镁及镁合金大塑性变形的研究进展

镁及镁合金大塑性变形的研究进展

镁是一种高密度、六角形的晶体结构，其滑移系c.a滑动。镁合金在室温成型时可开启的滑移系少,塑性变形能力较差。通过细化晶粒和织构控制可大幅度提高镁合金的室温强度和塑性等。其中大塑性变形技术(severeplasticdeformation,SPD)可制备出晶粒尺寸小于1μm的超细晶组织,且可对织构进行一定程度的控制,是获取优良综合性能镁合金的备受关注的成型方式。目前,SPD技术已经得到了初步的应用。近年来发展起来的SPD技术有等通道角挤压、循环挤压、反复镦粗、多向锻造、高压扭转、累积抵抗挤压以及一些复合挤压技术等,本文主要介绍镁合金SPD技术的最新研究进展及其对晶粒细化和织构控制的影响。1动态再结晶发生规律SPD技术可制备超细晶组织且具有特殊织构组分的镁合金,因此,SPD镁合金具有优异的力学性能和使用性能,这主要是由其变形特点所决定的,SPD技术变形前后试样尺寸基本不发生变化,进而可反复多道次的进行重复变形,每道次变形均会累积增加变形应变和应变速率,不断的诱发动态再结晶的发生,动态再结晶常常在应变超过其极限应变时发生,相关公式如下:式(1)、(2)中,εc为动态再结晶发生时的应变;εp为最大流动应力对应的应变;a1,a2为系数;为应变速率;n1,m1,C1为与材料有关的常数;Q为激活能(kJ/mol);R为气体常数(8.31J/mol);T为变形温度。动态再结晶的充分发生将会大大的细化晶粒组织。此外,变形坯料由于受到模具结构的作用及更换路径的影响,应力的大小和方向也会随之改变,决定了变形镁合金所开启的滑移系类型,因此,通过合理的变形道次配合变形路径设计,可进行变形镁合金的晶粒细化和织构控制。2大塑度变形法对颗粒和织物结构的影响2.1微压痕技术的ecea变形织构ECAE技术是由前苏联科学家VladimirSegal在1977年提出,原理如图1所示。ECAE是由两个相交的等径通道和一个冲头组成,由于变形前后试样的截面尺寸没有发生变化,因而可以进行多次挤压变形,进而增加累计转角剪切应变,具有显著的晶粒细化和弱化织构的效果。晶粒细化原理是通过较大的剪切变形使位错密度增加,形成大量的位错胞,胞壁位错密度提高,诱发交滑移,胞壁位错密度不断云集,形成小角度晶界界面。小角度晶界受剪切力而发生旋转,逐渐演变为稍大点儿角度晶界的亚晶粒或大角度晶界晶粒,此外,由于剧烈变形还会造成一定程度的粗大晶粒破碎现象,最终获得细小晶粒。值得注意的是在转角变形过程中,镁合金受到转角剪切力,其剪切应变跟ECAE的模具结构以及挤压道次间的路线设计密切相关,致使镁合金在进行ECAE变形时易产生基面与挤压方向成一定夹角的织构,挤压镁合金的塑性也相应的得到大幅提高。在多道次挤压和变换路径条件下,可不断细化晶粒和弱化织构,使得ECAE成为最受欢迎的SPD方式。Chen等研究发现225℃一道次ECAE变形后,AZ91仅发生一小部分DRX,晶粒组织呈现出细小DRX晶粒和原始粗大晶粒。四道次225℃变形后,尽管晶粒细化效果显著,但是整个组织依然不均匀。两道次180℃变形后,获得均匀细小的再结晶晶粒和析出相,屈服强度高达289MPa,但塑性却没有得到改善。Estrin通过微压痕技术,绘出微观硬度值与压痕位置的关系图,发现在经过四道次ECAE沿Bc路径下挤压的AZ31镁合金的组织才显得均匀,基面与挤压轴成45°角的织构减弱了各向力学性能差异。Zhang等进行了AZ31的两道次A路径的ECAE变形,在挤压面和横截面的组织均呈现出大晶粒和小晶粒混合共存(双峰组织)的现象;与挤压面不同的是,在横截面上沿剪切方向出现项链状细小晶粒。横截面和挤压面的平均晶粒尺寸约为7.8μm和9.4μm,基面(0002)极图却趋于一致,均由纤维织构控制。这种纤维织构的c轴大约与横向相垂直,与法向顺时针偏离18°,造成沿横向压缩比沿挤压方向压缩得到更高的硬化率、峰值应力和更早进入软化阶段。Akbaripanah等对AM60镁合金进行220℃的2,4和6道次Bc路径的ECAE变形,平均晶粒尺寸由原始挤压态的19.2μm分别细化至8.8μm、3.3μm和2.3μm。两道次后呈现明显的双峰组织,大晶粒尺寸在9~13μm之间,小晶粒围绕大晶粒晶界分布,尺寸在1~5μm之间。经过4~6道次的挤压后,晶粒组织才会变得均匀,这种现象在Figueiredo和Langdon的AZ31镁合金ECAE变形中也有类似发现。