大塑性变形材料及变形机制研究进展

1、一画糍 有色合金及压铸大塑性变形材料及变形机制研究进展路君,靳丽,曾小勤,丁文江(上海交通大学轻合金精密成型国家工程研究中心,上海200030摘 要:大塑性变形技术(SPD具有将铸态粗晶金属的晶粒细化到纳米量级的巨大潜力。 综述了SPD技术的分类、优势及其存在问题;介绍了材料在SPDhv工过程中的组织转变特点, 指出如果超塑性成形能够在镁合金等中得到成功的应用,则可大大拓宽其实际应用领域;描述 了SPD细化铝、镁、钛等合金后的微观组织、塑性变形机制与力学性能,最后对大塑性变形技 术的应用前景进行了展望.关键词:大塑性变形;铝;钛;镁合金;微观组织;力学性能;变形机制中图分类号:TGl46.2文

2、献标识码:A 文章编号:1673-3320(200801-0032-05Deformation Mechanism of Severe Plastic Deformation AlloyLU Jun,JIN Li,ZENG Xiaoqin,DING Wendiang(National Engineering Research Center of Light Alloy Net Forming,Shanghai Jiaotong University, Shanghai 200030,ChinaAbstract:Severe plastic deformation(SPDis an effect

3、ive route to refining coarsegrain size into nanometer regime,the SPD technical classification.advantage and it existence problem are reviewed.The characteristics of the organization of material which change within processing in the SPD is introduced,also poims out superplasticity can get a successfu

4、l application in the magnesium alloy ete.,which may greatly open up its practical application domain;then describes the organization,the plasticdeformation mechanism and mechanics properties of AlMg,Ti Mloy after SPD,finally further improvements and applications of SPD material are put forward.Key w

5、ords:Severe plastic deformation;Aluminum;Titanium;Ultrafine grained magnesium alloy; Microscopic organization;Mechanical properties;Deformation mechanism大塑性变形法(S e v e r e P l a s t i c Deformation,SPD具有将粗晶材料的晶粒细 化到纳米量级的巨大潜力,是近年来逐步发展 起来的一种独特的超微粒子(纳米晶和亚微晶 金属及其合金材料制备工艺。它是指材料处于 较低的温度(通常低于0.4Tm环境中,在大 的外

6、部压力作用下发生剧烈塑性变形,从而将 材料的晶粒尺寸细化到亚微米或纳米量级的一 种工艺。强应变大塑性变形可以在低温条件下 使金属材料的微观结构得到明显的细化,从而大 大提高其强度和韧性。SPD法细化晶粒的原因 在于这种工艺能大大促进大角度晶界的形成。 本文综述了SPD法制备材料的常用方法,分析l32l 2008年第l期 了材料在SPD加工过程中的组织转变特点及其 SPD细化合金的微观组织与力学性能,并在此 基础上论述了大塑性变形法的实际应用,指出 了当前研究中存在的主要问题,并展望了大塑 性变形的应用前景。SPD技术能将粗晶材料有效地细化到亚微 米甚至纳米尺度范围,而且获得的SPD纳米结 构材

7、料具有结构致密、组织均匀、颗粒细小、 界面清洁等诸多优点,因而在基础研究和应用 领域受到越来越多的关注。大塑性变形被认为 是块体金属实现纳米化最为有效的途径之一。1SPD技术分类及其存在问题大塑性变形材料及变形机制研究进展路君等SPD法有两种:等通道转角挤压(ECAE 和大扭转塑性应变法(SPTS。最近几年,SPD 技术得到了迅速的发展,出现了一些大塑性变 形工艺:往复挤压(Reciprocating Extrusion, RE、等通道转角挤压(Equal Channel Angular Extrusion,ECAE、高压扭转变形(High Press and Torsion,HPT、叠轧(A

8、ccumulative Roll Bonding,ARB、反复折皱一压直(Repetitive Corrugation and Straightening,RCS、搅拌摩 擦加工(Friction Stir Processing,FSP等。大 量的研究表明,SPD法可有效地将多晶材料的 晶粒尺寸细化至微米尺度以下。目前已开发的 SPD工艺中有3种晶粒细化机制:形交诱导晶粒 细化、热机械变形细化晶粒和形变组织再结晶 导致晶粒化。块体超细晶粒材料由于具有大量 与众不同的特性,可做超高强度材料和超塑性 材料等,广泛应用于航空航天等领域。大工业规模生产超细晶材料是全球金属工业 追求的核心技术之一。用传

