当变形温度达到350℃时,合金发生动态再结晶,动态再结晶晶粒尺寸随变形温度的增加而增大,随应变速率的增大而减小。变形条件对析出相和位错的组态也有一定的影响。析出相粒子的尺寸和数量均随变形温度的升高和应变速率的降低而减小。
刘克威[4]2010年在《7075铝合金热加工性能的实验与理论分析研究》文中认为本文对7075铝合金圆柱试样进行热压缩模拟试验,采用的变形温度为300、350、400、450℃,应变速率为0.01、0.1、1、10s-1,压缩量为60%。通过实验得到了不同条件下的应力-应变曲线及显微组织,通过数学回归分析及有限元分析等方法,研究了7075铝合金的热变形行为、最大损伤值、损伤敏感率、临界损伤因子及热加工图。主要研究内容及结论如下:1.分析了温度及应变速率对流变应力及显微组织的影响规律;建立了7075铝合金Arrhenius型模型、Fields-Backofen模型及加入软化因子的模型,并分别与实验进行了对比。结果发现:Arrhenius型模型对峰值应力的预测值与实验相比,最大误差为20.95%,其余误差均较小,而且通常比实验值小;Fields-Backofen模型不能描述整个应变阶段的应力-应变关系;温度为300℃,应变速率为10s-1的时候,加入软化因子的模型与实验值相差较大,最大处达到47%,其它情况下,计算值与实验得到的数据吻合相对较好。2.采用DEFORM-2D塑性有限元模拟软件,对7075铝合金热压缩物理模拟实验方案进行模拟仿真,分析了最大损伤值及损伤敏感率随温度和应变速率变化规律,确定了材料出现裂纹时的临界损伤因子,绘制了7075合金在不同温度及应变速率下的临界损伤因子分布规律图。结果表明:最大损伤值及损伤敏感率均不随温度和应变速率呈规律性变化,最大损伤值随应变量的增加而呈规律性增大,损伤敏感率随应变量的增加而减小,最后趋于稳定;7075铝合金的临界损伤因子是一个在0.255~0.453范围内变化的变量。在温度一定的时候,随着应变速率的增加,临界损伤因子是先增大后又逐渐减小;在应变速率一定的时候,随着温度的增加,临界损伤因子同样是先增大后又逐渐减小。3.基于动态材料模型加工图理论,绘制了应变为0.2、0.4和0.6时7075铝合金的加工图,并结合显微组织观察对其进行了分析。结果表明:在热压缩的不同温度及应变速率条件下,均有动态再结晶发生,而且在应变速率为0.01s-1、温度为350~450℃时,发生了完全动态再结晶,此区域是最佳热加工区。本文通过实验及理论分析研究,为7075铝合金塑性成形有限元模拟提供了有效的数学模型,为确定材料的热加工工艺参数、改善材料的加工性、控制组织及避免缺陷产生提供了理论依据。
王雷[5]2016年在《铸轧7075铝合金的变形行为及其组织演变的研究》文中进行了进一步梳理铝合金不仅具有密度低、耐腐蚀性好、导电及导热性好、易于机械加工及回收利用方便等优良特性,而且还可以通过固溶强化、应变强化和沉淀强化等手段大幅度地提高铝合金的强度。作为轻质金属结构材料,铝及铝合金因具有一系列优异特性,在汽车、航空航天、国防军工、消费电子等工业领域占有举足轻重的地位。特别是在当前全世界各国家和地区面临人口增加压力,不可再生资源枯竭和生态环境日益恶化等严峻形势下,制备和开发兼具高强度、高延伸率等优良综合性能的铝合金,同时简化工艺流程、降低生产成本并提高生产效率,成为国内外今后铝合金研究和开发的主要方向。