塊體zk60鎂合金擠壓致密化工藝的研究

塊體zk60鎂合金擠壓致密化工藝的研究

盡管目前主要用于金屬結(jié)構(gòu)材料，但它們具有低密度、高比和強(qiáng)比的優(yōu)點(diǎn)，易于回收，具有良好的電屏蔽和抗輻射能力等優(yōu)點(diǎn)。考慮到全球能源和環(huán)保的需要，棕櫚金作為一個交通和陸路運(yùn)輸行業(yè)的骨架材料，具有巨大的潛力。在推廣鎂合金的應(yīng)用方面,面臨著兩個必須解決的問題,一個是鎂合金強(qiáng)度低的問題,其次是鎂合金塑性差的問題。晶粒細(xì)化的方法可以同時改善二者,其中主要包括快速凝固/粉末冶金(RapidSolidification/PowderMetallurgy,RS/PM)、噴射沉積(SprayDeposition,SD)、大塑性變形(如大比例擠壓、等徑角擠壓(EqualChannelAngularPressing,ECAP)、高壓扭轉(zhuǎn)(HighPressureTorsion,HPT))等。RS/PM與其他工藝相比,可以顯著細(xì)化合金粉末的晶粒組織,致密化后可以使組織進(jìn)一步細(xì)化到亞微米甚至納米數(shù)量級,且得到的是致密的塊體超細(xì)晶材料,因而RS/PM成為當(dāng)前制備高性能鎂合金的一個研究熱點(diǎn)[4,5,6,7,8,9,10,11,12]。已有的RS/PM制備鎂合金的研究,多集中在合金粉末(顆粒、薄帶、纖維等)致密化后的優(yōu)異力學(xué)性能(如強(qiáng)度、塑性及超塑性等),變形工藝(變形溫度、變形速率、變形量等參數(shù))及合金元素含量對性能的影響,而對于粉末在致密化過程中的顆粒變形及后續(xù)熱處理過程中的組織及性能的演變,研究報道很少。因此,本工作以快速凝固ZK60合金粉末為實(shí)驗(yàn)材料,利用低溫擠壓法來制備塊體ZK60合金,研究合金粉末在致密化及后續(xù)熱處理過程中的組織和性能的變化,探討其強(qiáng)化機(jī)制演變行為。1拉伸性能及顯微組織將工業(yè)鑄錠ZK61合金置入真空感應(yīng)熔煉爐重熔,用氣霧化法制取合金粉,經(jīng)篩分后選用80~150目粉末(粒度100~150μm)。由于合金元素的少量損耗,實(shí)際所得ZK60合金粉,其主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為Zn5.20,Zr0.33,雜質(zhì)0.01,其余Mg。在自制的模具中將合金粉壓制成?48mm×50mm的圓柱坯,壓制溫度100℃,生坯密度達(dá)到91.2%~92.8%;然后在300t液壓機(jī)上以擠壓比25∶1進(jìn)行熱擠壓,壓下速度約2mm/s。擠壓前模具及坯在230℃下保溫10min,模具采用石墨機(jī)油潤滑,計(jì)算等效應(yīng)變ε=3.7。試樣隨后在空氣爐中分別經(jīng)200,300℃退火1h。擠壓及后續(xù)熱處理的ZK60合金按GB/T16865—1997加工成圓形拉伸試樣,在CSS-1120拉伸試驗(yàn)機(jī)上測定室溫力學(xué)性能。采用KH-2200型高倍視頻顯微鏡、NanoSEM400型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)及JEOL-2000EX型透射電鏡(TEM)分析試樣的顯微組織及斷口。SEM用試樣經(jīng)機(jī)械拋光后,在AC-2電解液中進(jìn)行電解拋光;透射電鏡樣品沿平行于擠壓方向切片,經(jīng)4%高氯酸酒精溶液在-25℃條件下雙噴減薄制得,觀察前采用離子減薄去除表面的氧化層。