鎂合金超塑性加工研究進展

由于鎂合金密度低、強度高、勞動強度高、彈性模量好、切割加工性能好等優點，因此鎂合金已廣泛應用于許多國防尖銳部門和日常制造領域。例如，彈頭和魚雷殼、迫擊炮底板、彈殼、計算機殼體等。但是由于鎂具有密排六方結構，導致了鎂合金的塑性變形能力較差，難以進行塑性加工。在這種情況下，鎂合金超塑性變形受到越來越多國內外學者的關注，關于超塑性的理論研究也日新月異。國際先進材料超塑性會議是國際超塑性領域最重要的會議，從1982年起已連續舉行了九屆，2006年第九屆先進材料超塑性國際會議由哈爾濱工業大學在中國成都成功舉辦，關于鎂合金超塑性的研究是此次會議討論的熱點之一。鎂合金超塑性變形是利用鎂合金在一定條件(溫度、變形速度、組織等)下的超塑性特性(δ>200%)進行大變形成形的加工方式。具有一次成形結構復雜件成形精度高，省材、省時、設備噸位小、模具壽命長等優點。這對鎂合金的擴大應用和提高其技術經濟效果都是有益的。尤其對中、大型鎂合金構件的超塑性成形，其效果更好。本文綜述鎂合金的超塑性機理、超塑性成形方式以及超塑性成形的特點及應用前景，為鎂合金超塑性成形的工業化應用提供參考。1鎂合金超塑成形工藝超塑性傳統的可分為細晶超塑性與相變超塑性兩種。相變超塑性要求動態熱循環環境，操作上十分困難，只能成形小尺寸零件。因此目前關注的熱點是鎂合金的細晶超塑性成形。它的影響因素包括等軸(等軸比小于1.4)、超細(小于10μm)、雙相、穩定的晶粒以及應變速率(10-4～10-1s-1)和變形溫度(0.5～0.9Tm)等。由于細晶超塑變形是微細晶粒在高溫下變形，極其復雜，同時各研究者的實驗條件不相同，其結果存在很大的差異，所以迄今為止，尚未能形成統一的超塑性變形理論。而且細晶是否是獲得超塑性的必要條件，也引起極大的爭議。目前多數研究者傾向于以晶界滑移為主的多機制迭加理論。在鎂合金超塑成形過程中，晶界滑移總會在晶界三叉區或材料增強相與基體的相界處產生應力集中，使晶界滑移受到阻礙，這就需要有另外的協調機制使應力集中得到松弛，協調晶界進一步滑移。圖1所示為KIM等獲得的不同溫度下根據本構方程得到的成形原理圖。由圖1可見，鎂合金的超塑性變形機理與應變速率和溫度密切相關。在超塑性變形范圍內如果鎂合金晶粒粗大或應變速率過高，則以伴隨位錯蠕變的晶界滑移為主并同時發生動態再結晶，若晶粒細小則伴隨位錯蠕變的晶界滑移起主要作用。其超塑變形激活能在523～573K范圍內與晶界擴散激活能相近；在598～673K范圍內與晶格擴散激活能相近，這說明鎂合金在低溫時的主要變形機制是晶界擴散控制的晶界滑移，而在高溫時為晶格擴散控制的晶界滑移。1.1不同變形機制下本構方程當不考慮超塑性變形中的晶粒及孔洞長大等微觀組織變化以及忽略應變硬化因素，本構方程為Backofcen方程：式中σ為應力，k為常數，ε為應變速率，m為應變敏感指數。若僅考慮應變硬化因素則方程為Rosserd方程：式中kC為常數，N為硬化指數。若考慮應力松弛，則方程為式中K為常數，τ為應力松弛指數，t為時間。表1為不同變形機制控制下的本構方程，根據本構方程就可以計算不同變形機制的激活能(如公式4)，以決定變形是在那種機理控制下進行的。不同變形機理的激活能如表2所列。式中T為溫度，N為1/m,R為摩爾氣體常數，R=8.314J/K。1.2雙相引導下的晶界擴散擴散蠕變又分為兩種，Nabarro-Herring蠕變(晶格擴散過程)和Coble蠕變(晶界擴散過程)。