镁合金超塑性研究现状与进展_闫蕴琪
综 述
镁合金超塑性研究现状与进展
闫蕴琪,张廷杰,邓 炬,周 廉(西北有色金属研究院,陕西西安, 710016)
摘要:综述了镁合金超塑变形的研究现状,关注了其中的热点,并强调了在大晶粒、高速和低温条件下的超塑性研究是今后镁合金变形研究的方向。关键词:镁合金;超塑性
中图分类号:TG146 2 文献标识码:A 文章编号:0254-6051(2003)10-0001-05
Research S ituation and Development of Superplasticity of Magnesium Alloys
YAN Yun -qi,ZHANG T ing -jie,DENG Ju,ZHOU Lian
(Northw est Institute for Nonferrous Metal Research,Xi an Shaanxi 710016,China)
Abstract:The research situation and developm ent of Mg alloys superplasticity were review ed and also the focus w as mentioned.At the same time,the prospective for the superplasticity under the condition of lower tem perature,high deformed velocity and coarse grains was hig hlig hted,which w ill be the development trend.Key words:magnesium alloys;superplasticity
作者简介:闫蕴琪(1973 ),男,陕西兴平人,博士后,主要从
事钛及镁合金的研究,发表论文30余篇。联系电话:029-*******(6250729)E -mail:crosbyyan@hotmail com
基金项目:中国博士后科学基金资助项目(2003033090)收稿日期:2003-05-21
1 引言
镁合金是目前最轻的工程金属材料,在当今世界新材料领域中被誉为 21世纪绿色工程材料 [1~5]。尽管如此,同铝合金和钛合金相比,镁合金应用非常有限,并且多局限于铸态。全世界每年生产镁材约40万吨,其中铸件占90%,变形材料用量甚微,还不到0 5%。然而,经过塑性变形工艺制备的镁合金能够提供优异的力学性能,如高强度和高塑韧性,还可以满足更多样化的结构件需求[6,7]
。根据Von Mises 准则,当晶体材料产生塑性变形时,每个晶粒必须至少有5个独立滑移系,由于镁晶胞的晶轴比(c/a)为1 623,因此除了(0001)基面和(101-
0)棱柱面4个滑移系外,再无可动滑移系,很显然难以满足变形要求。超塑性成型技术是加工镁合金部件的可行方法之一[7~9]
。研究镁合金的超塑性及其成型技术对扩大镁合金的应用领域和提高技术经济效益有重要意义。本文从金属超塑性变形特征谈起,论述镁合金在超塑变形研究领域的现状,并阐明超塑变形镁合金的今后发展方向。
2 金属的超塑性
经典的超塑性(Superplasticity ,简称SP)定义是指材料在一定的组织条件(如晶粒形状及尺寸、相变等)和环境条件下(如温度、应变速率等),呈现出异
常低的流变抗力、异常高的流变性能(例如大的伸长率)的现象,分为结构超塑性(如镁合金)和相变超塑性(如碳素钢和低合金钢)。结构超塑性的特点是材料具有微细的等轴细晶组织,在一定的温度区间(T s 0 5T m ,T s 和T m 分别是超塑变形和材料熔点的绝对温度)和一定的变形速度条件下(应变速率在10-4s -1~10-1s -1之间)呈现SP 。因此,初始组织具有微细晶粒尺寸,以及所需的高温、低速是获得良好的结构SP 的3个必备条件。从金属材料的SP 被发现以来,经过多年来的研究,对超塑变形的理解在逐渐深化。目前,普遍认为晶界滑动是超塑变形的主要机制 即单个晶粒作为变形中主要基本单元,通过其界面的相互滑动而实现晶粒的换位及移动,而在变形中原子与空穴的扩散及位错的运动对晶界的滑动起协调作用[10,11]
。在这种机制下,金属材料经历大变形后仍能维持其原有的等轴晶粒形态特征。在特定的协调机制下,如较低速率下的扩散蠕变与较高速率下的位错运动,其变形特点主要发生在晶粒内部,变形的主要基本单元或是单个的原子及空穴,或是一系列的原子及空穴。另外,在超塑变形机理研究中,有些学者又提出了另一种变形单元,或称变形层次,即若干个晶粒作为一个群体参与变形。这一群体中各晶粒之间相互运动较小,而作为一个整体相对于周围介质流动较大[12]。
近年来,在我国和世界上SP 研究主要有4个方向: 一些塑性加工性能差的材料SP 的研究,这主要是指金属基复合材料、金属间化合物、陶瓷等材料SP 的开发; 高速SP 的研究,主要是通过提高超塑变形的速率,提高超塑成形的生产率; 研究非理想