2結(jié)果與分析2.1第三相及第二相晶界圖1(a)所示為ZK60合金粉末的SEM組織形貌?？梢姺勰╊w粒呈球形,晶粒尺寸為10~20μm,比一般ZK60鑄造合金組織細(xì)小得多。在顆粒內(nèi)部(區(qū)域A,即圖1(b))進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn),有少量白色第二相沿晶界不連續(xù)析出,尺寸細(xì)小且數(shù)量有限,圖像軟件Image-ProPlus定量分析其體積分?jǐn)?shù)約為2.23%。使用能譜對基體(B區(qū))和第二相(C區(qū))成分進(jìn)行半定量分析,結(jié)果見表1,證實(shí)第二相β為富Zn相,這與Shahzad和Maeng觀察到的現(xiàn)象一致。β不連續(xù)偏析到α-Mg晶界上,與氣霧化工藝的冷卻速度和粉末粒徑有關(guān)。首先,氣霧化工藝的冷卻速度較低,一般估算值102~103℃/s,尚不足以使均勻液相中Zn原子狀態(tài)保留至室溫;其次,相同快速凝固工藝條件下,粉末粒徑越大,凝固時釋放的結(jié)晶潛熱越多,隨著熔體溫度回升,Zn的擴(kuò)散速率加快,最終導(dǎo)致Zn不連續(xù)離異到晶界,形成β相。2.2原-mg應(yīng)力應(yīng)變制備的亞晶為消除粉末間孔隙,細(xì)化晶粒,對生坯進(jìn)行致密化處理。圖2為ZK60合金粉末經(jīng)230℃擠壓變形后的軸向及徑向SEM照片。由圖2可見,在壓力及溫度作用下,粉末顆粒之間發(fā)生冶金結(jié)合,組織致密,未見微孔或微裂紋等缺陷,得到塊體合金是全致密材料;同時顆粒沿擠壓方向被拉長,寬度約20~30μm。對照圖1,可清楚得知粉末顆粒的塑性變形過程:?100~150μm球體被擠壓成寬20~30μm的多邊棱柱體。圖3為ZK60合金粉末擠壓態(tài)試樣的TEM形貌,箭頭所指為擠壓方向(下同)。由于擠壓過程中變形分布的不均勻性,在局部變形量較大區(qū)域內(nèi)α-Mg晶粒全部碎化,其他區(qū)域少量晶粒沿擠壓方向被拉長,合金組織由大量亞晶粒、位錯胞和少量α-Mg條帶狀亞晶構(gòu)成。如圖3(a)所示,少量α-Mg晶粒沿剪切應(yīng)力方向形成條帶狀亞晶粒,其晶界較平直,寬度約為0.4μm,且基體內(nèi)含有高密度位錯。圖3(b)為大量晶粒碎化后的形貌,擠壓合金中除細(xì)小亞晶(尺寸300~600nm)外,還存在大量位錯纏結(jié)的位錯胞,晶界不明顯。此外,隨著α-Mg晶粒的碎化,初始粉末晶界上β相也相應(yīng)破碎并彌散分布在亞晶界上(見白色圓圈,下同)。圖3(c)為圖3(b)中亞晶的衍射圖,其中花樣斑點(diǎn)斷續(xù)分布較窄,由衍射點(diǎn)對應(yīng)的圓心角(<5°),可估算出幾個晶粒間的取向差約為5°,據(jù)此判定圖3(b)中晶粒為小角度的亞晶粒。圖3(d)為析出相分布情況。在較低的擠壓溫度及較短的保溫時間,析出相有限,晶內(nèi)及晶界上僅見少量的球狀β2′析出相(MgZn2的亞穩(wěn)相,//{0001}Mg),尺寸10~20nm。圖4(a),(b)為擠壓態(tài)合金經(jīng)200℃/1h退火處理后的微觀組織。由圖4(a)可見,原α-Mg條帶狀亞晶轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽?00~600nm細(xì)小亞晶,位錯密度有所降低。這個區(qū)域主要發(fā)生再結(jié)晶及回復(fù),α-Mg條帶狀亞晶內(nèi)的位錯纏結(jié)經(jīng)擴(kuò)散遷移,沿垂直于條帶狀亞晶方向形成位錯胞壁,最終得到大小不一的亞晶。