在拉應力作用下，晶體ABCD(圖2)晶界上的勢能發生變化，垂直于拉伸軸的晶界(AB與CD)處于高勢能狀態，平行于拉伸軸的晶界(AC與BD)處于低勢能狀態。因此導致空位由高勢能的AB,CD界面向低勢能的AC與BD界面移動?？瘴坏囊苿右鹪拥姆聪蛞苿樱瑥亩鹁ЯＱ乩旆较蛏扉L，垂直于拉伸方向縮短。而空位的擴散則一般是沿晶界進行的。伴隨擴散蠕變的晶界滑移機理一般由Ashby-Verrall模型來解釋(圖3)。此模型由一組二維的四個六方晶粒組成，在垂直方向作用著拉應力σ，由初始狀態a過渡到中間態b，最后達到c態。從初始狀態變形到中間狀態的調節應變由體積擴散和晶界擴散兩部分組成。晶界滑移而晶粒形狀不變，但是整個晶粒群形狀變了(0.55真應變)。1.3應變速率對晶界的影響SHERBY等指出，除了細晶超塑性外，一些晶粒粗大的合金也可具有超塑性，如：W-33Re,Al-5Mg基合金及一些鎂合金。WEERTMAN認為，恢復蠕變時，晶內發生多滑移，從而產生Roman位錯。晶內位錯就會在晶內攀移，打開閉鎖的Frank-Read源，位錯不斷產生，導致穩定流變。在這種變形機制下，位錯運動的速率是由沿位錯的固溶原子的阻力所影響。WEERTMAN給出了該變形機理的應變速率公式。WATANABE等發現粗晶AZ31鎂合金(130μm)在Whereλ1issubgrainsize,disgrainsize,dpisstrengthenphaseparticlesize,Diisinterfacediffusioncoefficient,DLislatticediffusioncoefficient,DGBisgrainboundarydiffusioncoefficient,σisstress,σ0isinitialstress,Eiselasticratio,Tisabsolute648K下表現出超塑性，最大伸長率為196%。在小應變范圍內，位錯蠕變起主導作用，而沒有觀察到晶界滑移。式中K為波爾茲曼常數，T為絕對溫度，Ds為合金中固溶原子擴散系數，σ為應力，G為剪切模量，b為柏氏矢量的長度，c為固溶度，e為基體原子和固溶原子之間的原子尺寸的差別。1.4晶粒度對晶粒變形的影響由Ball-Hutchison模型可用來解釋這一機理(圖4)。數個晶粒組成的兩個晶粒群，沿晶界滑移時，遇到障礙晶粒，滑移被迫停止。受阻處應力集中導致障礙晶粒內位錯開動，位錯通過晶粒內部塞積在對面晶界上，產生應力集中。應力達到某個數值時，促使塞積的前端位錯沿晶界攀移而消失，晶界滑動又再次發生。WU等認為AZ91合金在晶粒度為25～30μm時伴隨位錯蠕變的晶界滑移起主要作用。在高應變速率變形時，伴隨位錯蠕變的晶界滑移也有可能發生。WEI等認為11μm軋制態AZ91鎂合金在高應變速率下變形時，主要變形機理是晶界滑移，原子擴散控制的位錯蠕變是重要的輔助機制。圖5所示為該合金在623K,10-3s-1條件下變形的斷裂表面SEM像。從圖5中可以看出，由于原子擴散所產生的位錯蠕變，斷裂表面準解理裂紋周圍存在一些撕裂緣。1.5晶粒群的復雜分布一些學者提出，在變形過程中有些晶粒相對運動較小，而作為一個整體相對周圍介質流動較大。晶粒群作為一個整體，共同進行晶界滑移。這就意味著可以把一個細晶群看作是一個粗大晶粒，晶界滑移就發生在這些粗晶晶界處。