超塑材料(例如工业态合金)的SP变形规律[13],即在较大晶粒状态下,对工业态合金进行SP研究; 开展低温超塑变形工作,考虑降低成本、防止严重氧化和流淌,以至于燃烧等问题。目前对Fe Al、Fe3Al、NiAl和TiAl等一系列金属间化合物在粗晶粒、低温和高速变形等非理想态条件下的超塑性研究,已经在我国全面开展,并取得了很大进展[13~17]。
3 镁合金的超塑性研究现状
目前,镁合金SP研究亦开展得比较广泛[6~9,18~22]。一般来说,细晶SP是镁合金超塑性研究的主流,研究者多采用热机械处理(TM P)、粉末冶金(PM)和快速凝固(RS)等技术将镁合金晶粒细化到10 m以下,在低速率拉伸时显示超塑性。M abuchi[9]和Mohri[8]分别研究了挤压态和轧制态AZ91合金在低温低速率条件下的超塑性变形,变型机制是晶界滑移控制。Watanabe[19]等人分别研究了PM工艺制备的ZK61合金的超塑性,认为超塑性变形过程中应变速率与晶粒度的三次方成反比,提出细化晶粒可进行高速率超塑性变形。并且还研究了工业态WE43合金和AZ31合金的超塑性,认为前者是晶界滑移控制下的增强体界面通道协调机制;后者受位错蠕变协调下的晶界滑移机制控制,与细晶粒超塑性变形机制不同[20,21]。丁文江等[22,23]研究工业态AZ91合金和AZ31合金方面已取得了一些进展,他们认为工业态AZ31合金的变形机制是动态再结晶协调下的晶界滑移机制,而AZ91合金在高温高应变速率下的超塑性变形是孔洞扩散聚集协调下的晶界滑移机制。马洪涛等[24~27]研究了加工态M B26合金的SP行为,发现该合金的变型机制是位错运动与扩散蠕变协调下的晶界滑移机制,变形初期的动态再结晶对获得微细等轴晶粒起重要作用。陈培生等[28,29]研究了SiC/AZ31复合材料在高应变速率下的SP性能,他们发现该条件下的孔洞扩散聚集协调了晶界滑移。一些SP研究实例如表1所示。
表1 镁合金超塑性研究成果
Table1 Research data of Mg alloys superplasticity
镁材料处理工艺晶粒度/ m应变速率/s-1温度/ 最大伸长率(%)应变敏感性指数m
P/M ZK61快速凝固粉末 烧结(225 /235M Pa) 热挤
压(225 /100 1)
0 51 10-22002830 50
M g-5%Zn (T iCp颗粒)搅拌熔炼铸造 热挤压(400 /25 1)
热轧制(400 )
-6 7 10-24703400 33
M g-5%Al 搅拌熔炼铸造 热挤压(400 /44 1)
热轧制(425 )
25 10-1400~425200-
M B26铸态-1 17 10-240011450 60 M B2/SiC铸态 热挤压(390 )-2 08 10-15252280 39 AZ91等导角挤压0 57 10-5200956-AZ91轧制39 11 51 10-3300604-ZK61快速凝固 轧制0 51 10-3200659-
M g-8 3%Al -8 1%Ca 快速凝固粉末 热挤压(180 /620~930M Pa)
热轧制(180 /770~1040M Pa/10 1)
21 10-230010800 50
ZK60/S iC/17P粉末冶金法 热挤压0 514003500 50 W E43挤压21 10-34001216-AZ61轧制173 10-5375461-AZ31轧制1303 10-5375196-
M g-10 6%Si -4 0%Al 铸态 热挤压(350 /100 1) 退火
(515 /0 5h)
11 10-15153700 30
M g-11 0%Si -4 0%Zn 铸态 热挤压(300 /100 1) 退火
(340 /0 5h)
11 10-14402900 30
4 发展方向
4 1 大晶粒镁合金超塑性研究
国内学者[13~17]对许多大晶粒金属间化合物开展了超塑变形研究,发现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 m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,最终导致晶粒细化。在镁合金SP研究中,
M ohri [18]
也发现AZ91合金有相同的组织演变规律,在300 、1 5 10-3s -1下,该合金伸长率达到604%。经过一系列位错运动和亚晶转变,尺寸为39 5 m 的原始大晶粒可细化到9 1 m,如图1
所示。
图1 AZ91合金超塑变形前后的显微组织变化
(a)未变形 (b)变形后
Fig 1 T he change o f microstr uctures of AZ91
alloy under the superplasticity
(a)un -deformed (b)deformed
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。4 2 高速率超塑变形