随挤压道次的增加,相邻道次间的晶粒细化效果越来越不明显。一道次ECAE变形后,(0002)基面取向无明显变化,但是织构强度由9.41增加到16.05,二道次后,(0002)基面与挤压轴成45°夹角,织构强度增加到17.02,随道次的增加,基面取向无明显变化,织构强度不断增加,6道次变形后,强度增加到21.72。AZ31两道次沿A路径ECAE变形后,在ED面和横截(TD)面的组织均呈大晶粒和小晶粒混合共存(双峰组织)的现象,TD面和ED面的平均晶粒尺寸约为7.8μm和9.4μm,(0002)极图均由纤维织构控制,c轴大约与TD相垂直,与法向(ND)顺时针偏离18°。Estrin证实四道次沿Bc路径ECAE变形后,AZ31镁合金组织才变得均匀。AM60镁合金220℃的2,4和6道次沿Bc路径ECAE变形后,平均晶粒尺寸由原始挤压态的19.2μm可细化至8.8μm、3.3μm和2.3μm。两道次后也呈现双峰组织,4~6道次的变形才可得到均匀组织。随挤压道次增加,细晶效果越来越不明显,一道次后,基面取向无明显变化,二道次后,(0002)与ED轴成45°,随道次继续增加,基面取向无变化,织构强度增加,6道次后,由最初的9.41增至21.72。2.2cecre变形CEC由Richert和Richert最早提出并发展起来的一种SPD方式,原理如图2所示。CEC模具是由上下两个冲头和一个圆柱形模具组成,圆柱型模具具有上下两个等直径d0的腔体且采用小直径dm截面相连接,每一道次CEC变形均包含挤压和压缩两个变形阶段,将试样放入通道经过N次循环挤压达到与原始试样尺寸相同的任意的大应变变形量,如通过15道次变形可累计应变高达23.5,极大的促使镁合金发生充分的DRX,达到细化晶粒的目的。Wang等进行AZ31镁合金的300℃一道次CEC变形后,原始挤压态的混晶组织(细小晶粒约为5μm,粗大晶粒约为100μm)发生了较大的改变,细小的晶粒聚集形成带状结构的组织,粗大晶粒和细小晶粒均发生了明显的细化,但是整个组织结构却不均匀,细小晶粒约为2μm,大晶粒约为5~10μm。随着3道次和7道次的变形,带状结构组织开始形成网状组织,晶粒分布均匀性得到改善,7道次变形后,在平均晶粒尺寸为1.8μm的组织中依然存在6.4μm的大晶粒,且晶粒细化存在一个临界道次,超过临界道次后,晶粒细化效果不明显。(0002)基面织构强度随变形道次的增加逐渐减弱,且从1道次至7道次CEC变形中,(0002)基面转动约90°。为改善CEC变形的应变均匀性,Wang等采用CEC和ECAE相结合的技术,提出了C形等通道往复挤压技术(CshapeEqualChannelReciprocatingExtrusion,CECRE),原理如图3(a)所示,CECRE模具主要是由上下两个冲头和两个相等截面的半模组成,通过螺钉连接固定两个半模。模具结构存在上下两个竖直通道,其长度分别为145mm和78mm,中间采用一个C字型等通道(直径12mm)连接。经300℃一道次CECRE变形后,部分原始晶粒(30μm)被拉长约100μm,宽变为20μm,并伴有孪生和DRX发生,组织非常不均匀,2~3道次后,存在长条状晶粒和细小再结晶晶粒的混晶状态,通过多达四道次CECRE后,应变值高达11,才得到平均尺寸约为3.6μm均匀细小的晶粒。Chen等把正挤压、CECRE和ECAE技术复合成一种新型的SPD技术,原理如图3(b)所示,经过3个C形变形后应变值高达9.146,AZ91镁合金经300℃变形后,晶粒组织和析出相颗粒变得均匀细小,强度和韧性得到极大改善,但当应变值超过8.4后,晶粒细化效果已不明显。2.3压力对氢镁再结晶的影响高压扭转(HighPressureTorsion,HPT)是一种有效改善组织结构的SPD技术,HPT的工作原理如图4所示,由一个圆盘薄板试样放置于基体和压头之间,在压头上通过静水压力施加几个GPa的压强,同时基体旋转,使得试样在基体和压头之间同时承受压力和旋转扭矩的影响而产生扭转剪切变形,发生充分的DRX,进而细化晶粒。Bonarski等研究发现纯镁HPT变形后可形成一种稳态的β纤维织构,其纤维轴偏离了理想的位置,且随着静水压力的增加,偏离角度增加和织构强度减弱。再结晶组织包含的双峰结构的粗大晶粒随静水压力增加而增多,组织均匀性难以控制。