本文主要是针对高强铝合金传统薄板制备工艺的生产过程复杂、能源消耗大、制备难度大、组成相复杂、易于开裂、成材率低、价格昂贵及塑性加工能力差等问题,采用双辊铸轧技术制备了高强度铝合金条带,近终形、短流程地简化了生产工序,缩短了生产周期,降低了生产成本；利用双辊铸轧快速的冷却速度,细化了坯料显微组织及第二相颗粒尺寸,减少了成分偏析并提高组织均匀性,有效地改善铝合金的塑性加工性能；建立了反映材料流变行为的本构模型并构建了合金的热加工图,系统地研究了合金在压缩变形中的流变行为和显微组织演变特征；通过轧制工艺参数的优化,调控合金组织,改善其综合力学性能：系统地研究了第二相粒子分布对合金的高温变形时微观组织演变和变形行为的影响,揭示了双辊铸轧合金中第二相颗粒激发形核机制,为铝合金薄板的制备及组织和性能的控制奠定了实验及理论基础。本文采用双辊铸轧技术成功制备了高强度7075铝合金条带,条带宽度为1 50mm,厚度为4.5mm,并确定了铸轧温度为680℃、轧辊转速为5rpm、轧辊间缝距为4mm的铸轧工艺参数。在铸轧过程中条带表层与带有水冷却装置的轧辊直接接触,快速的冷却速度使7075合金铸轧条带组织呈树枝晶且二次枝晶臂间距较小,同时细化合金中第二相粒子尺寸,改善了第二相的分布均匀性,可以有效地提高合金的塑性成形能力。同时,本文通过双曲正弦本构关系方程建立了双辊铸轧7075合金条带热变形的的本构模型；采用多步回归模型预测了7075合金的高温流变应力,其预测结果与实验值吻合良好；在构建的加工图安全区域内,峰值功率耗散效率达到32%,其显微组织为完全再结晶组织,组织内晶粒细小而均匀。加工图流变失稳区的试样表面部位晶粒粗大且被拉长,而中心部位为再结晶组织,试样整体变形不均匀；研究了温轧工艺对7075合金组织和性能的影响,结合热加工图确定了7075合金的最佳温轧变形工艺条件为：663K-723K, 0.01s-1-0.1s-1。在此条件下轧制获得的薄带组织发生了动态再结晶,晶粒细小组织均匀,有利于后续的再加工成形。此外,本文基于铸轧7075合金进行后续的温轧、冷轧后得到1mm厚的薄板。通过热拉伸实验数据构建了7075合金薄板的本构关系方程,并充分考虑了变形温度和应变速率对本构参数的影响,进而对原始本构关系模型进行了优化；合金在773K,0.001s-1时取得最大延伸率为235%,并且在相对较高的应变速率0.005s-l时,延伸率可以达到200%,此时高温拉伸组织内出现再结晶的细小晶粒以及大角度晶界,有利于合金的均匀变形和晶界滑移,从而使合金表现出良好的塑性加工能力。最后,本文系统地研究了第二相分布对合金微观组织演变和变形行为的影响。双辊铸轧的快速冷却速度使TRC7075合金中第二相尺寸细小(～1μm)且分布均匀,采用传统铸造轧制工艺制备的PMC7075合金中包含粗大(>5μm)的硬脆相和极小(～0.1μm)的沉淀析出相；TRC7075合金中的第二相可以激发再结晶形核,促进再结晶的发生,织构以旋转再结晶组分为主,有利于提高合金在高温变形时的塑性和延伸率。PMC7075合金中尺寸约为0.1μm的粒子呈弥散分布,抑制了再结晶的发生,变形后呈现部分再结晶组织,其织构组分中变形织构和再结晶织构共存,导致了变形不均匀,同时粗大的第二相粒子易在粒子内部和粒子与基体交界面处形成裂纹源,导致断裂的发生,降低了合金的加工塑性。