高应变速率超塑变形是超塑性研究领域的一个新方向,日本标准协会规定应变速率>10-2s -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选择<10-4s -1,因而生产效率低下,多用于制造航空航天高性能部件。为降低成本、提高生产率,将超塑变形技术推广到民用领域,开发高速率超塑变形技术具有广阔的市场前景。研究表明,高速率超塑变形通常要求晶粒尺寸<3 m 。随着超细晶材料制备技术的相继开展,必需进一步深入研究高速率超塑变形技术。在高应变速率超塑变形中,由于变形时间很短,扩散流动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消除应力集中,阻止内部微裂纹的形成,使材料获得较高的伸长率,如图2所示[36]
。
图2 高应变速率下的液相协调机制
F ig 2 Accommodation mechanism by liquid phase at high
str ain rate superplasticit y
4 3 低温超塑性研究
镁合金在热加工变形过程中,经常因加热温度过高或变形量过大,导致在变形时严重氧化、过烧或流淌。因此,开发低温(T <0 5T m )热变形技术对于镁合金应用具有非常重要的经济技术意义。Watan -abe [19,37,38]分别开展了具有超细晶组织(晶粒尺寸为1 m 左右)的ZK60、ZK61和AZ91合金在低温下的超塑变形行为研究。发现经过超大变形量的热挤压
后,这些合金能够在150 ~250 下呈现超塑性,如P/MZK61合金在应变速率为1 10-3s -1时,伸长率达到659%,而当应变速率提高到1 10-1s -2时,伸长率还能达到283%。显然,低温下的高伸长率归功于超塑变形前的微细组织。4 4 存在问题分析
总体来看,镁合金超塑性变形过程受晶界滑移控制,但是,在三岔晶界区的应力集中必然需要其它机制进行协调,而原子晶界扩散、位错攀移和交滑移、扩散蠕变和孔洞移动扩散等方式都可对晶界滑移进行补充。尽管如此,到目前为止,超塑性变形协调机制还难以达到共识。同时,研究非理想态镁合金(例如工业态镁合金)的超塑性,探讨降低超塑变形所需的苛刻条件的研究工作并不系统,并且未涉及到M g -RE 系列合金。尽管镁合金超塑性已成为研究热点,但较高的伸长率基本上都是在低应变速率(<10-3s -1)下获得,然而较低的应变速率却限制了超塑性在工业中的应用。虽然在近年来,国际上开展了镁合金高速率超塑性的研究[30~32]
,采取提高超塑变形的速率,以寻求提高超塑成形的生产率,但该项工作在国内刚刚起步[22]。镁合金在超塑变形初期,组织发生动态再结晶,细晶粒为获得较高伸长率提供了物质条件。因此,预应变条件下的镁合金超塑变形可获得常规超塑性所必需的先决条件是细晶粒,Tan [33~
35]
在此方面做了部分工作,提出了空洞产
生模型,如图3和图4所示。
图3 AZ31合金2步超塑变形特征
F ig 3 Feature for 2step super plastic deformation of A
Z31
图4 AZ31合金2步超塑变形机制
F ig 4 M echanism for 2step superplastic deformation of AZ31
5 结束语
采取超塑成形技术,直接将镁合金近净成形为
各种复杂的汽车或航空零件,对扩大镁合金的应用领域和提高其技术经济效益有重要意义。因此,有必要研究镁合金在大晶粒、较高应变速率和预应变条件下的超塑性变形规律,探讨其机理,为扩大镁合金的应用提供理论依据。从社会经济效益方面而言,针对我国的镁合金研究现状,开发高新成形技术,进而制备高性能镁合金材料,对于将我国从镁材大国发展成镁材强国具有现实意义。
参考文献:
[1] Eliezer D.New magnesium al loys for automobile applications[C].
In:Kim N J,Lee C S,Eylon D eds.LiM AT -2001,Pohun,Korea,2001:175.
[2] Froes F H.How to increase the use of magnesium i n aerospace ap -plications[C].In :Aghion E and Eliezer D eds.M agnesium 2000,Dead Sea,Israel,2000:43.
[3] Edgar R L.Global overview on demand and applicati ons for magne -sium alloys[C].In:Kainer K V ed.M agnesium al loys and their ap -plications,M unich,Germany,2000:3.
[4] Friedrich H,Schuan S.T he second age of magn esium -research
strategies to bring the automotive industry s vision to reality [C].
In:Aghion E and Eliez er D eds.M agnesium 2000,Dead Sea,Israel,2000:1.
