751 鎖殼冷沖壓模具設(shè)計(jì)（有cad圖+文獻(xiàn)翻譯）

751 鎖殼冷沖壓模具設(shè)計(jì)（有cad圖+文獻(xiàn)翻譯）,751,鎖殼冷沖壓模具設(shè)計(jì)（有cad圖+文獻(xiàn)翻譯）,鎖殼冷,沖壓,模具設(shè)計(jì),cad,文獻(xiàn),翻譯 二十面相對(duì)擠壓鎂鋰合金的強(qiáng)化作用 a.沈陽(yáng)材料科學(xué)，金屬研究所，中國(guó)科學(xué)院，中國(guó)科學(xué)院沈陽(yáng)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室110016，中國(guó) B.環(huán)境腐蝕中心，中國(guó)科學(xué)院金屬研究所，中國(guó)科學(xué)院，沈陽(yáng)110016，中國(guó) 收稿日期2006年10月31日；修訂二零零六年十二月三十日，接受于2007年3月7日，可供網(wǎng)上下載07年5月11日通過(guò) 通過(guò)調(diào)查三種鎂-鋰-鋅-釔合金，作為一種擠壓鎂鋰合金力學(xué)性能的強(qiáng)化方法，即在鎂鋰合金（Mg3Zn6Y，準(zhǔn)晶結(jié)構(gòu)）基體相引進(jìn)I相已被證明。拉伸結(jié)果表明，I相能有效強(qiáng)化合金。大幅提升的力量，已經(jīng)解釋微觀結(jié)構(gòu)的變化。2007Scripta Materialia由Elsevier有限公司出版，公司保留所有權(quán)。 關(guān)鍵詞：I相；鎂鋰合金；機(jī)械性能 合金化與極低密度（0.534克/立方厘米）鋰鎂可進(jìn)一步降低鎂合金的重量，然而，表1所列以以前的結(jié)果為基礎(chǔ)。對(duì)鎂鋰合金的強(qiáng)度是非常低[1,2]。一般來(lái)說(shuō)，以前的加固方法，如添加鋁鋅合金元素和劇烈塑性變形（或熱擠壓等通道角擠壓）無(wú)法使鎂鋰合金的抗拉強(qiáng)度超過(guò)200MPa（悉尼科技大學(xué)）。 另一方面，據(jù)報(bào)道，鎂-鋅-釔合金含余相作為第二相存在（Mg3Zn6Y，準(zhǔn)晶結(jié)構(gòu)）在室溫和高溫[3]都有良好的機(jī)械性能。根據(jù)對(duì)I相在室溫下的體積分?jǐn)?shù)研究，鎂-鋅-釔合金的屈服強(qiáng)度可以從150MPa到450MPa。以往的研究[5-9]表明，I相在鎂-鋅-釔或鎂-鋅-釔-鋯型合金的存在，緊緊依賴鋅/釔重比，文獻(xiàn)[7]認(rèn)為，當(dāng)鋅/釔比值超過(guò)4.38，元素釔會(huì)存在，因?yàn)镮相幾乎為完全相。當(dāng)鋅/釔比值超過(guò)一定值（4.38）釔含量的增加，更多的I相將在鎂基中形成。 基于上述這兩種合金系統(tǒng)的分析，可以問(wèn)兩個(gè)問(wèn)題：（一）I相是否可以引入鎂鋰合金？（二）如果I相可以引進(jìn)，鎂鋰合金的力學(xué)性能能否得到極大改善呢？因此，在這項(xiàng)工作中，三種合金（鋅/釔比值大于5以上），即以鎂鋰8%～3%；鋅0.6%，鎂8%鋰6%鋅1.2%，釔和鎂鋰8%～90%鋅-1.8%為準(zhǔn)備。通過(guò)調(diào)查合金的力學(xué)性能，這兩個(gè)問(wèn)題將得到回答。 在這項(xiàng)研究中所使用的材料為擠壓鎂-鋰-鋅-釔合金，鎂和釔含量不同。這是準(zhǔn)備使用在鎂合金研究部得IMR，中國(guó)特定的技術(shù)。利用電感耦合等離子體原子發(fā)散光譜儀，對(duì)I–III測(cè)定合金的化學(xué)成分，這些都是在表2中列出，擠壓比為10:1。 相分析，確定有D/最大2400x射線衍射儀（XRD）。作為鑄態(tài)合金的微觀組織I–III檢查通過(guò)掃描電子顯微鏡（SEM;XL30-FEG-ESEM）。合金是一個(gè)直徑為25毫米和5毫米軌距加工長(zhǎng)度拉伸棒。拉伸試樣的軸向平行于壓擠方向。拉伸實(shí)驗(yàn)，進(jìn)行了一個(gè)MTS（858.01米），13秒1分在室溫下恒應(yīng)變率測(cè)試機(jī)。掃描電鏡（SEM;XL30-FEG-ESEM）觀察使用或二次電子成像或背散射電子顯像以確定斷裂的特點(diǎn)，在斷裂的表面打擊I相。 