鎂及鎂合金大塑性變形的研究進展

鎂及鎂合金大塑性變形的研究進展

鎂是一種高密度、六角形的晶體結構，其滑移系c.a滑動。鎂合金在室溫成型時可開啟的滑移系少,塑性變形能力較差。通過細化晶粒和織構控制可大幅度提高鎂合金的室溫強度和塑性等。其中大塑性變形技術(severeplasticdeformation,SPD)可制備出晶粒尺寸小于1μm的超細晶組織,且可對織構進行一定程度的控制,是獲取優(yōu)良綜合性能鎂合金的備受關注的成型方式。目前,SPD技術已經得到了初步的應用。近年來發(fā)展起來的SPD技術有等通道角擠壓、循環(huán)擠壓、反復鐓粗、多向鍛造、高壓扭轉、累積抵抗擠壓以及一些復合擠壓技術等,本文主要介紹鎂合金SPD技術的最新研究進展及其對晶粒細化和織構控制的影響。1動態(tài)再結晶發(fā)生規(guī)律SPD技術可制備超細晶組織且具有特殊織構組分的鎂合金,因此,SPD鎂合金具有優(yōu)異的力學性能和使用性能,這主要是由其變形特點所決定的,SPD技術變形前后試樣尺寸基本不發(fā)生變化,進而可反復多道次的進行重復變形,每道次變形均會累積增加變形應變和應變速率,不斷的誘發(fā)動態(tài)再結晶的發(fā)生,動態(tài)再結晶常常在應變超過其極限應變時發(fā)生,相關公式如下:式(1)、(2)中,εc為動態(tài)再結晶發(fā)生時的應變;εp為最大流動應力對應的應變;a1,a2為系數(shù);為應變速率;n1,m1,C1為與材料有關的常數(shù);Q為激活能(kJ/mol);R為氣體常數(shù)(8.31J/mol);T為變形溫度。動態(tài)再結晶的充分發(fā)生將會大大的細化晶粒組織。此外,變形坯料由于受到模具結構的作用及更換路徑的影響,應力的大小和方向也會隨之改變,決定了變形鎂合金所開啟的滑移系類型,因此,通過合理的變形道次配合變形路徑設計,可進行變形鎂合金的晶粒細化和織構控制。2大塑度變形法對顆粒和織物結構的影響2.1微壓痕技術的ecea變形織構ECAE技術是由前蘇聯(lián)科學家VladimirSegal在1977年提出,原理如圖1所示。ECAE是由兩個相交的等徑通道和一個沖頭組成,由于變形前后試樣的截面尺寸沒有發(fā)生變化,因而可以進行多次擠壓變形,進而增加累計轉角剪切應變,具有顯著的晶粒細化和弱化織構的效果。晶粒細化原理是通過較大的剪切變形使位錯密度增加,形成大量的位錯胞,胞壁位錯密度提高,誘發(fā)交滑移,胞壁位錯密度不斷云集,形成小角度晶界界面。小角度晶界受剪切力而發(fā)生旋轉,逐漸演變?yōu)樯源簏c兒角度晶界的亞晶?；虼蠼嵌染Ы缇Я?此外,由于劇烈變形還會造成一定程度的粗大晶粒破碎現(xiàn)象,最終獲得細小晶粒。值得注意的是在轉角變形過程中,鎂合金受到轉角剪切力,其剪切應變跟ECAE的模具結構以及擠壓道次間的路線設計密切相關,致使鎂合金在進行ECAE變形時易產生基面與擠壓方向成一定夾角的織構,擠壓鎂合金的塑性也相應的得到大幅提高。在多道次擠壓和變換路徑條件下,可不斷細化晶粒和弱化織構,使得ECAE成為最受歡迎的SPD方式。Chen等研究發(fā)現(xiàn)225℃一道次ECAE變形后,AZ91僅發(fā)生一小部分DRX,晶粒組織呈現(xiàn)出細小DRX晶粒和原始粗大晶粒。四道次225℃變形后,盡管晶粒細化效果顯著,但是整個組織依然不均勻。兩道次180℃變形后,獲得均勻細小的再結晶晶粒和析出相,屈服強度高達289MPa,但塑性卻沒有得到改善。