镁合金材料超塑性的研究进展
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Abstract :The p rinciples and characteristics of Mg alloys’superplasticit y were reviewed and research sit uatio n of t he o n superplusticit y magnesium alloys were remarked. The superplasticit y of fine grains ,coar se grains , high st rain rate and lower temperat ure fo r Magnesium Alloys will be t he research keysto nes and f ut ure directio ns. Key words :Magnesium alloys ; Superplasticit y ; Research sit uatio n ; Fut ure directio ns
摘要 :综述了镁合金超塑变形的机理与特点 ,评述镁合金超塑性研究现状 ,指出了细晶超塑性 、大晶粒超塑性 、高应变速率超 塑性和低温超塑性是镁合金超塑性研究的重点和发展方向 。 关键词 :镁合金 ;超塑性 ;研究现状 ;发展方向 中图分类号 : T G146. 2 + 2 ; T G113. 25 + 3 文献标识码 :A 文章编号 :100028365 (2005) 0820664203
镁合金是继钢铁和铝合金之后发 展起来的第三类金属结构材料 ,并被称 之为“21 世 纪 绿 色 金 属 结 构 工 程 材 料”[1 ,2 ] 。
由于晶 体 发 生 塑 性 变 形 时 滑 移 面 总是原子排列的最密排面 ,而滑移方向 总是原子排列的最密方向 。因此 ,密排六方结构的多 晶镁 ,其塑性变形在低于 498 K 时仅限于基面{0001} 〈11 20〉滑移及锥面{101 1}〈10 11〉孪生 [3 ,4] 。镁合金 变形时只有 3 个几何滑移系和 2 个独立滑移系 ,与其 它常用金属如铝 、铁 、铜相比 ,镁的滑移系少是造成其 塑性变形能力差的主要原因 。目前 ,大多数镁合金产 品都是用铸造方法生产的 ,很少采用锻压 、轧制 、挤压 等塑性成型方法加工 ,这使镁合金的应用受到了极大 地限制 。为此 , 镁合金超塑成形受到国内外广泛关 注[5] 。 目前 ,超塑成形技术主要用于铝 、钛等合金零件的 生产 ,很少用于镁合金零件的生产[6 ,7] 。因此 ,研究镁 合金超塑性及其成形技术对于扩大镁合金应用范围 、
蒋冬梅等[15] 对许多大晶粒合金超塑性行为进行 了研究 ,他们认为这些合金的变形行为与传统的细 晶超塑变形不一致 ,细晶超塑一般是通过晶界滑移 来实现 ,而平均尺寸在 200 μm 以上的晶粒 ,很难通 过晶界直接滑移来实现 。大晶粒合金的变形组织呈 现出一定的晶粒细化效果 ,是由于在不断的变形过 程中 ,位错不断产生和运动并形成位错网或胞状组 织 ,最后形成不稳定的亚晶粒 。亚晶粒吸收晶内运 动的位错而转变成小角度晶界 ,甚至大角度晶界 ,最 终使晶粒得到细化 。 2. 3 高应变速率超塑性
一般把材料伸长率超过 100 %的现象叫超塑性 , 范围从 100 %～300 %。超塑性的宏观变形特点是大 延伸 、无颈缩 、低流变应力 、易成形等 。