金方杰[6]2008年在《铝基复合材料的高温流变行为及加工图研究》文中研究表明在欧美等发达国家,铝基复合材料的工业化生产已经开始,并且被列为2l世纪新材料应用开发的重要方向。然而,由于在铝基体中加入了大量的硬质相颗粒,铝基复合材料的热加工性能与基体相比要下降很多,这在一定程度上阻碍了铝基复合材料的广泛应用;此外,由于增强体的加入使复合材料的组织变化与控制比传统材料更为复杂。因此,如何选择适当的热加工工艺,提高铝基复合材料的加工性能从而改善产品的显微组织成为目前所面临的关键课题。本文从强度和延性两个方面入手,分别通过建立流变方程和加工图对铝基复合材料的热加工性能进行表征,得到的主要结论如下:SiCp/7A04铝基复合材料高温热压缩变形时存在稳态流变特征,流变应力随着温度的升高而降低,随着应变速率的增大而提高。SiCp/7A04铝基复合材料的高温变形受热激活控制,稳态流变应力可以表示为只包含Z参数的方程。SiC/7A04铝基复合材料随着温度的升高和应变速率的下降功率耗散效率有增大的趋势,这主要是由于温度的升高和应变速率的降低有利于动态再结晶的形核与长大。在绝大部分区域,SiCp/7A04铝基复合材料的功率耗散效率要高于铝合金,通过显微组织的观察证实颗粒的加入诱发铝基复合材料动态再结晶形核。14%SiC/7A04铝基复合材料的加工图表明,该复合材料在实验范围内出现两个不稳定区域,一个位于低温高应变速率区,该区域的失稳颗粒周围形成孔洞造成的;另一个位于高温中等应变速率区,造成该区域失稳的因素可能是楔形开裂,加工时应尽量避免这两个区域。在温度为400~450℃、应变速率为0.001~0.01s-1压缩变形时,功率耗散效率最高,且与稳定区相对应;显微组织表明,在该区域颗粒与基体保持良好的界面结合,压缩过程中发生了动态再结晶,是14%SiC/7A04复合材料的最佳加工区域。
史学彬[7]2008年在《AZ91D镁合金热压缩变形行为研究》文中研究指明镁合金作为目前工业应用中最轻的金属结构材料，因其比强度、比刚度高，良好的电磁屏蔽性能及易于加工、回收等优点，被誉为“21世纪绿色金属工程材料”，并广泛用于汽车、通讯、电子、航空航天等领域。目前，镁合金主要是通过铸造的方法生产的。与铸造镁合金相比，经塑性变形后合金组织得到细化，铸造缺陷得以消除，产品的综合性能大大提高。但由于大多数镁合金为密排六方结构，可开动的滑移系较少，室温塑性变形能力较差，限制了镁合金的推广应用。因此，研究镁合金的塑性变形具有重要的理论意义和应用价值。AZ91D镁合金具有优良的铸造性能，是目前广泛应用的工业镁合金之一。然而，有关该合金塑性变形的研究报道还很少。本文采用AZ91D镁合金为实验材料，以研究铸造镁合金的塑性变形特点。为消除枝晶(Mg_(17)Al_(12))以改善合金组织的不均匀性，需对合金铸锭进行固溶处理(683K，保温60h)。在变形温度为473K～673K，应变速率为0．005s~(-1)～5s~(-1)条件下，采用Gleeble-1500D热／力模拟试验机对AZ91D镁合金进行热压缩实验，以研究其流变应力行为；采用X射线衍射分析(XRD)、金相分析(OM)和透射分析(TEM)等测试手段研究了合金的组织特点及其变形机制；采用加工图理论确定了合金合理的加工参数。主要结论如下：1．AZ91D镁合金热压缩时，其流变应力受变形温度和应变速率的影响显着，且随变形温度的升高而减小，随应变速率的增大而增大，流变应力曲线呈现出明显的动态再结晶特征。上述合金的热变形过程是受热激活控制的，其流变应力(σ)与变形温度(T)和应变速率((?))