DOC《细晶Mg-Al-Ti-C中间合金的制备及其对AZ91D组织和性能的影响》

(b)1%TiC;

(c)2%TiC;

(d)5%TiC 图5 加入细晶Mg-Al-Ti-C的AZ91D的显微组织形貌 Fig.5 Microstructure of AZ91D alloy treated with fine grained Mg-Al-Ti-C 2.3 AZ91D的力学性能 AZ91D合金的抗拉强度、延伸率和维氏硬度如图6所示.由图6a可以看出,加入细晶Mg-Al-Ti-C中间合金后,AZ91D的抗拉强度有明显提高,尤其是加入2%TiC时抗拉强度增长率达19.8%.但是总体看来,抗拉强度随着TiC体积分数的增加呈现先增加后减小的趋势,而延伸率则随着TiC含量的增加一直下降.由图6b可知,随着中间合金加入量的增加,AZ91D的显微硬度值也是呈现先增加后降低的趋势,在加入量为2%时,显微硬度值达到最高,这与抗拉强度的变化趋势一致. 图6 加入细晶Mg-Al-Ti-C的AZ91D抗拉强度、延伸率(a)和维氏硬度(b) Fig.6 Tensile strength and elongation (a) and Vickers hardness (b) of AZ91D treated with fine grained Mg-Al-Ti-C 2.4 AZ91D的拉伸断口形貌 图7为加入细晶Mg-Al-Ti-C中间合金前后的AZ91D拉伸断口形貌.由图7a可见,未加入细晶Mg-Al-Ti-C中间合金的AZ91D拉伸断口有少量的韧窝,也存在小解理刻面和撕裂棱,说明其有一定的微孔聚集型断裂和准解理断裂的特征.由图7b~7d可见,随着TiC颗粒含量的增加,韧窝变少、变小、变平,而撕裂棱和小解理刻面一直很多,这说明,随着TiC含量的增加,微孔聚集型断裂形貌逐渐消失,材料的断裂方式转变为准解理断裂. (a)0%TiC;

(b)1%TiC;

(c)2%TiC;

(d)5%TiC 图7 加入细晶Mg-Al-Ti-C的AZ91D的拉伸断口形貌 Fig.7 Tensile fracture morphology of AZ91D treated with fine grained Mg-Al-Ti-C 分析可知,加入细晶Mg-Al-Ti-C中间合金后,AZ91D的断裂机制主要有两种,即镁基体本身发生断裂失效和TiC与镁基体界面处发生脱粘,导致材料断裂失效,拉伸断口中少量的韧窝即是镁基体本身发生失效断裂所引起的.而且TiC颗粒表面存在MgO等杂质,降低了其与镁基体的结合强度,TiC的增多导致镁基体界面发生脱粘的概率增加,当材料受到外加载荷时这些颗粒则成为裂纹源,容易导致材料断裂失效.随着细晶Mg-Al-Ti-C中间合金加入量的增加,杂质含量逐渐增加,材料的塑性能力下降,断裂机理逐渐向准解理断裂过渡.

3 细晶Mg-Al-Ti-C中间合金对AZ91D的强化机理分析 AZ91D的晶粒尺寸以及加入到基体中第二相粒子TiC的弥散强化作用是决定其力学性能的关键.AZ91D中脆性β-Mg17Al12相呈连续网状分布于晶界处,割裂了基体,限制了α-Mg基体的变形能力.当加入含有TiC的中间合金以后,高硬度的TiC颗粒分布于AZ91D的β-Mg17Al12相周围,对β-Mg17Al12相的生长起到抑制作用,限制其网状特性,使β-Mg17Al12相尺寸减小;

另一方面,由晶格错配度可知:当错配度δ........