超塑性分为两类 ,一是细晶超塑性 (即第一类超 塑性) ,它是指具有微细等轴晶 ( 晶粒小于 10 μm ,晶 粒轴比小于 1. 4) 组织的材料在一定的温度区间 (0. 5 ～0. 9 Tm , Tm 为材料熔点的绝对温度) 和一定的应 变速率范围 (10 - 4 ～10 - 1 s- 1 ) 内呈现的超塑性 ,也称 为组织超塑性 、恒温超塑性或静态超塑性 。影响这 类材料伸长率大小的因素有晶粒尺寸及形状 、温度 、 应变速率 , 还有材料组织在塑性拉伸温度下的热稳 定性和形成孔洞的敏感性 。可见 ,初始组织具有微 细晶粒尺寸 、所需的高温及低速是获得良好的细晶 超塑性的三个必备条件 。二是相变超塑性 ( 即第二 类超塑性) ,是指金属材料在一定相变温度范围内和 载荷作用下 ,经过多次循环相变或同素异构转变而 获得的积累大延伸变形 。这种超塑性不要求材料具 备微细等轴晶组织 ,只要求材料发生相变 ,因而又称 为转变超塑性或动态超塑性 ,在这方面 ,钢铁 、钛合 金 、铜合金研究的比较多[17 ] 。金属材料的超塑性 ,目 前普遍认为晶界滑移是最主要的超塑性变形机制 , 原子与空穴的扩散流动和位错滑移对晶界滑移起协 调作用 , 即在超塑性变形过程中同时存在扩散蠕变 、
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铸造技术 FOUNDR Y TEC HNOLO GY
Vol. 26 No . 8 Aug. 2005
镁合金材料超塑性的研究进展
宋佩维1 ,2 ,郭学锋2 ,张忠明2 ,徐春杰2 ,井晓天2
(1. 陕西理工学院机电工程系 ,陕西 汉中 723003 ;2. 西安理工大学材料科学与工程学院 ,陕西 西安 710048)
晶粒细化能大幅度提高镁合金的室温强度 、塑性 和超塑成形性 ,细晶超塑性是镁合金研究的主要方向 之一 。一般多采用快速凝固 、粉末冶金 、热机械处理 (即铸造 、轧 制 、挤 压) 等 技 术 将 镁 合 金 晶 粒 细 化 到 10μm以下 ,在低速率拉伸时显示超塑性[10] 。
Watanabe 等[10] 研究了粉末冶金 Z K61 镁合金的 超塑性 能 。将 快 速 凝 固 的 镁 合 金 粉 末 在 250 ℃和 235 M Pa下烧结 , 然后在 250 ℃轧制 ,得到粉末冶金 镁合金 ,晶粒度为 0. 5 μm 左右 。粉末冶金镁合金在 200 ℃和 10 - 3 s - 1 下获得的最大伸长率为 659 %。他 们认为超塑性变形过程中应变速率与晶粒的三次方成 反比 ,提出细化晶粒可实现高速率超塑性变形 。尽管 粉末冶金的方法成本较高 ,但与挤压方法相比 ,其晶粒 的细化效果非常好 。试验结果显示 ,用粉末冶金方法 细化晶粒后的镁合金 ,其抗拉强度与屈服强度均大于 用挤压细化晶粒方法获得的镁合金[9] 。他们还研究了 工业 WE43 合金 (即 Mg2Y2R E) 的超塑性 ,认为是晶界 滑移控制下的增强体界面通道协调机制 ;研究 A Z31 合金的超塑性 ,认为是位错蠕变协调下的晶界滑移机 制 ,与细晶超塑性机制不同[10 ,11 ] 。
收稿日期 :2005205225 ; 修订日期 :2005206207 基金项目 :国家自然科学基金 (50271054) 作者简介 :宋佩维 (19642 ) ,陕西扶风县人 ,高级工程师 ,博士生. 研究
方向 :镁合金铸造. Email :spwsyh @Leabharlann Baiduahoo . com. cn
提高生产率具有很重要的意义 。 1 镁合金超塑变形机理与特点
Research on Development of Superplasticity f or Magnesium Alloys
SON G Pei2wei1 ,2 , GUO Xue2feng2 ,ZHAN G Zhong2ming2 ,XU Chun2jie2 , J IN G Xiao2tian2 (1. Depart ment of Mechanical and Elect rical Engineering , Shaanxi U niversity of Technology , Hanzhong 723003 ,China ; 2. School of Material Science and Engineering , Xi’an University of Technology , Xi’an 710048 ,China)
《铸造技术》8/ 2005
宋佩维等 :镁合金材料超塑性的研究进展