表1 綜述不同鎂鋰合金的力學(xué)性能（室溫下測(cè)試） 條件 擠壓狀態(tài) 等通道角擠壓 r0.2 (MPa) UTS (MPa) 伸長(zhǎng)率 (%) r0.2 (MPa) UTS (MPa) 伸長(zhǎng)率(%) Mg–11% Li–1% Zn [1] 96 133 60 150 175 35 Mg–9% Li–1% Zn [1] 100 141 56 160 182 31 Mg–9% Li–1% Zn–0.2% Mn [1] 90 130 70 140 165 22 Mg–9% Li–1% Zn–1% Al–0.2% Mn [1] 105 150 60 145 180 24 Mg–9% Li–1% Zn–3% Al–0.2% Mn [1] 110 161 50 130 180 27 Mg–3.3% Li [2] 69 160 18 113 200 33 表2 化學(xué)成分和擠壓鎂鋰鋅釔合金力學(xué)性能 普通合金 化學(xué)成分(wt.%) 鋅/釔 比 機(jī)械性能 鎂 鋅 釔 鋰 r0.2 (MPa) UTS (MPa) Elongation(%) Alloy I Bal 3.12 0.61 8.04 5.11 148 222 30.7 Alloy II Bal 6.47 1.26 7.86 5.13 159 239 20.4 Alloy III Bal 9.25 1.79 7.67 5.17 166 247 17.1 X射線衍射分析，如圖1所示。由此可見(jiàn)，對(duì)合金的I–III的主要階段是a-鎂，b-鋰，鋰鎂鋅和I相。同時(shí)，隨著鋅和釔含量的增加，對(duì)W相的衍射峰將逐步加劇。此外，據(jù)報(bào)道[3,6,10]，I相可形成一鎂枝晶間共晶口袋。因此，可用一個(gè)簡(jiǎn)單的方法來(lái)確定I相的形態(tài)。 鑄態(tài)合金的I–III的組織觀察，如圖2所示。這個(gè)數(shù)字表明，I相/a-鎂共晶優(yōu)先，構(gòu)成了a-鎂/b-鋰相界面。隨著鋅和釔含量，I相/a-鎂共晶口袋不僅可以在a-鎂/b-鋰相粗化接口，也逐漸形成了a-鎂基體。由于元素釔幾乎完全存在在I階段，I的數(shù)量形式上取決于合金相釔含量。因此，在釔的含量變化為基礎(chǔ)。因此可以推斷I的數(shù)量為合金第三階段是三和二倍的合金分別作為第一和第二。此外，鋅含量的增加，特別是三為合金，許多片狀鋰鎂鋅相可以觀察到a-鎂基體，如圖2（d）所示。 應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖3所示。為了描述和比較方便，證明屈服應(yīng)力0.2%的力學(xué)性能（r0.2）和合金伸長(zhǎng)率見(jiàn)表2?？梢钥闯?，I相能有效提高合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度。比較合金與I–III的I增加約3倍，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度由148兆帕增加至166兆帕，222兆帕和247兆帕。同時(shí)，大大降低合金III的塑性。 鎂-鋅-釔-鋯合金此前的研究表明，隨著W相數(shù)量的增加[5,7,9]，合金的強(qiáng)度下降。X射線分析表明，對(duì)合金2，W相難以被探測(cè)到。因此，它可以有效地避免W相的影響。為了表示對(duì)I的影響，對(duì)合金的力學(xué)性能，只有合金第二階段斷裂被選定待觀察。圖4顯示了斷裂面中二次斷裂和背散射掃描電鏡圖像。這個(gè)數(shù)字表明，微裂紋在I相的內(nèi)部大批量形成。 圖1 擠壓鎂鋰鋅釔合金的x射線衍射圖案。圖中箭頭表示W(wǎng)相的衍射峰加劇的趨勢(shì)。 在鋰鎂鋅三元相圖的基礎(chǔ)上[11]，當(dāng)鋰含量在6.0wt%和9.5wt%之間時(shí)，a-鎂和b-鋰并存，在固溶體中鋅含量不能超過(guò)重量的2%。隨著凝固溫度降低，鋅固體溶解度逐漸減小。同時(shí)，鎂-鋰-釔三元相圖顯示[12]在固溶體中釔含量是非常微小的。此外，由于元素鋅和釔的相互作用是使固溶體[13]大大降低。在這項(xiàng)研究中，鋰合金I–III的含量是重量的8%左右。因此，隨凝固過(guò)程繼續(xù)下去，多余的鋅和釔之間將存在一個(gè)a-鎂和b-鋰相和優(yōu)先I相的形式在a-鎂和b-鋰相 相接口。當(dāng)然，I相可以形成一個(gè)在a-鎂和b-鋰矩陣，如圖所示。