之间满足双曲正弦关系，即可采用Zener-Hollmon参数(简称Z参数)来描述合金在热变形过程中的流变应力行为。通过回归分析求得Z参数的表达式及合金的流变应力方程分别为：2．通过对AZ91D镁合金热变形组织进行金相、透射分析，可以看出变形温度和应变速率对其组织均有显着影响，不同温度阶段其变形机制也有所不同。当温度为473K时，合金组织以剪切带和孪晶为主。应变速率越高，剪切带、孪晶的交错程度越高，其变形方式主要为位错滑移和孪生；温度为573K时，合金组织整体表现为变形晶粒和再结晶晶粒共存，呈现出典型的“项链”状组织特征。而当温度达到673K时，合金组织则以再结晶晶粒为主，且晶粒呈现出明显的长大趋势。应变速率越高，再结晶晶粒尺寸越小且混晶程度越高，其变形方式为位错滑移。3．基于动态材料模型及加工图理论，并利用热压缩实验的数据分别绘制了AZ91D镁合金在真应变为0．1～0．4时的功率耗散图、失稳图和加工图，分析了各图中耗散系数(η)和失稳系数(ξ)与变形条件之间变化规律，确定合金合理的加工参数大致为：变形温度为600K～660K，应变速率为0．02s~(-1)～0．05s~(-1)。
谭元标[8]2016年在《ZrTiAlV合金热变形行为及组织与力学性能的研究》文中研究表明空间飞行器在长期服役过程中受到太空中极其恶劣的环境影响,导致大量的关键零部件损伤或失效。因此,空间技术的发展要求航空结构材料应具有保持结构尺寸稳定性、较高的强度、良好的塑性、韧性、耐腐蚀以及耐高温性能。锆合金具有小的热中子吸收截面、良好耐蚀性能以及在辐照环境中具有长期尺寸稳定性,被认为是一种潜在的航空结构材料。为了满足航空结构材料的高强度要求,近年来发展了一系列高强度Zr TiAlV合金。本文主要研究了ZrTiAlV合金的热变形行为、热变形对Zr TiAlV合金相变的作用以及应力诱发马氏体转变对ZrTiAlV合金拉伸性能的影响。具有粗大β相晶粒的47Zr-45Ti-5Al-3V合金在热变形过程中,流变曲线可以分成叁类:A型曲线出现在低温高应变速率条件下,合金仅发生动态回复;B型曲线出现在高温且应变速率为10~（-1） s~（-1）条件下,表现出现应力降和二次屈服现象,并伴随着动态回复和动态再结晶过程;C型曲线出现在高温低应变速率条件下,表现出典型的动态再结晶特征。合金热变形过程中的形变激活能已计算,其值在155.8~186.6kJ/mol范围内变化。对于具有不同初始β晶粒尺寸的47Zr-45Ti-5Al-3V合金的热变形行为,低温高应变速率时,细晶和粗晶合金的流变曲线在变形初期阶段都展现出显着的应力降现象,但粗晶的应力降幅度要比细晶高,合金仅仅发生动态回复;高温低应变速率时,流变曲线展现出典型的动态再结晶特征。细晶和粗晶的峰值应力都随变形温度的增加和应变速率的降低而降低,在给定的变形温度和应变速率,粗晶合金的峰值流变应力显着高于细晶合金。基于热加工图分析,细晶合金最优热加工参数是850?C和10-3s~（-1）,而粗晶合金是950?C和10-3 s~（-1）。对于具有片状初始α相组织的47Zr-45Ti-5Al-3V合金的热变形行为,在α+β相区,流变曲线表现出连续流变软化现象;流变软化程度随着应变速率的增加先降低再增加;在高温低应变速率变形时,热变形机制主要是片状α相的球化;低温高应变速率变形时,热变形机制主要是流变局部剪切带。在β单相区,低温高应变速率变形时,合金的热变形机制是β相动态回复;而高温低应变速率变形时,合金热变形机制是β相动态再结晶。