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晶界滑移 、位错滑移或位错蠕变等作用 。合金在低 温时的变形机制是晶界扩散控制的晶界滑移 ,而在 高温时是晶格扩散控制的晶界滑移 。
超塑变形理论多数研究者倾向于以晶界滑移为主 的多机制迭加理论 , 即在超塑材料 lgσ—lgε的 S 形曲 线的 3 个区域内都同时存在扩散蠕变 、晶界滑移 、位错 滑移或位错蠕变等的作用 。可见 ,镁合金在超塑变形 过程中主要受晶界滑移控制 ,通过原子晶界扩散 、位错 移动 、扩散蠕变 、液相原子扩散以及空洞移动扩散等协 调机制来协调晶界的滑移 。此外还有晶粒的移动 、旋 转和换位等协调机制 。镁合金处于超塑性状态时 ,具 有优异的塑性和极小的变形抗力 ,从而有利于塑性加 工 。所以 ,超塑性成形对于强度高而塑性差的材料显 得尤为重要 。 2 镁合金超塑性研究现状及发展方向 2. 1 细晶镁合金的超塑性
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FOUNDR Y TEC HNOLO GY
Vol. 26 No . 8 Aug. 2005
界滑移为主的变形机制 ,在变形初期的动态再结晶对 获得微细等轴晶粒起到重要作用 。陈培生等[18] 研究 了 SiC/ A Z31 复合材料在高应变速率下的超塑性能 , 他们认为该条件下的孔洞扩散聚集协调了晶界滑移 。 关于协调机制 , M. Mabuchi 等则提出了液相协调机 制[19] 。在高应变速率超塑变形中 , 由于变形时间很 短 , 晶界扩散和位错运动没有足够的时间释放应力 , 这就需要一个新的机制及时地释放高的应力集中 ,而 此时界面处液相的存在可以有效地释放晶界处的应力 集中 ,使晶界滑移更易进行 ;同时 ,液相原子通过扩散 进入塑性变形过程中形成的空洞中 ,阻碍了空洞的聚 集 ,这样就防止了内部微裂纹的形成 ,使材料获得较高 的塑性变形能力 。
日本标准协会规定应变速率 > 10 - 2 s - 1 的超塑变 形行为为高应变速率超塑变形 。由于经典的超塑变形 的应变速率一般 < 10 - 4 s - 1 ,因而生产效率低下 。为降 低成本 、提高生产率 ,开发高速率超塑变形技术具有非 常重要的现实意义 。
镁合金高应变速率超塑性通常要求晶粒尺寸小于 5μm ,因为在高应变速率下 ,材料的塑性变形时间很 短 ,位错运动和扩散蠕变等协调机制对晶界滑移的贡 献比较小 ,因此就要求晶粒度更小[9 ,16] ,镁合金高应变 速率超塑变形主要机理是晶界滑移 。刘满平等人[17] 研究工 业 态 A Z91 合 金 和 A Z31 合 金 。他 们 认 为 , A Z91 合 金 在 高 温 ( 350 ～ 425 ℃) 、高 应 变 速 率 (10 - 3 s - 1 ) 下的超塑性变形机制是晶界滑移机制 ,主要 的协调机制是孔洞扩散聚积机制 ; A Z31 合金超塑性 变形机制是动态再结晶协调下的晶界滑移机制 。马洪 涛等[5] 研究了 MB26 合金的超塑行为 ,认为该合金的 超塑变形机制是由位错运动和扩散蠕变所协调的以晶
使晶界滑移更容易进行 ,超塑变形机制受晶界滑移 控制 。 2. 2 大晶粒镁合金的超塑性
由于具有大晶粒的镁合金能在高温下获得超塑 性 ,这样不仅避免了获取细晶组织在热加工技术方面 的难题 ,而且为难变形镁合金的热加工和高温成形提 供理论依据 。
闫蕴琪等[14] 研究了晶粒尺寸为 85 μm 的大晶粒 A Z91 镁 合 金 在 高 温 下 的 超 塑 拉 伸 变 形 行 为 。在 350 ℃下 ,应变速率为 3 ×10 - 4 s - 1 拉伸时 ,最大伸长率 达 228 %。300 ℃下 40 %的预应变可以改善合金在更 高温度下的超塑性能 。在超塑拉伸变形初期 ,动态再 结晶细化了合金的晶粒 ,呈现出细晶超塑的特征 ;随着 应变量的增加 ,合金的晶粒长大趋势不明显 。他们认 为大晶粒 A Z91 合金的超塑性变形机制是晶界滑移控 制下的孔洞连接协调机制 。