9、统加工技术,例如轧 制、锻造和挤压等方法产生大塑性形变来细化晶 粒有很多问题,其中最基本的问题是在获得足以 生成细晶(微米级或超细晶(亚微米级的大塑 性形变后工件的尺寸至少在一个尺度上变得很 小,从而限制了材料的实用价值。通过大塑性 形变细化显微结构是生产超细晶金属结构材料 的有效方法。到目前为止,在结构钢和低合金 钢,铝、钛、铜、镍、镁金属及合金等诸多材料 中利用大塑性形变已获得亚微米级超细晶显微 结构,并有小规模成功应用于医疗器械和体育 器材等领域的实例。为克服传统工艺施加大塑 性形变的困难而开发的ECAE、ARB等方法在 原则上可用于大规模工业化生产,但在工艺设 计、生产成本和生产效率以

10、及应用范围等方面 还有很多问题,工业开发价值有限。2SPD,Jfl工过程中材料的组织转变特点 在SPD加工过程中,变形体中的晶粒和晶 界都会参与变形。由于低温条件下晶粒内部较 晶界更易变形,最初的形变主要发生在晶粒 内部,随着变形的增加,晶界也会发生转动或 滑动。块体材料在SPDJI工过程中晶粒的细化 机制及模拟、非平衡态晶界的形成、变形织构 的空间分布及再结晶遗传行为是目前SPD技术 的研究重点。这些研究不仅可以揭示SPD材料 的组织与性能的关系,而且可以加深对SPD变形机制的认识,进而指导SPD工艺的改进与提高。2.1晶粒细化细化晶粒不仅可以提高材料的强度,而且还可以改善塑性,一直是金属结

11、构材料的研究热点。细化晶粒是改善材料性能的有效手段,传统的压力加工技术(如轧制、挤压、拉拔和锻造等可以细化晶粒(微米量级。纳米结构金属由于具有很小的晶粒尺寸(20-500nm和独特的缺陷结构,从而表现出优异的物理、力学性能。2.2大角晶界一般认为相邻晶粒的取向差大于150的晶界是大角晶界。许多研究表明,SPD材料在塑性变形过程中其晶粒不断地侧倾和转动,逐渐形成大角晶界12J。Rybin3】认为经过大塑性变形后,形变诱导晶界的最大晶界取向差可以由公式万。动0一占o计算。式中:A和占。是实验测 得的常数,s为材料经历的塑性变形量,s。可以视为由于塑性变形导致亚晶界的基本应变量。公式表明形变量越大,

12、形变诱导晶界的取向差越大,纳米晶块体SPD材料中的大角晶界正是强烈塑性变形的结果。在变形晶界处存在晶格畸变和大量的缺陷,比如塞积位错和空位等,会在晶界处产生残余应力。在随后的低温再结晶退火过程中,晶格畸变和缺陷得到恢复,晶界在迁移过程中吸收位错,会促使SPD材料中的晶界角度进一步加大。所以,低温再结晶退火可以增大纳米/超细晶块体SPD材料中大角晶界的比例。2.3变形织构在SPD加工过程中,多晶体的晶粒会逐渐转动到一个较一致的晶粒取向,形成变形织构。织构的类型及强度与具体的加工工艺有直接的关系。比如,HPT材料具有丝织构,ECAE材料具有复合织构引,而ARB和MSCR材料具有强烈的板织构【钊。变

13、形织构一般会在随后的再结晶退火过程中遗传给新晶粒,形成再结晶织构。 .块体纳米/超细晶SPD材料中通常具有较锋锐的变形织构,会强烈地影响材料的组织与性能。采用MSCR工艺加工CrMoV钢板,变形量20。8年第-期I 33一画黼超过75%时,钢带中的板条马氏体组织会呈定向 平行排列,形成(100织构取向带嵌于(111基体 中的一种片层状结构。片层结构中马氏体板条间 距约为90nm。这种组织在未退火时已具有超高 强韧性,并且对裂纹和应力腐蚀都不敏感,也没 有一般超高强度钢的低温脆断问题钔。目前,对 SPD材料的变形织构的研究还比较少,有必要 进一步加强这方面的工作引。2.4硬度及热稳定性在SPD挤

14、压过程中,不仅晶粒细化,而且 材料处于非平衡态,缺陷密度和内应力明显提 高,因此材料的硬度大幅度提高。传统的冷加工变形再结晶温度随应变量的 增加而降低。纳米结构材料由于高密度缺陷的 存在,如晶界和位错,往往热稳定性不高:而 SPD纳米结构材料却表现出良好的热稳定性。 经5道高压扭转变形,平均晶粒尺寸仅为150nm 的工业纯铁和商用纯钛5】在高于400退火过 程中晶粒开始长大,但是520和500退火 过程中,晶粒尺寸均一且分别只有400nm和 800nm;而传统冷轧工艺中它们的再结晶温度 比较低,在520退火过程中平均晶粒尺寸就 高达10pm。先经等通道角温挤压、后冷轧的 170nm纯钛也表现出