白秉哲認為晶粒群運動的條件是產生非等軸、非細晶或非均勻分布的組織。這種組織會造成應力的復雜分布-包括應力的大小及方向。這種復雜分布會增加晶粒群運動的可能性，這也顛覆了人們對傳統細晶超塑性的觀念。LIU認為粗晶AZ31鎂合金在變形初期會發生晶界滑移，是因為粗晶的晶界滑移引起位錯滑移，所產生的位錯攀移形成亞晶界。粗大晶粒的晶界滑移正是靠這些小晶粒的晶界滑移來協調，使材料不至于斷裂。圖6所示為120～150μm大晶粒AZ31鎂合金經9.4%的拉伸變形后未進化學腐蝕的金相照片，圖中晶界非常明顯的顯露出來。圖7所示為粗晶AZ31鎂合金在773K,1×10-2s-1變形條件下2%拉伸變形的金相照片，從圖7中可以看出明顯的滑移臺階，這表明晶粒群滑移起作用。1.6細化晶粒，提高超塑性性能動態再結晶機理是超塑性變形中重要的輔助機制。它作為一種晶粒細化機制，對控制鎂合金變形組織﹑改善超塑性成形能力、提高力學性能有十分重要的意義。尤其對于晶粒粗大的鎂合金在一定溫度和適宜的變形速率下通過再結晶，往往可以起到細化晶粒，提高超塑性性能的作用。許多學者獨立提出了許多再結晶形核機制，包括晶界弓出﹑亞晶旋出及基于孿生的傳統形核機制，以及常發生于高層錯能金屬中的連續動態再結晶﹑旋轉動態再結晶等。研究ZK60鎂合金動態再結晶機制發現，473K時，孿生在塑性變形中發揮重要作用，孿生及孿晶界附近高位錯密度區的晶格旋轉，是新晶粒形成的主要機制。523K變形時，非基面滑移被熱激活，新晶粒在原始晶粒晶界附近的非基面a滑移區形核。523～723K下變形時，新晶粒通過原始晶粒晶界的局部遷移形核。超塑性變形機理相當復雜，除上述幾種機理外，還包括心部-表層積機理、晶粒轉出機理、液相輔助機理等。不同條件下，各個機理起的作用也不一樣。2鎂合金的加工和發展SPF可用于體積成形與薄板材成形，但是目前的應用僅限于板材成形。用SPF設計和制造零件可減輕重量，減少零件數量，增加結構完整性。這對難以加工的鎂合金而言，尤其有利。但SPF也存在一些問題。首先是原材料昂貴，加工的細晶鎂合金的成本比普通熔鑄鎂合金高許多。而且鎂合金SPF的成形時間長，零件厚度又難以控制。以下介紹了兩種常見的鎂合金SPF方式。2.1晶粒尺寸及變形機制拉伸件在工業生產中應用價值不大，一般用于研究合金的性能。通常認為，超塑性拉伸需要晶粒非常細小，并可使材料達到非常大的應變量。目前為止，圍繞晶粒細小的鎂合金材料超塑性的研究開展了很多。采用攪拌摩擦工藝(FSP)使LA141鎂合金晶粒度達到11.4μm,AZ91鎂合金晶粒度達到8.4μm，從而獲得良好的超塑性。對AZ91試樣經過等徑角擠壓后，可獲得1μm的小晶粒，在473K下拉伸可達到661%的伸長率。經四道次等徑角擠壓的AZ31D鎂合金在573K下伸長率達350%。但是一方面細小的晶粒尺寸在工業上很難實現，另一方面過細的晶粒在高溫變形中傾向于長大。所以目前研究的熱點是工業態鎂合金的超塑性問題。MOHRI等發現軋制態AZ91板材在晶粒度為39.5μm時同樣可以獲得超塑性，并且在573K下真應變為0.6時，晶粒尺寸可降低為9.1μm。這種晶粒尺寸歸因于應變量為0.2～0.6的初始變形階段持續的動態再結晶過程。這就意味著粗晶鎂合金在變形過程中由于發生動態再結晶同樣可以獲得超塑性。所以成形前的晶粒細化并不是獲得超塑性的必要條件。TAN和TAN在1994年研究了粗晶AZ31鎂合金的兩階段拉伸變形。