Mabuchi 等[12] 研究了 A Z91 镁合金经等径角挤压 后的超塑性 ,此时晶粒基本为 0. 5 μm 的细小等轴晶 , 在低温 、低速 (200 ℃,7 ×10 - 5 s - 1 ) 下的最大伸长率为 956 %。
Mohri 等[13 ] 研究了热轧态 A Z91 镁合金的超 塑 性 。热轧 后 合 金 的 晶 粒 为 39 . 1 μm , 在 低 温 、低 速 (300 ℃,1 . 51 ×10 - 3 s - 1 ) 下 最 大 伸 长 率 为 604 % 。 在超塑性变形后 ,合金的晶粒尺寸变为 9 . 1μm ,细晶
摘要 :综述了镁合金超塑变形的机理与特点 ,评述镁合金超塑性研究现状 ,指出了细晶超塑性 、大晶粒超塑性 、高应变速率超 塑性和低温超塑性是镁合金超塑性研究的重点和发展方向 。 关键词 :镁合金 ;超塑性 ;研究现状 ;发展方向 中图分类号 : T G146. 2 + 2 ; T G113. 25 + 3 文献标识码 :A 文章编号 :100028365 (2005) 0820664203
镁合金是继钢铁和铝合金之后发 展起来的第三类金属结构材料 ,并被称 之为“21 世 纪 绿 色 金 属 结 构 工 程 材 料”[1 ,2 ] 。
由于晶 体 发 生 塑 性 变 形 时 滑 移 面 总是原子排列的最密排面 ,而滑移方向 总是原子排列的最密方向 。因此 ,密排六方结构的多 晶镁 ,其塑性变形在低于 498 K 时仅限于基面{0001} 〈11 20〉滑移及锥面{101 1}〈10 11〉孪生 [3 ,4] 。镁合金 变形时只有 3 个几何滑移系和 2 个独立滑移系 ,与其 它常用金属如铝 、铁 、铜相比 ,镁的滑移系少是造成其 塑性变形能力差的主要原因 。目前 ,大多数镁合金产 品都是用铸造方法生产的 ,很少采用锻压 、轧制 、挤压 等塑性成型方法加工 ,这使镁合金的应用受到了极大 地限制 。为此 , 镁合金超塑成形受到国内外广泛关 注[5] 。 目前 ,超塑成形技术主要用于铝 、钛等合金零件的 生产 ,很少用于镁合金零件的生产[6 ,7] 。因此 ,研究镁 合金超塑性及其成形技术对于扩大镁合金应用范围 、
蒋冬梅等[15] 对许多大晶粒合金超塑性行为进行 了研究 ,他们认为这些合金的变形行为与传统的细 晶超塑变形不一致 ,细晶超塑一般是通过晶界滑移 来实现 ,而平均尺寸在 200 μm 以上的晶粒 ,很难通 过晶界直接滑移来实现 。大晶粒合金的变形组织呈 现出一定的晶粒细化效果 ,是由于在不断的变形过 程中 ,位错不断产生和运动并形成位错网或胞状组 织 ,最后形成不稳定的亚晶粒 。亚晶粒吸收晶内运 动的位错而转变成小角度晶界 ,甚至大角度晶界 ,最 终使晶粒得到细化 。 2. 3 高应变速率超塑性
一般把材料伸长率超过 100 %的现象叫超塑性 , 范围从 100 %～300 %。超塑性的宏观变形特点是大 延伸 、无颈缩 、低流变应力 、易成形等 。
超塑性分为两类 ,一是细晶超塑性 (即第一类超 塑性) ,它是指具有微细等轴晶 ( 晶粒小于 10 μm ,晶 粒轴比小于 1. 4) 组织的材料在一定的温度区间 (0. 5 ～0. 9 Tm , Tm 为材料熔点的绝对温度) 和一定的应 变速率范围 (10 - 4 ～10 - 1 s- 1 ) 内呈现的超塑性 ,也称 为组织超塑性 、恒温超塑性或静态超塑性 。影响这 类材料伸长率大小的因素有晶粒尺寸及形状 、温度 、 应变速率 , 还有材料组织在塑性拉伸温度下的热稳 定性和形成孔洞的敏感性 。可见 ,初始组织具有微 细晶粒尺寸 、所需的高温及低速是获得良好的细晶 超塑性的三个必备条件 。二是相变超塑性 ( 即第二 类超塑性) ,是指金属材料在一定相变温度范围内和 载荷作用下 ,经过多次循环相变或同素异构转变而 获得的积累大延伸变形 。这种超塑性不要求材料具 备微细等轴晶组织 ,只要求材料发生相变 ,因而又称 为转变超塑性或动态超塑性 ,在这方面 ,钢铁 、钛合 金 、铜合金研究的比较多[17 ] 。金属材料的超塑性 ,目 前普遍认为晶界滑移是最主要的超塑性变形机制 , 原子与空穴的扩散流动和位错滑移对晶界滑移起协 调作用 , 即在超塑性变形过程中同时存在扩散蠕变 、