[5] Koji m a Y.Project of the platform science and technology for ad -vanced magnesium alloys[J].M aterial s T ransactions,42(7):1154-1159.
[6] Zhang K,Zhang J X.Research on the SSF technology and applica -tions of AZ91alloy[C ].In:Li R D ed.FICM ES 2002,S hanghai,China,2002:78.
[7] Draugelates U ,Kedenburg C C.Superplastici ty of M g based alloys
[C].In:Kainer K V ed.M agnesi um alloys an d their applications,M unich ,Germany,2000,342-348.
[8] Takuda H,Yoshii T ,Hatta N.Formability and strain rate sensitivity
of a M g -8 5L-i 1Zr alloy sheet[C ].J M ater Proc Tech,1999,89-90:135.
[9] M abuchi M.Low temperature superplasticity of AZ91alloy w ith
non -equilibrium grain boundaries [J ].Acta M ater,1999,47(7):2047.
[10] 丁黎光,丁 伟.金属材料超塑成形概述[J ].机械工艺师,
2001,(7):31.
[11] 黄彩娥.超塑性机制的探讨[J].青海科技,1995,2(1):13.[12] 白秉哲.超塑变形中 晶粒群 运动初探[J ].塑性工程学报,
1994,1(2):17-23.
[13] 蒋冬梅,林栋梁.大晶粒N-i 45Al 合金的超塑性[J].金属学报,
2003,39(1):47-50.
[14] 孙 峰,林栋梁.大晶粒T iAl 基合金的超塑性变形行为[J ].上
海交通大学学报,2001,35(3):380.
[15] 郦定强,林栋梁.大晶粒含钛Fe -36 5Al 基合金的超塑性研究
[J].金属学报,1997,33(9):897.
[16] 郭建亭,杜兴蒿.Ni Al 合金的超塑性行为及其变型机制[J ].材
料研究学报,2001,35(1):97.
[17] 鲁世强,黄伯云,贺跃辉.T iAl 基合金的超塑性力学性能[J].材
料导报,2002,16(6):1.
[18] M ohri T ,M abuchi M ,Nakamura N,et al.M icrostructure evolu -tion and superplasticity of rolled M g -9A-l 1Zn[J].M at S ci Eng A,2000,290:139.
[19] Watanabe H,M ukai T,Ish i kawa K.High -strai n -rate superplasti c -ity at low temperature in a ZK60alloy produced by pow er m eta-l lurgy[J].Scripta M ater,1999,41(2):209.
[20] Watanabe H,M ukai T,Ish i kawa K.High -strai n -rate superplasti c -ity in a AZ91al loy processeed by i ngot metallurgy [J ].M aterials Transacti ons,2002,43(1):78.
[21] Watanabe H,M ukai T ,Ishikawa K.S uperplasticity of a particle -strengthen ed W E43magnesi um alloy[J].M aterials Transactions,2001,42(1):157.
[22] 刘满平,马春江,王渠东,等.工业态AZ31镁合金的超塑性变
形行为[J].中国有色金属学报,2002,12(4):797.
[23] 蔚胤红,马春江,刘满平,等.轧制AZ91镁合金超塑性研究
[J].高技术通讯,2002,(9):52.
[24] 马洪涛,杨蕴林,席聚奎,等.稀土元素对M B26合金超塑性的
影响[J].材料工程,1999,(2):9-11.
[25] 马洪涛,杨蕴林,席聚奎,等.M B26合金超塑性的研究[J].材
料工程,1998,(9):11-17.
[26] 马洪涛,张柏清,杨蕴林,等,M B26合金超塑性变形过程中显
微组织变化及超塑变形机制[J].兵器材料科学与工程,1998,21(6):6.
[27] 陈佛晓,杨蕴林,上官林建,等.M B26合金超塑性的研究与超
塑性挤压[J].热加工工艺,2001,(4):16.
[28] Chen P S.High s tain rate superplasticity in SiCp reinforced AZ31
magnesium matri x composite[J].T ransactions of Nanji ng Univer -sity of Aeronautice &Astronautics,2001,18(1):17.
[29] 陈培生,孙扬善,隽海昌,等.M B2/SiC 复合材料高应变速率超
塑性及空洞行为[J].东南大学学报,2000,30(2):106.
[30] Langdon T G.Recent development i n high strai n rate superplasti c -ity[J].M ater Tans actions,1999,40(8):716.
[31] Verma R,Friedman PA,Ghosh AK,et al.Characteri zation of su -perplastic deformation behavior of a fine grain 5083alloy sheet [J].M etall Trans,1996,27A:1889.