15、良好热稳定性,在400退 火时韧性得到提高,而其强度没有明显降低6】。 这些现象可用SPD超细材料晶粒粗化模型 来解释。超细材料晶粒长大的动力学与非平衡 晶界有关,此非平衡晶界控制着晶粒长大的驱 动力和晶界的迁移率,其关系可用下式表示:阢 % d=MxP,p豺胙嚣,卢够/d式中:d为晶粒尺寸,M为晶界原子的迁移 率,D6为温度r下的扩散系数,足为Bohzmann 常数,为晶粒长大驱动力,口为原子体积,万 为晶界厚度,厂为界面张力。提高扩散率和高密 度晶界缺陷的非平衡晶界能,将有利于晶粒长 大;但在退火加热过程中,由于活跃的晶界扩 散会使非平衡晶界回复加剧,从而使得晶界迁 移驱动力骤减,并导致随

16、后SPD纳米结构材料 的热稳定性提高。3SPD细化合金的微观组织与力学性能 SPD材料组织结构特点为:超细晶粒,纯 34l 2008年第期 金属材料平均晶粒尺寸一般150300nrrl,合 金的可能更小;高密度的位错和点缺陷;形成 低能位错结构(LEDS、位错界面及亚晶界;平 衡晶界和非平衡晶界共存:晶粒细化过程是通 过连续动态回复再结晶(CDRR。SPD技术已经 成功地应用于铝、镁、钛、钢和铜等材料,细 化了晶粒并显著地提高了强度。3.1钛及其合金方面由ECAE加冷轧制成的纳米纯钛,其屈服强 度和抗拉强度分别达到940MPa和1040MPa, 保持12.5%的好塑性;而粗晶纯钛的屈服强度 和

17、抗拉强度分别为380MPa和460MPa。采用扭转并拉伸的加载方式处理钛合金, 可在试样横截面甚至整个长度上获得更加均匀 的片状转变组织:而且发现,通过动态再结晶 和相变,具有片状组织的合金在大塑性变形之 后可获得微米级和亚微米级的组织,进一步观 察还发现晶粒中存在大量的位错¨】。通过改变 晶粒形状和尺寸可形成不同的细晶组织,其中 具有细碎状形貌纳米组织的纯钛,其强度和疲 劳极限是加工前的2倍,水平达到高强钛合金的 水平。对高压扭转变形(TSHP/HPT的研究Is表明,强烈的剪切变形使晶粒破碎严重,获得 了100nm的晶粒尺寸,真应变达N478】。但 其试样为直径很小的圆片状(直径为

18、10mm,厚 度小于l mm,不能制得大块材料。因此,目 前仅作为一种研究方法在使用,实用困难。 3.2铝及其合金方面室温累积叠轧(RTARB制备超细晶纯 铝引,具有比较均匀的显微组织和较高的伸长 率,综合力学性能较好。李永霞等10研究了在 大塑性变形过程中超细晶粒结构的形成机理, 首次提出通过晶界上存在的微小化合物在变形 前后的分布变化情况来研究大塑性变形过程中 晶粒细化、晶界变化的机理。铝合金(1100,2024,3004,5083,606l, 7075通过ECAEjJi:I工的强度可以在135%430%范围内提高。ll 00铝合金含合金成分最低,粗 晶的屈服强度只有36MPa,经ECAE

19、加工后可 提高>400%,达到190MPa。粗晶7075合金的 屈服强度只有200MPa,经ECAE加工后可提高 >230oA,达N470MPa,比单独ECAE加工时 效后的强度要高很多。所以铝合金通过ECAE加大塑性变形材料及变形机制研究进展路君等工后都保持lO%25%的好塑性,经ECAE和固溶、时效处理共同作用,7075铝合金可获得异常高的强度700MPa。在等径角挤压ECAE的早期阶段12-le,变形体中形成亚晶粒,随着变形 量的增加,晶粒间的位向差增大,最终形成由 大角度晶界构成的超细晶粒。用ECAE法能达 到的晶粒度很小,可达到纳米级,可得到块材 料12-IS】。但是EC

20、AE的效率很低,因此,目前 仍然停留在试验室的小样品阶段。研究人员在 此基础上又开发出旋转式ECAE和连续多级式 ECAE装置。3.3镁合金方面大塑性变形过程中镁合金晶粒细化机制可 以定义为连续动态回复和再结晶。变形初期产 生大量位错,位错会形成位错界面或亚晶界结 构,并进一步演化为大角度晶界,在这一过程 中合金晶粒被细化。降低变形温度后,细小的 晶粒内部位错密度增加,位错交互作用形成新 的位错界面和亚晶界,随着变形道次增加,变 形后的合金中含有高比率的位错胞和亚结构,位 错胞和亚结构逐渐形成新的小角度晶界和大角 度晶界,晶粒进一步细化。对镁合金而言,随着晶粒的细化,镁合金的 强度与晶粒大小的