原碎化區(qū)域的細(xì)小亞晶粒則發(fā)生部分再結(jié)晶,再結(jié)晶晶粒尺寸基本不變,維持在300~600nm(圖4(b))。雖然退火溫度與ZK60合金的時效溫度(165~175℃)相近,由于退火時間較短,晶內(nèi)β2′密度無明顯變化。圖4(c)為擠壓態(tài)合金在300℃/1h退火處理后試樣的金相組織?？梢娫嚇影l(fā)生完全再結(jié)晶,晶粒長大明顯,平均尺寸約為2.5μm;同時觀察到晶內(nèi)有大量β2′相析出(圖4(d))。根據(jù)以上觀察,可以認(rèn)為在200℃退火過程中,條帶狀亞晶和原碎化亞晶的再結(jié)晶過程不同步;但隨著退火溫度的提高(如300℃),不同步現(xiàn)象消除,所有區(qū)域發(fā)生完全再結(jié)晶,且晶粒有所長大。2.3試驗(yàn)材料的力學(xué)性能RS/PMZK60合金通過退火處理可以獲得不同的顯微組織,包括晶粒細(xì)小的雙態(tài)亞晶組織、單態(tài)亞晶組織及等軸晶組織。對這三種典型的顯微組織合金進(jìn)行室溫拉伸力學(xué)性能測試,測試結(jié)果如表2所示。與常規(guī)ZK60鑄錠變形(擠壓、鍛造等)工藝相比,RS/PM明顯提高了合金的室溫力學(xué)性能,屈服強(qiáng)度分別提高約46%,71%。RS/PM及其熱處理后的塊體材料的顯微組織更加細(xì)小,這是力學(xué)性能提高的主要原因。RS/PM形成的細(xì)小雙態(tài)亞晶組織,即使通過300℃退火處理,合金的晶粒尺寸與一般常規(guī)變形鎂合金相比仍然很小。另外,鑄態(tài)合金雖然經(jīng)過擠壓、鍛造變形后,但未必能夠完全消除鑄造過程中產(chǎn)生的縮孔等缺陷,而采用RS/PM制備的塊體材料則不存在這些缺陷,組織致密化程度更高,這也是RS/PMZK60合金性能改善的原因之一。RS/PM與隨后的退火處理態(tài)合金的力學(xué)性能也有較大差別?？傮w而言,RS/PMZK60合金具有最高的強(qiáng)度和較好的塑性,其中屈服強(qiáng)度(σ0.2)和抗拉強(qiáng)度(σb)分別達(dá)到394,424MPa,延伸率(δ)約為15.2%。經(jīng)200℃退火1h后,試樣的強(qiáng)度有所回落(相對RS/PM合金σ0.2,σb分別下降7.4%和4.5%),但塑性變形能力提高明顯,增幅高達(dá)24.3%;在300℃退火1h后,試樣的強(qiáng)度和塑性變化減緩(相對200℃退火試樣強(qiáng)度分別下降5.5%和2.9%,塑性提高11.1%)。力學(xué)性能的變化主要受顯微組織的影響。擠壓致密后,試樣內(nèi)部被注入很大的應(yīng)變儲能,位錯密度增大,合金組織由小角度亞晶、大量相互纏結(jié)的位錯胞及條帶狀亞晶粒構(gòu)成。經(jīng)200℃退火后,位錯密度下降,合金組織發(fā)生不同步的再結(jié)晶過程,合金的強(qiáng)度有所降低,塑性提高。隨退火溫度的提高,合金內(nèi)所有區(qū)域發(fā)生完全再結(jié)晶且晶粒長大,位錯密度進(jìn)一步降低,但晶內(nèi)大量析出β2′相可部分補(bǔ)償晶粒長大導(dǎo)致的強(qiáng)度降低,因而合金的強(qiáng)度降低幅度較小,而塑性繼續(xù)增加。2.4韌窩的尺寸差別擠壓態(tài)和退火處理后的ZK60合金的拉伸斷口均未出現(xiàn)明顯的頸縮現(xiàn)象。擠壓態(tài)的斷口分布著深淺不一、十分細(xì)小的韌窩,是明顯的韌性斷裂(圖5)。韌窩的尺寸差別與擠壓試樣中組織相對應(yīng),經(jīng)過適當(dāng)?shù)耐嘶鹛幚?