據(jù)報(bào)道，余相共晶熔化溫度約450℃[3,8,14,15].因此，當(dāng)溫度低于450℃時(shí)，I相的形式會(huì)阻礙鋅和釔的合金，特別是第二和第三的擴(kuò)散，在凝固過(guò)程中可以形成I相，這將容易導(dǎo)致較高和較低的鋅/釔在液相比例區(qū)的形成。因此，該區(qū)（低鋅/釔比 圖2 鑄態(tài)組織鎂鋰鋅釔合金：（a）合金I,（b）合金II, (c)合金III和（d）高放大倍率的水平位置觀察圖像（c）。 圖3擠壓鎂鋰鋅釔合金的應(yīng)力應(yīng)變曲線. 值）不能完全滿足形成I相和W相的要求，而該區(qū)（高鋅/釔比值）可以成功地形成I相和冗余鋅將形成在a-鎂基過(guò)飽和固溶體。當(dāng)合金冷卻到室溫，層狀鋰鎂鋅從過(guò)飽和固溶體中析出相，如圖2（d）所示。以前的研究報(bào)道[16]T6熱處理后（在500℃經(jīng)過(guò)15小時(shí)的人工老化在180℃固溶2.5小時(shí)）,鎂-鋅-釔相（I相和W相）消失和棒狀MgZn0析出過(guò)飽和固溶體。此外，鎂鋰鋅三元相圖[11]表明，當(dāng) 鎂和鋅的含量低于40%，將優(yōu)先鋅鎂，鋰鎂鋅相。因此，鋰-鎂-鋅形成可分為兩個(gè)步驟：（1）在高鋅的棒狀MgZn0造成內(nèi)容區(qū)的形成；及（2）鋰離子擴(kuò)散和鋰-鎂-鋅形成。在上述討論的基礎(chǔ)上，I相可以成功地引入到鎂鋰合金中，它清楚地回答了第一個(gè)問(wèn)題。I相是否能有效地強(qiáng)化鋰鎂合金將在下面討論。 圖4 合金II的I相斷裂上表面電鏡觀察：（a）二次斷裂；（b）背散射掃描電子顯微鏡觀察 據(jù)報(bào)道[3]。3～5納米厚的鎂，仍然保留了界面層與I相的方位關(guān)系，并與I相相干和鎂可以通過(guò)引入實(shí)現(xiàn)壁架定期沿界面步驟。因此，與I相和六方結(jié)構(gòu)的原子成鍵的剛性，是以嚴(yán)重的塑性變形過(guò)程中保留。鑄態(tài)鎂-鋅-釔-鋯合金的研究[5]認(rèn)為a-鎂/I相共晶口袋可延緩基面滑移，可以在a-鎂/I相界面觀察到?jīng)]有裂縫。在表1和表2中所列的拉伸性能相比，這清楚地表明，引進(jìn)的I-鎂基體相能有效地提高鎂鋰合金的強(qiáng)度。然而，應(yīng)力應(yīng)變曲線表明，隨著I相的數(shù)量的增加，合金的抗拉強(qiáng)度之間的差異大大減小，如圖3所示。這個(gè)數(shù)字表明，合金1,2的抗拉強(qiáng)度之間的差異是兩倍左右，合金2和3之間的差異同樣很大，它可以歸因于兩個(gè)主要的原因。首先，在x射線相分析（如圖1）和相形成機(jī)制，W相的增加是隨著鋅和釔的含量增加的，這會(huì)降低合金的強(qiáng)度，尤其是在合金3數(shù)量討論的基礎(chǔ)。其次，由于鋅合金和釔的含量較高的合金1和2，I在a-鎂/b-鋰界面形成階段的內(nèi)容將粗化，導(dǎo)致在熱擠壓階段大批量I相形成。在拉伸實(shí)驗(yàn)，得到更高的應(yīng)力集中將出現(xiàn)大批量的I相，這會(huì)降低合金的強(qiáng)度。圖4，在一定的應(yīng)力水平，微裂紋將大批量在I階段內(nèi)形成表明，紓緩I相和a-鎂基體變形不兼容。這提供進(jìn)一步的證據(jù)表明a-鎂/I相接口都非常強(qiáng)。此外，它還表明離了破解的I相的尺寸大于10流明。因此，要充分利用鎂鋰合金，現(xiàn)有W相和I相的尺寸，必須嚴(yán)格控制潛在力量。 通過(guò)調(diào)查三種鎂鋰合金的強(qiáng)化方法，即在合金基體中引入I相，已被證明。新開發(fā)的合金的最大抗拉強(qiáng)度可達(dá)到250兆帕。根據(jù)實(shí)驗(yàn)結(jié)果，兩個(gè)影響合金強(qiáng)度的主要因素為:現(xiàn)有W相的數(shù)量和I相的尺寸。因此，可以預(yù)見(jiàn)通過(guò)控制這兩個(gè)因素的影響鎂鋰合金的潛在能力得以進(jìn)一步提高。 這項(xiàng)工作是中國(guó)國(guó)家自然科學(xué)基金委員會(huì)（NSFC）支持的，項(xiàng)目批準(zhǔn)號(hào)50431020。 [1]陳天暢，王建葉，春萊恩楚，雄利,母校。快報(bào)。60 (2006) 3272–3276. 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