在热变形过程中,具有片状初始α相47Zr-45Ti-5Al-3V合金发生了α→β相的转变。在550?C变形时,β相的体积分数随着应变速率的增加而增加;在600和650?C变形时,β相的体积分数随着应变速率的增加先降低然后逐渐增加。与变形前相比,变形后β相的体积分数要比变形前高。热变形促进了有片状初始α相47Zr-45Ti-5Al-3V合金的α→β相转变。51.1Zr-40.2Ti-4.5Al-4.2V合金从β单相区淬火后获得亚稳态β相组织。在室温拉伸过程中,合金将发生应力诱发马氏体转变,应力诱发马氏体的含量随应变速率和初始β相晶粒尺寸的增加而降低。应力诱发马氏体转变对51.1Zr-40.2Ti-4.5Al-4.2V合金拉伸性能有明显影响,随应变速率和初始β相晶粒尺寸的增加,应力诱发马氏体转变的触发应力增加,而抗拉强度逐渐降低。合金的加工硬化率曲线可以分成叁个阶段;阶段ΙΙ和ΙΙΙ的加工硬化率随应变速率和初始β相晶粒尺寸的增加而逐渐降低。
司阳磊[9]2016年在《高强度铝合金温成形薄壁结构件轴向压溃性能研究》文中提出随着汽车工业的快速发展,环境问题和能源问题日益突出,人们逐渐意识到节能减排的急迫性和重要性以及轻量化对节能减排的作用。铝合金是最具有应用前景的轻量化材料,但是在常温下铝合金的成形性较差,为了解决这个问题,英国的帝国理工学院提出并发展了HFQ工艺,它不仅可以解决铝合金的成形性差的问题,而且可以减小回弹,保证成形件的精度。实现汽车轻量化不能牺牲汽车的安全性,优异的汽车结构设计可以在保证安全性的前提下实现汽车轻量化。最常用的设计就是以帽型件为代表的薄壁结构,因为它具有质量轻、轴向碰撞吸能高等优点。本文基于单向拉伸实验和微观组织分析,对7075-T6铝合金板材在不同HFQ工艺下的基本力学性能进行了实验研究。获得了7075铝合金板材最佳的HFQ工艺：在475℃的温度下进行30min固溶处理,然后450℃时进行模具淬火,最后进行120℃*12h的人工时效处理,并通过7075铝合金的微观组织分析进行了解释。随后通过热力拉伸实验研究了不同温度下7075的基本力学性能,研究结果说明7075铝合金的在高温时成形性较好。基于此结果对7075铝合金板材进行了成形性仿真及实验研究,研究结果表明：7075铝合金在常温下的成形性很差,冲压时会发生破裂；HFQ工艺有利于提高7075铝合金的成形性,并且随着初始成形温度的增大,成形性越好。然后基于帽型件准静态压溃实验和仿真,对不同HFQ工艺下7075铝合金帽型件的压溃吸能特性进行了研究,研究结果表明：在固溶处理温度为475℃、固溶处理时间为30min、成形温度为450℃并且进行人工时效处理的HFQ工艺条件下,7075-T6铝合金板材具有最佳的压溃吸能特性。最后基于实验和仿真,研究了不同材料帽型件的压溃吸能特性,结果表明：7075铝合金具有最高的比吸能,对于实现汽车强量化具有更大的应用前景。