[32] Chen C L,Tan M J.Cavity grow th and filament formation of su -perplastically deformed 7475alloy[J ].M ater Sci Eng A,2001,298(3):235.
[33] T an J C,Tan M J.S uperplasticity in a rolled M g -3A -l 1Zn alloy by
tw o -stage deformation m ethod [J].Scripta M aterialia,2002,47:101-106.
[34] T an J C,Tan M J.Superplasticity and grai n boundary sliding char -acteri stics in tw o stage deformation of M g -3A -l 1Zn alloy sheet [J].M ater Sci Eng A,2003,339(1~2):81-89.
[35] T an J C,Tan M J.Dynamic continuous recrystallization character -istics in tw o s tage deformation of M g -3A-l 1Zn alloy sheet [J ].M ater Sci Eng A,2003,339(1~2):125-133.
[36] Higashi K.High strain rate in Japan[C].IM M M 99,1999:237-244.
[37] M abuchi M ,Am eyama K,Iw asaki H.Low temperature superplas -tici ty of AZ91magnesium alloy [J ].Acta mater,1999,47(7):2047-2057.
[38] Watanabe H ,M ukai T ,H i gash i K.Superplasticity in a ZK60alloy
at low temperature[J ].S cripta M ater,1999,40(4):477-484.
材料研究
应用复合离子注入法改善W9Cr4V2Mo 轴承钢力学性能
金凡亚,童洪辉,沈丽如,陈庆川(核工业西南物理研究院,四川成都 610041)
摘要:应用复合离子注入法改善了W9Cr4V2Mo 轴承钢的耐磨性能。试验结果表明,试样经复合离子注入N +Ti,N+T a,N+Nb,N+T a+C 处理后,摩擦系数明显降低,显微硬度和耐磨性有所提高。微观分析表明,表层硬相化合物的形成及晶粒细化是材料表面耐磨性提高的主要原因,残余压应力的增加也表明抗疲劳性得到提高。
关键词:复合离子注入;表面改性;轴承钢
中图分类号:TG142 41;TG156 8 文献标识码:A 文章编号:0254-6051(2003)10-0005-03
Improvement of Mechanical Properties of W9C r4V2Mo Bearing Steel Using
C ompound Ion Implantation
JIN Fan -ya,T ONG H ong -hui,SH EN L-i ru,CHEN Qing -chuan
(Southwestern Research Institute of Physics,Chengdu Sichuan 610041,China)
Abstract :Technologies of compound ion implantation applied to improve the mechanical properties of W9Cr4V2M o bearing steel are presented.The test results show that all compound ion implantations involved N+T i,N+Ta,N+Nb,N +Ta+C are successful in improving the microhardness,wear resistance and reducing the friction coefficient of the sample surface.The microanalysis results reveal that some new hard phases are formed and some crystalline grains are refined in the surface layers.All these are the main factors to improve the wear re -sistance.The enhancem ent of the residual compression stresses also indicates that the fatigue resistance of the treated samples could be improved.
Key words:compound ion implantation;surface modification;bearing steel 作者简介:金凡亚(1978 12 ),男,安徽安庆人,硕士生,主要从事等离子体应用方面的研究,联系电话:028-********;135********收稿日期:2003-03-28
目前被广泛应用的W9Cr4V2Mo 轴承钢由于其最终热处理(回火)温度较低,而磨损又是轴承最主要的失效方式之一
[1]
。因此许多表面处理技术不能
用于轴承钢,而作为一种低温过程的、无工件畸变的离子注入表面改性技术很适合对其进行表面强化处理
[2]
。本文运用多种复合离子注入工艺对
W9Cr4V2M o 轴承钢进行了处理[3]
。综合考察经各种工艺处理后材料的力学性能,目前已将离子注入N+Ti,N+T a+C 两种工艺初步在零件的表面改性
过程中应用。1 试验材料及工艺方法
试验材料为W9Cr4V2Mo 轴承钢,试样尺寸分别为 20mm 和 8mm 的圆盘,研磨抛光后,用无水酒精、丙酮进行清洗烘干。离子注入是在我院研制的DLZ -100型多功能离子注入机上进行,该装置配备有MEVVA 离子源、气体离子源和溅射源。本底真空<2 10-3Pa,选择的注入离子分别为:N +Ti,N+Ta,N+Nb,N+T a+C 。由于W9Cr4V2Mo 轴承
钢的回火温度较低,注入的束流密度要有很好的控制,其工艺参数见表1。对基体和所有处理过的试样进行显微硬度和摩擦磨损测试分析,并对基体和经离子注入工艺处理后试样表面力学性能进行了微观