第一階段成形過程中，在52K和1×10-4s-1應變速率下原本粗大的晶粒成功細化為10μm以下，其主要變形機制是伴隨位錯蠕變的晶界滑移。第二階段成形則是在673K和723K下進行，主要變形機制成為伴隨擴散蠕變的晶界滑移。2002年他們又研究了細晶AZ31鎂合金板材(<10μm)的兩階段拉伸，得到了360%的拉伸率。結果發現，第一階段60%變形過程中主要變形機制為晶界滑移，晶內擴散和晶界擴散為輔助機制。隨變形的進行，粘性滑移逐漸發揮重要作用。當提高100～150K進行第二階段變形時，再結晶晶粒已長大至30～100μm，變形機理也隨之發生變化，粘性滑移起主要作用。2.2氣脹成形參數計算方法此法是將壓縮氣體以導道通入模具中，利用氣壓將超塑性板材吹入凹模成形，零件外形由凹模形狀決定。使用此法成形可使用單一凹模，節省模子設計及制造費用。并可以一次完全成形，減少加工次數，節省工作時間。在鎂合金氣脹成形過程中，氣壓一般控制在0.2～1.0MPa之間，溫度則設定在573～773K之間。目前常見的超塑性氣脹成形參數計算方法有JOVANE法(不考慮厚向應變)和宋玉泉解析法等。MORSY等在長方形模具中脹形AZ31板材，并對脹形結果采用式(6)～(9)進行計算。結果發現，在673K下脹形AZ31板材結果最好，m值可達0.45。式中P為成形壓力，tf為最終厚度，ti為初始厚度，h為脹形高度，R為脹形球的遞補半徑，σe為等效應力，εe為等效應變。臺灣國立中央大學的林英男利用氣脹成形的方法制備出AZ31鎂合金手機外殼，并發現入模角對超塑性成形性能影響很大。入模角太大，則材料流動較難，容易發生破裂。2.3高強鎂合金材料在超塑性壓縮過程中，最佳超塑性壓縮變形溫度要比拉伸變形高50～80℃，壓縮時達到穩定流動階段的流動應力要比拉伸變形大2～8倍。利用超塑性壓縮加工成形相對于一般壓縮加工而言，壓力降低很多，只需要低噸位的設備和能量。MB26鎂合金是北京航空研究院在MB25(相當于美國ZK60A)合金基礎上添加富釔混合稀土元素研制的新型高強度鎂合金，已成功應用于國產強擊機上。陳拂曉等研究了MB26鎂合金超塑性壓縮性能，發現在673K，ε=.83×10-4s-1條件下，試樣由15mm壓縮至1.81mm，周邊無破壞跡象，呈現出極好的超塑性。KITAZONO等研究了等溫條件下與熱循環條件下的AZ31鎂合金壓縮蠕變性能，結果發現，等溫條件下合金表現出典型的Ⅰ型蠕變(n=3)行為，熱激活能高達Qc=124kJ/mol。而在熱循環條件下熱激活能僅為49kJ/mol，接近超塑性所需的激活能，材料表現出典型的內應力超塑性。ZUBEROVA等研究發現，經4道次等徑角擠壓(擠壓路線BC,HR-ECAP4)的AZ31鎂合金棒材晶粒得到了極大地細化，在隨后的單軸壓縮過程中表現出一定的超塑性。2.4鎂合金的fpsd技術的應用超塑性擴散連接(SPF/DB)是利用高溫下材料表面的局部超塑性氣脹成形而使接觸面貼緊，以保證連接表面層上的互擴散，產生原子量級上的結合，而獲得整體的接頭技術。20世紀60年代，隨著歐美等國對超音速巡航飛機中鈦合金結構件的需求增大，可以制備復雜形狀整體構件的SPF/DB技術獲得了迅速發展。作為目前為止發展最快的超塑性技術，SPF/DB技術的生產設備和能力得到了極大地提高，應用領域也拓展到航空航天發動機和其它合金系的開發。