Estrin通過微壓痕技術,繪出微觀硬度值與壓痕位置的關系圖,發(fā)現(xiàn)在經過四道次ECAE沿Bc路徑下擠壓的AZ31鎂合金的組織才顯得均勻,基面與擠壓軸成45°角的織構減弱了各向力學性能差異。Zhang等進行了AZ31的兩道次A路徑的ECAE變形,在擠壓面和橫截面的組織均呈現(xiàn)出大晶粒和小晶?；旌瞎泊?雙峰組織)的現(xiàn)象;與擠壓面不同的是,在橫截面上沿剪切方向出現(xiàn)項鏈狀細小晶粒。橫截面和擠壓面的平均晶粒尺寸約為7.8μm和9.4μm,基面(0002)極圖卻趨于一致,均由纖維織構控制。這種纖維織構的c軸大約與橫向相垂直,與法向順時針偏離18°,造成沿橫向壓縮比沿擠壓方向壓縮得到更高的硬化率、峰值應力和更早進入軟化階段。Akbaripanah等對AM60鎂合金進行220℃的2,4和6道次Bc路徑的ECAE變形,平均晶粒尺寸由原始擠壓態(tài)的19.2μm分別細化至8.8μm、3.3μm和2.3μm。兩道次后呈現(xiàn)明顯的雙峰組織,大晶粒尺寸在9~13μm之間,小晶粒圍繞大晶粒晶界分布,尺寸在1~5μm之間。經過4~6道次的擠壓后,晶粒組織才會變得均勻,這種現(xiàn)象在Figueiredo和Langdon的AZ31鎂合金ECAE變形中也有類似發(fā)現(xiàn)。隨擠壓道次的增加,相鄰道次間的晶粒細化效果越來越不明顯。一道次ECAE變形后,(0002)基面取向無明顯變化,但是織構強度由9.41增加到16.05,二道次后,(0002)基面與擠壓軸成45°夾角,織構強度增加到17.02,隨道次的增加,基面取向無明顯變化,織構強度不斷增加,6道次變形后,強度增加到21.72。AZ31兩道次沿A路徑ECAE變形后,在ED面和橫截(TD)面的組織均呈大晶粒和小晶?；旌瞎泊?雙峰組織)的現(xiàn)象,TD面和ED面的平均晶粒尺寸約為7.8μm和9.4μm,(0002)極圖均由纖維織構控制,c軸大約與TD相垂直,與法向(ND)順時針偏離18°。Estrin證實四道次沿Bc路徑ECAE變形后,AZ31鎂合金組織才變得均勻。AM60鎂合金220℃的2,4和6道次沿Bc路徑ECAE變形后,平均晶粒尺寸由原始擠壓態(tài)的19.2μm可細化至8.8μm、3.3μm和2.3μm。兩道次后也呈現(xiàn)雙峰組織,4~6道次的變形才可得到均勻組織。隨擠壓道次增加,細晶效果越來越不明顯,一道次后,基面取向無明顯變化,二道次后,(0002)與ED軸成45°,隨道次繼續(xù)增加,基面取向無變化,織構強度增加,6道次后,由最初的9.41增至21.72。2.2cecre變形CEC由Richert和Richert最早提出并發(fā)展起來的一種SPD方式,原理如圖2所示。CEC模具是由上下兩個沖頭和一個圓柱形模具組成,圓柱型模具具有上下兩個等直徑d0的腔體且采用小直徑dm截面相連接,每一道次CEC變形均包含擠壓和壓縮兩個變形階段,將試樣放入通道經過N次循環(huán)擠壓達到與原始試樣尺寸相同的任意的大應變變形量,如通過15道次變形可累計應變高達23.5,極大的促使鎂合金發(fā)生充分的DRX,達到細化晶粒的目的。Wang等進行AZ31鎂合金的300℃一道次CEC變形后,原始擠壓態(tài)的混晶組織(細小晶粒約為5μm,粗大晶粒約為100μm)發(fā)生了較大的改變,細小的晶粒聚集形成帶狀結構的組織,粗大晶粒和細小晶粒均發(fā)生了明顯的細化,但是整個組織結構卻不均勻,細小晶粒約為2μm,大晶粒約為5~10μm。