控制再結(jié)晶溫度和時間,可以得到尺寸均一的細(xì)小等軸晶,從而使塑性進(jìn)一步提高。擠壓+300℃退火處理的ZK60合金斷口表面細(xì)小尺寸韌窩數(shù)量明顯增多。3富zn相散散射下亞晶的應(yīng)變快速凝固ZK60球形粉末顆粒(圖1(a))在致密化過程中被擠壓成多邊棱柱(圖2),劇烈的塑性變形引入大量位錯,主要強(qiáng)化機(jī)制為細(xì)晶強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化。表1中能譜半定量分析表明,初始態(tài)α-Mg基體中Zn的固溶度偏低(<1%),所以固溶強(qiáng)化效果未予考慮。細(xì)晶強(qiáng)化可通過細(xì)化組織或晶粒使得晶界所占比例增加阻礙位錯運(yùn)動來提高材料強(qiáng)韌性,為主要的強(qiáng)化機(jī)制。晶粒/亞晶尺寸d與合金屈服強(qiáng)度σp滿足Hall-Petch公式:σp=σ0+Kyd?1/2(1)σp=σ0+Κyd-1/2(1)式中:σ0=116MPa;常數(shù)Ky=185MPa·μm1/2;亞晶尺寸d=0.6μm(考慮到少量條帶狀亞晶的存在,亞晶尺寸取上限),因此該尺寸的亞晶對基體屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)約為354MPa;而ZK60擠壓態(tài)合金的屈服強(qiáng)度為394MPa,其余應(yīng)當(dāng)為富Zn相彌散強(qiáng)化作用的結(jié)果。擠壓過程中,粉末中富Zn相伴隨著晶粒破碎而隨機(jī)分布在亞晶界上,對亞晶界上堆積的位錯有一定釘扎作用,可用Orowan公式進(jìn)行估算:Δσor=AEMb4π(1+ν)λ[lnDr0+B](2)Δσor=AEΜb4π(1+ν)λ[lnDr0+B](2)式中:A=1;B=0.7(這里僅考慮刃位錯與第二相顆粒的作用,因螺位錯可攀移,位錯釘扎效果有限);彈性模量E=44.8GPa;Taylor因子M=6.5;Burger矢量b=3.21×10-10m;泊松比ν=0.3;顆粒間距λ=0.6μm(圖3(b));D為λ和a(顆粒平均尺寸,約0.04μm,見圖4(d))調(diào)和平均數(shù);r0=3b。式(2)中算得彌散強(qiáng)化效果為41MPa,理論值與實(shí)測值一致。擠壓態(tài)合金經(jīng)200℃退火1h后,亞晶粒/位錯胞和帶狀亞晶發(fā)生不同步的再結(jié)晶過程,其中帶狀亞晶內(nèi)纏結(jié)的位錯(圖3(a))沿垂直于條帶狀亞晶方向發(fā)生多邊形化,形成細(xì)小亞晶,加工硬化效果降低,最終導(dǎo)致屈服強(qiáng)度有所降低而塑性變形能力相應(yīng)增強(qiáng)。擠壓態(tài)合金經(jīng)300℃退火1h后,晶粒長大明顯(平均2.5μm,圖4(c)),富Zn相顆粒對基體強(qiáng)度貢獻(xiàn)減小,而同時晶內(nèi)大量析出β2′相(a=0.01μm,λ=0.12μm,圖4(d)),所以這里強(qiáng)化機(jī)制略有調(diào)整,為細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化。根據(jù)式(1),(2),σp=223MPa,σor=130MPa,其計(jì)算屈服強(qiáng)度(353MPa)與實(shí)測值(345MPa)相符。4zk60合金粉末的等軸晶形貌(1)ZK60合金粉末經(jīng)230℃擠壓致密后,球形粉末顆粒在剪切力作用下被拉長,位錯的密度增大,合金的組織由大