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Vol. 26 No . 8 Aug. 2005
镁合金材料超塑性的研究进展
宋佩维1 ,2 ,郭学锋2 ,张忠明2 ,徐春杰2 ,井晓天2
(1. 陕西理工学院机电工程系 ,陕西 汉中 723003 ;2. 西安理工大学材料科学与工程学院 ,陕西 西安 710048)
晶粒细化能大幅度提高镁合金的室温强度 、塑性 和超塑成形性 ,细晶超塑性是镁合金研究的主要方向 之一 。一般多采用快速凝固 、粉末冶金 、热机械处理 (即铸造 、轧 制 、挤 压) 等 技 术 将 镁 合 金 晶 粒 细 化 到 10μm以下 ,在低速率拉伸时显示超塑性[10] 。
Watanabe 等[10] 研究了粉末冶金 Z K61 镁合金的 超塑性 能 。将 快 速 凝 固 的 镁 合 金 粉 末 在 250 ℃和 235 M Pa下烧结 , 然后在 250 ℃轧制 ,得到粉末冶金 镁合金 ,晶粒度为 0. 5 μm 左右 。粉末冶金镁合金在 200 ℃和 10 - 3 s - 1 下获得的最大伸长率为 659 %。他 们认为超塑性变形过程中应变速率与晶粒的三次方成 反比 ,提出细化晶粒可实现高速率超塑性变形 。尽管 粉末冶金的方法成本较高 ,但与挤压方法相比 ,其晶粒 的细化效果非常好 。试验结果显示 ,用粉末冶金方法 细化晶粒后的镁合金 ,其抗拉强度与屈服强度均大于 用挤压细化晶粒方法获得的镁合金[9] 。他们还研究了 工业 WE43 合金 (即 Mg2Y2R E) 的超塑性 ,认为是晶界 滑移控制下的增强体界面通道协调机制 ;研究 A Z31 合金的超塑性 ,认为是位错蠕变协调下的晶界滑移机 制 ,与细晶超塑性机制不同[10 ,11 ] 。
收稿日期 :2005205225 ; 修订日期 :2005206207 基金项目 :国家自然科学基金 (50271054) 作者简介 :宋佩维 (19642 ) ,陕西扶风县人 ,高级工程师 ,博士生. 研究
方向 :镁合金铸造. Email :spwsyh @Leabharlann Baiduahoo . com. cn
提高生产率具有很重要的意义 。 1 镁合金超塑变形机理与特点
Research on Development of Superplasticity f or Magnesium Alloys
SON G Pei2wei1 ,2 , GUO Xue2feng2 ,ZHAN G Zhong2ming2 ,XU Chun2jie2 , J IN G Xiao2tian2 (1. Depart ment of Mechanical and Elect rical Engineering , Shaanxi U niversity of Technology , Hanzhong 723003 ,China ; 2. School of Material Science and Engineering , Xi’an University of Technology , Xi’an 710048 ,China)
《铸造技术》8/ 2005
宋佩维等 :镁合金材料超塑性的研究进展
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晶界滑移 、位错滑移或位错蠕变等作用 。合金在低 温时的变形机制是晶界扩散控制的晶界滑移 ,而在 高温时是晶格扩散控制的晶界滑移 。