隨著3道次和7道次的變形,帶狀結構組織開始形成網狀組織,晶粒分布均勻性得到改善,7道次變形后,在平均晶粒尺寸為1.8μm的組織中依然存在6.4μm的大晶粒,且晶粒細化存在一個臨界道次,超過臨界道次后,晶粒細化效果不明顯。(0002)基面織構強度隨變形道次的增加逐漸減弱,且從1道次至7道次CEC變形中,(0002)基面轉動約90°。為改善CEC變形的應變均勻性,Wang等采用CEC和ECAE相結合的技術,提出了C形等通道往復擠壓技術(CshapeEqualChannelReciprocatingExtrusion,CECRE),原理如圖3(a)所示,CECRE模具主要是由上下兩個沖頭和兩個相等截面的半模組成,通過螺釘連接固定兩個半模。模具結構存在上下兩個豎直通道,其長度分別為145mm和78mm,中間采用一個C字型等通道(直徑12mm)連接。經300℃一道次CECRE變形后,部分原始晶粒(30μm)被拉長約100μm,寬變?yōu)?0μm,并伴有孿生和DRX發(fā)生,組織非常不均勻,2~3道次后,存在長條狀晶粒和細小再結晶晶粒的混晶狀態(tài),通過多達四道次CECRE后,應變值高達11,才得到平均尺寸約為3.6μm均勻細小的晶粒。Chen等把正擠壓、CECRE和ECAE技術復合成一種新型的SPD技術,原理如圖3(b)所示,經過3個C形變形后應變值高達9.146,AZ91鎂合金經300℃變形后,晶粒組織和析出相顆粒變得均勻細小,強度和韌性得到極大改善,但當應變值超過8.4后,晶粒細化效果已不明顯。2.3壓力對氫鎂再結晶的影響高壓扭轉(HighPressureTorsion,HPT)是一種有效改善組織結構的SPD技術,HPT的工作原理如圖4所示,由一個圓盤薄板試樣放置于基體和壓頭之間,在壓頭上通過靜水壓力施加幾個GPa的壓強,同時基體旋轉,使得試樣在基體和壓頭之間同時承受壓力和旋轉扭矩的影響而產生扭轉剪切變形,發(fā)生充分的DRX,進而細化晶粒。Bonarski等研究發(fā)現(xiàn)純鎂HPT變形后可形成一種穩(wěn)態(tài)的β纖維織構,其纖維軸偏離了理想的位置,且隨著靜水壓力的增加,偏離角度增加和織構強度減弱。再結晶組織包含的雙峰結構的粗大晶粒隨靜水壓力增加而增多,組織均勻性難以控制。AhmedDraue56b等研究得出通過減少壓縮位移和增加扭轉角度可提高應變均勻性,進而可改善組織均勻性。由于HPT的變形特點,獲得均勻細小的等軸晶粒較為困難,且變形試樣的尺寸也受到極大的限制。2.4晶粒尺寸及尺寸反復墩粗(RepetiveUpsetting,RU)是Guo等發(fā)展的一種用來制備厚板的新型SPD技術,如圖5所示,RU裝置是由具有長方體型腔的上模和具有圓柱形型腔的下模組成,上模型腔橫截面寬度與下模型腔直徑相等,從而可實現(xiàn)多次反復變形。Guo等研究發(fā)現(xiàn)350℃沿A和B路徑RU變形均可獲得均勻細小的再結晶晶粒組織,平均尺寸約為2.6和1.6μm。但在1~3道次變形中,晶粒組織存在較大的不均勻性,如存在剪切帶,長條晶粒和粗大組織等。Zhou等對Mg-9.8Gd-2.7Y-0.4Zr鎂合金進行了RU變形研究,一道次后,平均晶粒尺寸從11.2μm變成14.3μm,3μm的小晶粒圍繞原始粗大變形晶粒晶界分布,形成類似帶狀的組織;隨累積增加應變變形后發(fā)現(xiàn),小晶粒幾乎不受變形道次的影響,而粗大晶粒則發(fā)生了明顯的細化。