鲍俊[10]2016年在《Fe-Mn-Al-C-N轻质不锈钢的化合物相及耐蚀性能研究》文中研究说明不锈钢轻量化在车辆、船舶、潜艇和航空等领域有着巨大的应用前景,传统的铬不锈钢不能完全满足现在交通工具发展需要。目前正研究的Fe-Mn-Al系轻质不锈钢因耐蚀性较传统铬不锈钢差,机械性能也没充分发挥,还未能走向实用,廉价的合金元素氮能同时提高钢的耐蚀性和强度、硬度、耐磨性等机械性能,但目前有关含氮轻质不锈钢的研究和应用不多。另外,Fe-Mn-Al-C-N轻质不锈钢中化合物相种类繁多,目前有关这类钢中化合物相的种类和析出规律还不清楚,研究其化合物相析出规律显得尤为必要。本文在文献分析的基础上,根据理论计算和前人研究设计出了一种Fe-9%Mn-15%Al-0.65%C-0.2%N轻质不锈钢;用25KG感应炉冶炼制备出了19KG Fe-8.37%Mn-15.97%Al-0.65%C-0.2%N轻质不锈钢钢锭,结合热力学计算和实验测试,较系统地研究了Fe-Mn-Al-C-N不锈钢中化合物相的析出规律,热力学参数和分布,利用酸浸实验、盐雾实验和电化学实验测试其耐蚀性能并分析其耐蚀机理,并且测试其密度。研究结果如下:冶炼后的Fe-Mn-Al-C-N轻质不锈钢,无宏观缺陷,含铝15.97%、锰8.37%,成分差异的主要原因是熔炼时氮化锰铁加入分解速度过快,导致钢液沸腾漫出;Fe-Mn-Al-C-N五元体系中,可能形成的化合物相种类繁复;XRD研究结果显示Fe-Mn-Al-C-N轻质不锈钢铸态物相主要有:铁素体、AlMn和Fe Al金属间化合物、Mn4N和AlN氮化物;利用已有液态钢液热力学数据计算Fe-Mn-Al-C-N轻质不锈钢熔点约1420℃,AlN较Fe3C在钢液中优先析出;利用Miedema模型和周国治模型计算固态Fe-Mn-Al-C-N五元系中Fe Al和Mn4N生成温度分别为1210℃和1072℃;Fe-Mn-Al-C-N轻质不锈钢热分析结果,1410℃是其熔化点,较前面计算1420℃相差不大;Fe Al生成温度是1260℃,与前面计算1210℃接近;1031℃是Mn4N生成温度,与计算的1075℃接近;实验中由于缺少AlMn热力学数据,没有利用Miedema计算其析出温度,但结合文献分析AlMn的析出温度为934℃;600℃为Fe-Mn-Al-C-N轻质不锈钢奥氏体化温度;金相显微镜下观察Fe-Mn-Al-C-N轻质不锈钢铸态组织发现:本次冶炼钢种无宏观缺陷;化合物相在基体上呈蠕虫状,并且主要在晶界处连网分布;结合扫描电子显微镜能谱分析,第二相中含有富锰相;结合文献分析基体晶界处白亮的多边形第二相为AlN,其他相分布暂时没有确定;排水法测得Fe-Mn-Al-C-N轻质不锈钢密度为6.91g/cm2,较3Cr13不锈钢的密度7.82g/cm2降低了12%,密度有了很大的降低,用铝代替铬确实起到了轻量化的效果;浓硝酸浸泡实验,盐雾实验和极化曲线测试结果表明:Fe-Mn-Al-C-N轻质不锈钢具有一定耐蚀性,但稍差于3Cr13不锈钢,主要原因是Fe-Mn-Al-C-N轻质不锈钢化合物相连网分布;Fe-Mn-Al-C-N轻质不锈钢耐蚀性的提高主要依赖Al形成致密氧化膜和N形成铵根钝化钢表面;但是由于含铝金属间化合物形成导致第二相与基体形成原电池,Al失去电子溶于溶液加速钢腐蚀速度,Al失去原有形成致密氧化膜的作用;要提高钢的耐蚀性能,必须减少钢中化合物相的量,控制其形态和尺寸,防止其连网析出。
参考文献：
[1]. 7075z铝合金高温塑性变形行为研究[D]. 韩冰. 广东工业大学. 2003
[2]. 高强铝合金高温流变行为及锻造工艺基础研究[D]. 陶乐晓. 太原科技大学. 2012
[3]. 7050铝合金热压缩变形行为与组织演化研究[D]. 石岩. 中南大学. 2007
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