超塑变形理论多数研究者倾向于以晶界滑移为主 的多机制迭加理论 , 即在超塑材料 lgσ—lgε的 S 形曲 线的 3 个区域内都同时存在扩散蠕变 、晶界滑移 、位错 滑移或位错蠕变等的作用 。可见 ,镁合金在超塑变形 过程中主要受晶界滑移控制 ,通过原子晶界扩散 、位错 移动 、扩散蠕变 、液相原子扩散以及空洞移动扩散等协 调机制来协调晶界的滑移 。此外还有晶粒的移动 、旋 转和换位等协调机制 。镁合金处于超塑性状态时 ,具 有优异的塑性和极小的变形抗力 ,从而有利于塑性加 工 。所以 ,超塑性成形对于强度高而塑性差的材料显 得尤为重要 。 2 镁合金超塑性研究现状及发展方向 2. 1 细晶镁合金的超塑性
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Vol. 26 No . 8 Aug. 2005
界滑移为主的变形机制 ,在变形初期的动态再结晶对 获得微细等轴晶粒起到重要作用 。陈培生等[18] 研究 了 SiC/ A Z31 复合材料在高应变速率下的超塑性能 , 他们认为该条件下的孔洞扩散聚集协调了晶界滑移 。 关于协调机制 , M. Mabuchi 等则提出了液相协调机 制[19] 。在高应变速率超塑变形中 , 由于变形时间很 短 , 晶界扩散和位错运动没有足够的时间释放应力 , 这就需要一个新的机制及时地释放高的应力集中 ,而 此时界面处液相的存在可以有效地释放晶界处的应力 集中 ,使晶界滑移更易进行 ;同时 ,液相原子通过扩散 进入塑性变形过程中形成的空洞中 ,阻碍了空洞的聚 集 ,这样就防止了内部微裂纹的形成 ,使材料获得较高 的塑性变形能力 。
日本标准协会规定应变速率 > 10 - 2 s - 1 的超塑变 形行为为高应变速率超塑变形 。由于经典的超塑变形 的应变速率一般 < 10 - 4 s - 1 ,因而生产效率低下 。为降 低成本 、提高生产率 ,开发高速率超塑变形技术具有非 常重要的现实意义 。
镁合金高应变速率超塑性通常要求晶粒尺寸小于 5μm ,因为在高应变速率下 ,材料的塑性变形时间很 短 ,位错运动和扩散蠕变等协调机制对晶界滑移的贡 献比较小 ,因此就要求晶粒度更小[9 ,16] ,镁合金高应变 速率超塑变形主要机理是晶界滑移 。刘满平等人[17] 研究工 业 态 A Z91 合 金 和 A Z31 合 金 。他 们 认 为 , A Z91 合 金 在 高 温 ( 350 ～ 425 ℃) 、高 应 变 速 率 (10 - 3 s - 1 ) 下的超塑性变形机制是晶界滑移机制 ,主要 的协调机制是孔洞扩散聚积机制 ; A Z31 合金超塑性 变形机制是动态再结晶协调下的晶界滑移机制 。马洪 涛等[5] 研究了 MB26 合金的超塑行为 ,认为该合金的 超塑变形机制是由位错运动和扩散蠕变所协调的以晶
使晶界滑移更容易进行 ,超塑变形机制受晶界滑移 控制 。 2. 2 大晶粒镁合金的超塑性
由于具有大晶粒的镁合金能在高温下获得超塑 性 ,这样不仅避免了获取细晶组织在热加工技术方面 的难题 ,而且为难变形镁合金的热加工和高温成形提 供理论依据 。
闫蕴琪等[14] 研究了晶粒尺寸为 85 μm 的大晶粒 A Z91 镁 合 金 在 高 温 下 的 超 塑 拉 伸 变 形 行 为 。在 350 ℃下 ,应变速率为 3 ×10 - 4 s - 1 拉伸时 ,最大伸长率 达 228 %。300 ℃下 40 %的预应变可以改善合金在更 高温度下的超塑性能 。在超塑拉伸变形初期 ,动态再 结晶细化了合金的晶粒 ,呈现出细晶超塑的特征 ;随着 应变量的增加 ,合金的晶粒长大趋势不明显 。他们认 为大晶粒 A Z91 合金的超塑性变形机制是晶界滑移控 制下的孔洞连接协调机制 。
Mabuchi 等[12] 研究了 A Z91 镁合金经等径角挤压 后的超塑性 ,此时晶粒基本为 0. 5 μm 的细小等轴晶 , 在低温 、低速 (200 ℃,7 ×10 - 5 s - 1 ) 下的最大伸长率为 956 %。
Mohri 等[13 ] 研究了热轧态 A Z91 镁合金的超 塑 性 。热轧 后 合 金 的 晶 粒 为 39 . 1 μm , 在 低 温 、低 速 (300 ℃,1 . 51 ×10 - 3 s - 1 ) 下 最 大 伸 长 率 为 604 % 。 在超塑性变形后 ,合金的晶粒尺寸变为 9 . 1μm ,细晶