二道次后,平均晶粒尺寸為6.9μm,但組織依然不均勻。直到四道次變形后才得到尺寸為2.8μm的均勻細晶組織,RU賦予的剪切力和產生的拉伸孿晶變形促使擠壓方向的(0002)基面均衡的分布在法向和橫向上,得到隨機織構的變形鎂合金。2.5強化阻燃maf強化形貌MAF的工作原理如圖6是先沿坯料的一個軸向進行鍛造變形,一道次后,旋轉90°沿另一軸向進行鍛造,每換一道次都旋轉90°,換不同軸向進行鍛造變形,最后所得坯料的截面尺寸不變。通過多道次變形累計增加應變,不斷發(fā)生DRX達到細化晶粒的目的。相關研究表明:MAF細化晶粒能力存在一定限度,且容易形成較強的基面織構,不利于塑性變形能力的提高。SomjeetBiswas等在單道次的MAF過程中引入單軸壓縮和平面應變壓縮來約束一個軸向變形,采用組織均勻(平均晶粒尺寸約為25μm)的擠壓材作為原始坯料,通過200℃一個循環(huán)變形后,獲得組織均勻的晶粒,尺寸約為2.2μm,進而采用低溫150℃的第二個循環(huán)變形后,獲得均勻細小的再結晶晶粒組織,平均尺寸約為0.4μm。一個循環(huán)(三個道次)后,基面織構組分沿鍛造方向分為兩份,二個循環(huán)(六個道次)后,基面織構組份沿鍛造方向變?yōu)?份?？棙嫃姸扔稍瓉淼?.9弱化為5.6和4.8,盡管可獲得均勻細小晶粒和弱化的織構,但是需要的變形道次較多。2.6應變控制率類型化ABE是近期發(fā)展起來的一種新型SPD技術。ABE模具包括一個具有內部型腔的模具和兩個可以相互滑動的內外沖頭,外沖頭為中空形狀,內沖頭為實體且截面尺寸與外沖頭中空截面一致。ABE的工作原理如圖7是通過兩個沖頭相互交替的下壓模具型腔內的坯料,使試樣產生持續(xù)的變形而最終又可以保持其原始橫截面,以便循環(huán)往復的擠壓變形累積增加應變值,不斷發(fā)生DRX,達到細化晶粒目的。Fatemi-Varzaneh等在80℃一道次ABE變形可成功的擠出AZ31鎂合金且無裂紋產生,但第二道次變形時,在坯料的兩端出現(xiàn)了與擠壓方向成45°的裂紋。提高擠壓溫度,AZ31的成型性能明顯好轉,無裂紋出現(xiàn)。230℃一次變形后,在試樣中發(fā)現(xiàn)0.4μm的晶粒,但是內部依然存在較多未完全DRX的粗大晶粒。變形高達4道次時,才可得到小于1μm的均勻超細晶粒。Fatemi-Varzaneh等發(fā)現(xiàn)隨擠壓溫度從130℃增加到280℃,內部組織在DRX作用下變得更加均勻;隨擠壓道次的增加,賦予應變的逆轉特性增強了新再結晶晶粒的形核率,從而加快獲得組織均勻的AZ31擠壓鎂合金。但是一道次的顯微組織極不均勻,其主要原因是在原始晶界處形核的DRX晶粒和在剪切帶內形核的DRX晶粒的不同特性造成的。Faraji等通過增加變形比(內沖頭直徑/外沖頭外徑)和沖頭位移改善了變形均勻性,但是從其模擬圖可以看出,等效應變值依然存在較大的不均勻現(xiàn)象。目前有關ABE的織構演變的研究報道還比較少。2.7摩擦剪切變形變形織構一些學者將傳統(tǒng)的正擠壓與ECAE擠壓相結合設計出新型的SPD技術。Hu等利用擠壓-剪切復合技術,如圖8所示,一道次變形即可獲得累計應變2.44,通過正擠壓的擠壓比變形和ECAE的剪切變形可先后發(fā)生DRX(雙級DRX),取得了較好的晶粒細化效果。但是從其有限元分析和組織觀察可知,經過ECAE的剪切變形后,等效應變值分布與晶粒組織