21、关系存在两种情况:Hall-Petch 关系和反Hall-Petch关系。金属及合金细化到10nm 以下时才会出现反Hall.Petch关系,图1解释了纳米 级金属出现反HallPetch关系的原因是晶界比率增 加和变形过程中晶界发生滑动。Hall-Petch关系的 试验表明,与铝合金相比,镁合金晶粒细化对强度 和塑性的提高更明显。Akihiro等17】研究发现,晶 粒细化使抗拉强度、屈服强度提高,并发现挤压温 度越高,材料的晶粒越大。利用该工艺对纯镁的研 究也得到,晶粒显著细化提高了室温强度和延展 性。反Hall-Petch关系的结果表明:随着ECAE道次 数的增加,晶粒显著细化(第一道次的

22、细化能力最 强,伸长率明显增加,但是屈服强度却低于没有 进行ECAE前,认为这是由于大塑性变形过程中的 织构演变造成的结果。一方面,镁在室温下主要是 (0001基面产生滑移,在挤压过程中,基面朝平行 于挤压的方向旋转,意味着基面上滑移困难,强度 高;另一方面,大塑性变形中的大应变硬化使2"3个滑移面激活旋转到有利于滑移的方向,从而使强 度降低,延展性升高。tR翅簿察(晶粒尺寸-I/2-图1不同晶粒尺寸范围O肿,u m及nm金属及合金屈服强度与晶粒大小关系的示意图3.4超塑性变形机制SPD使合金晶粒细化,随晶粒尺寸变小,裂纹在晶界的扩展的临界应力上升18】。以细晶镁合金的变形机制

23、68;】为例,存在一临界晶粒尺寸,大于该尺寸的发生晶格扩散,小于该尺寸时为晶界扩散控制着晶界滑移。文献【20指出细晶镁合金(扣l pm好像无孪生变形,而在d-15pm的材料 中则显示出孪生变形。超塑性的基本方程为:s确(等(剞谢Do exp(一斋 式中,p为与速度控制过程有关的激活能。通过对AZ61(d=17“m的超塑性变形研究,应变速率敏感系数脚>O.5,表明GBS为超塑性流动的主要变形过程。Q在523A一573K范围内为90kJ/tool,接近于镁的晶界扩散激活能(135kJ/m01,表明AZ61中的主要变形机制为GBS,滑移为其协调变形机制,在523-,-573K范围内为晶界扩散控

24、制,598"-673K范围内为晶格扩散控制。另外,细晶镁基材料展现出高应变速率占lO。Vs及低温下的超塑性(不大于473K。d=1.2pm的PMZK61合金在573K、萨100/s时,dm.。=432%。文献指出在热轧过程中的晶粒细化可以有效增强AZ61合金的超塑性。ECAE变形过程与超塑性变形过程中微观组织演变的过程有一定的区别,在超塑性变形过程中由于较低的变形速率及较高的变形温度,位错能够较好的形成小角度晶界和大角度晶界,从而细化晶粒,在ECAE变形过程中,由于变形速率较快,通常会在变形初期形成位错界面和混乱排列的亚结构,只有经过多道次变形才能获得均匀的再结晶组织。目前,低温超塑

25、性(LTsP和高应变速率超塑z。os年第期l 35画 查量己。三.二.一 Foundry Engineering性(HSRSP成为细晶材料最有可能的应用发展方 向。文献zt】指出,减小晶粒尺寸,可以获得低温 超塑性或高应变速率超塑性。越来越多的研究表 明沦。朝,具有亚微米乃至纳米级超细晶的材料有 可能在更低的温度下实现超塑性,或者使超塑变 形速率得到大幅度提高,即实现高应变速率超塑 性,这对于塑性变形能力较差的密排六方晶格的 镁合金实现工业化生产具有重要意义。4结束语大塑性变形制备纳米结构金属拓宽了传统塑性 加工技术的应用领域,不仅使传统材料的性能获得 大幅度的提高,还可以开发新材料,这有利于

26、节省 资源,保护环境,实现人类的可持续发展。从目前国内外的研究现状来看,要在工业上 广泛应用大塑性变形技术,还需要对以下问题进 行更深入的研究:1进一步研发出制备UFG金属和合金的经济 可行的连续生产工艺:2进一步制备出强度与塑性优异结合的各种 高强韧UFG和合金;3研究SPD诱导固态相变,原位生成纳米颗 粒或纳米结构;4开展结合晶粒细化及其他强化的综合强化 的研究;5组织结构(包括晶粒、第二相、颗粒和纳 米结构等稳定性的研究;6大力推进UFG金属材料在工业等各领域中 的应用。参考文献:【1】lluang J Y,Zhu Y T,et a1.Acta Mater,2001,49:1497. 【

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