AhmedDraue56b等研究得出通过减少压缩位移和增加扭转角度可提高应变均匀性,进而可改善组织均匀性。由于HPT的变形特点,获得均匀细小的等轴晶粒较为困难,且变形试样的尺寸也受到极大的限制。2.4晶粒尺寸及尺寸反复墩粗(RepetiveUpsetting,RU)是Guo等发展的一种用来制备厚板的新型SPD技术,如图5所示,RU装置是由具有长方体型腔的上模和具有圆柱形型腔的下模组成,上模型腔横截面宽度与下模型腔直径相等,从而可实现多次反复变形。Guo等研究发现350℃沿A和B路径RU变形均可获得均匀细小的再结晶晶粒组织,平均尺寸约为2.6和1.6μm。但在1~3道次变形中,晶粒组织存在较大的不均匀性,如存在剪切带,长条晶粒和粗大组织等。Zhou等对Mg-9.8Gd-2.7Y-0.4Zr镁合金进行了RU变形研究,一道次后,平均晶粒尺寸从11.2μm变成14.3μm,3μm的小晶粒围绕原始粗大变形晶粒晶界分布,形成类似带状的组织;随累积增加应变变形后发现,小晶粒几乎不受变形道次的影响,而粗大晶粒则发生了明显的细化。二道次后,平均晶粒尺寸为6.9μm,但组织依然不均匀。直到四道次变形后才得到尺寸为2.8μm的均匀细晶组织,RU赋予的剪切力和产生的拉伸孪晶变形促使挤压方向的(0002)基面均衡的分布在法向和横向上,得到随机织构的变形镁合金。2.5强化阻燃maf强化形貌MAF的工作原理如图6是先沿坯料的一个轴向进行锻造变形,一道次后,旋转90°沿另一轴向进行锻造,每换一道次都旋转90°,换不同轴向进行锻造变形,最后所得坯料的截面尺寸不变。通过多道次变形累计增加应变,不断发生DRX达到细化晶粒的目的。相关研究表明:MAF细化晶粒能力存在一定限度,且容易形成较强的基面织构,不利于塑性变形能力的提高。SomjeetBiswas等在单道次的MAF过程中引入单轴压缩和平面应变压缩来约束一个轴向变形,采用组织均匀(平均晶粒尺寸约为25μm)的挤压材作为原始坯料,通过200℃一个循环变形后,获得组织均匀的晶粒,尺寸约为2.2μm,进而采用低温150℃的第二个循环变形后,获得均匀细小的再结晶晶粒组织,平均尺寸约为0.4μm。一个循环(三个道次)后,基面织构组分沿锻造方向分为两份,二个循环(六个道次)后,基面织构组份沿锻造方向变为4份。织构强度由原来的7.9弱化为5.6和4.8,尽管可获得均匀细小晶粒和弱化的织构,但是需要的变形道次较多。2.6应变控制率类型化ABE是近期发展起来的一种新型SPD技术。ABE模具包括一个具有内部型腔的模具和两个可以相互滑动的内外冲头,外冲头为中空形状,内冲头为实体且截面尺寸与外冲头中空截面一致。ABE的工作原理如图7是通过两个冲头相互交替的下压模具型腔内的坯料,使试样产生持续的变形而最终又可以保持其原始横截面,以便循环往复的挤压变形累积增加应变值,不断发生DRX,达到细化晶粒目的。Fatemi-Varzaneh等在80℃一道次ABE变形可成功的挤出AZ31镁合金且无裂纹产生,但第二道次变形时,在坯料的两端出现了与挤压方向成45°的裂纹。提高挤压温度,AZ31的成型性能明显好转,无裂纹出现。230℃一次变形后,在试样中发现0.4μm的晶粒,但是内部依然存在较多未完全DRX的粗大晶粒。变形高达4道次时,才可得到小于1μm的均匀超细晶粒。Fatemi-Varzaneh等发现随挤压温度从130℃增加到280℃,内部组织在DRX作用下变得更加均匀;随挤压道次的增加,赋予应变的逆转特性增强了新再结晶晶粒的形核率,从而加快获得组织均匀的AZ31挤压镁合金。但是一道次的显微组织极不均匀,其主要原因是在原始晶界处形核的DRX晶粒和在剪切带内形核的DRX晶粒的不同特性造成的。Faraji等通过增加变形比(内冲头直径/外冲头外径)和冲头位移改善了变形均匀性,但是从其模拟图可以看出,等效应变值依然存在较大的不均匀现象。目前有关ABE的织构演变的研究报道还比较少。2.7摩擦剪切变形变形织构一些学者将传统的正挤压与ECAE挤压相结合设计出新型的SPD技术。Hu等利用挤压-剪切复合技术,如图8所示,一道次变形即可获得累计应变2.44,通过正挤压的挤压比变形和ECAE的剪切变形可先后发生DRX(双级DRX),取得了较好的晶粒细化效果。但是从其有限元分析和组织观察可知,经过ECAE的剪切变形后,等效应变值分布与晶粒组织