在航空工業中，鎂合金可用于制作各種框架、機架，及儀表電機殼體和操縱系統中的支架、搖臂等零件，因此鎂合金的SPF/DB技術的開發是目前研究的重點。于彥東等研究了MB15鎂合金的SPF/DB性能，結果發現，MB15超塑性鎂合金在擴散連接過程中，通過原子擴散和晶粒長大，造成了原始連接表面晶界的移動，促使接頭表面原子充分擴散，形成牢固連接，并獲得了高的剪切強度。YU等研究了時效處理對擴散連接性能的影響，結果發現ZK60鎂合金經433K,24h時效后，擴散連接效果最好，連接處的剪切強度得以提高，達到基本強度的86%。同時他們又采用氣體作為壓力載體進行擴散連接，通過SEM觀察，發現ZK60鎂合金被很好地連接。SOMEKAWA等研究了細晶(晶粒度8.5μm)AZ31鎂合金板材的低溫超塑性擴散連接性能。在523～573K時，材料具有優良的超塑性擴散連接性能，壓縮剪切強度高達68.5MPa。隨后，他們又研究等軸細晶(晶粒度16.8μm)AZ31鎂合金板材的SPF/DB性能。結果發現，材料在623～723K時表現出良好的超塑性，可以成功地進行擴散連接，最高抗剪強度可達88.7MPa，宏觀下無明顯擴散線。3可被偏轉的趨勢從鎂合金研究熱潮和鎂合金的潛力來看，鎂合金在國防、民用工業上的廣泛應用已經成為不可逆轉的趨勢。超塑性鎂合金要真正實現產業化，那么必須達到經濟、實用的要求，可以預計，將來的超塑性鎂合金從性能上應該朝著低溫和高應變速率的方向發展；從商業生產的角度來看，應該朝著低成本化的方向發展；從工藝上來看，應該朝著安全化和環保化的方向發展。3.1超塑性鎂合金高應變速率超塑性是近年來超塑性研究領域的一個新方向。大部分高應變速率超塑性材料是鋁合金，但是最近的大量研究表明，鎂合金的臨界應變速率遠高于鋁合金的臨界應變速率，所以與鋁合金相比，鎂合金在高應變速率下更有希望獲得較好的超塑性能。鎂合金高應變速率超塑性的要求是：應變速率大于1×10-2s-1及延伸率大于100%。目前，鎂合金高應變速率超塑性大致分為3個方向：1)改善合金成分，例如添加稀土元素；2)熱機械處理法，包括熱擠壓、熱軋、熱壓、快速凝固粉末或薄片成形；3)在鎂合金中添加SiC、TiC顆粒，即鎂基復合材料。這些方法已經取得了一些成績，日本東北大學在Mg-Zn-Y系、Mg-Ca-Al系合金中應用氣體噴霧粉末的中溫擠壓工藝，在0.1s-1、623K的條件下顯示出700%～100%的大延伸率。采用累積疊軋焊工藝可使AZ31鎂合金的晶粒小于3μm，從而獲得了良好的高應變速率超塑性，在573K、10-2s-1時延伸率為316%，m值達0.34以上。較低的形變加工速率是制約超塑性鎂合金發展的最大瓶頸，高應變速率不僅可以縮短成型時間，節約能量，而且可以避免鎂合金高溫表面氧化。目前發現具有高速超塑性的鎂合金有EA55RS、AZ88、AZ91、AZ105和ZK60等。3.2．特殊鎂合金材料低溫超塑性是指在熔點一半以下的溫度(鎂合金為473K)仍具有超塑性。多年來大量的研究表明，除非采用快速凝固和大變形使晶粒充分細化以降低反向應力并通過晶界滑動以增強晶體旋轉，否則結構鎂合金室溫變形總呈孿生傾向。鎂合金一般在高溫下才會顯示出優良的超塑性，而高溫加工必然對可操作性和模具壽命都造成極為不利的影響，所以低溫超塑性也是鎂合金超塑性發展的一個重要方向。具有低溫超塑性的鎂合金有MA8、EA55和AZ91等；而美國的研究者采用快速凝固(RS)+粉末冶