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硕士学位论文室温静液挤压m g - 12 g d 3 y - 0 5 z r 合金组织及力学性能研究 摘要 作为最轻的金属结构材料，镁合金有着广泛的应用前景，但其塑性差、强度低等缺 点又制约了它的应用。本课题选用m g 稀土系镁合金中的m g 1 2 g d 3 y - 0 5 z r ( w t ) 合金 作为研究对象，通过5 2 5 固溶处理、室温静液挤压和2 2 5 时效处理三种加工工艺相 结合的方法对挤压态m g 1 2 g d 3 y - 0 5 z r ( w t ) 合金进行处理；利用沿挤压方向的拉伸力 学试验研究材料的力学性能；同时通过金相显微分析、扫描电子显微分析( s e m ) 、透射 电子显微分析( t e m ) 以及x 射线衍射分析( x r d ) 来研究处理过程中材料组织结构的变 化。研究结果表明：挤压态材料晶粒尺寸随着静液挤压比增大而减小，位错密度增加， 屈服强度和抗拉强度提高，延伸率降低；固溶态材料晶粒随着静液挤压比增大也逐步得 到细化，位错密度增加，材料的强度和塑性都有所提高。x r d 分析表明，原始挤压态 材料具有基面平行于挤压方向的硬取向织构；静液挤压后经时效处理的挤压态材料，随 着挤压比的增大，材料的原始织构逐渐减弱。通过x r d 分析和电子显微分析我们发现， 固溶态未时效试样中主要存在三相：g d 、y 在m g 中的固溶体、球状m g s ( g d y ) 化合物 相以及方块状m 9 2 y 3 g d 2 化合物相；固溶态时效试样中除了这三相以外还存在1 37 析出 相，b7 析出相是材料产生时效硬化的主要原因。另外，我们在固溶态经过室温静液挤 压的材料中发现了之前在镁合金的研究中很少见报道的f 1 12 1 1 孪晶，这种孪生 的发生对室温条件下材料的塑性变形起到了协调作用，并对材料的力学性能产生较大影 响。本研究中综合力学性能最佳的材料为挤压态中经过挤压比1 1 5 室温静液挤压后再进 行时效处理的材料，材料的屈服强度，抗拉强度，延伸率分别为3 0 1 m p a ，3 7 3 m p a ，5 o 。 关键词：m g 1 2 g d 3 y - 0 5 z r 合金室温静液挤压固溶时效微观组织力学性能 a b s t r a c t 硕上学位论文 a b s t r a c t b e i n gt h el i g h t e s tm e t a l l i cs t r u c t u r a lm a t e r i a l ，m a g n e s i u ma l l o y sa r ea t t r a c t i v ef o r m a n ya p p l i c a t i o n s h o w e v e r , t h eu s eo fm a g n e s i u ma l l o y sh a sb e e nl i m i t e dd u et ot h e i r p o o rp l a s t i c i t ya n dl o ws t r e n g t h a sat y p i c a lk i n do fm a g n e s i u ma l l o y so fm g - r es e r i e s ， m g - 12 g d 一3 y - o 5 z r ( w t 1 w a si n v e s t i g a t e di nt h i s p a p e r s t r e n g t h e n i n gt e c h n i q u e s i n c l u d i n gs o l u t i o nt r e a t m e n ta t5 2 5 。c 、h y d r o s t a t i ce x t r u s i o na tr o o mt e m p e r a t u r e 、a g e i n ga t 2 2 5 。cw e r e a p p l i e d t ot h ea s e x t r u d e d a l l o y s t h em e c h a n i c a lp r o p e r t i e s o ft h e m g - 1 2 g d 一3 y - 0 5 z r ( w t 1a l l o y s w e r et e s t e d b yt e n s i l et e s t i n ga l o n gt h ee x t r u s i o n d i r e c t i o n ，a n dt h e i rm i c r o s t r u c t u r ew e r ei n v e s t i g a t e du s i n go p t i c a lm i c r o s c o p y ( o m ) 、 s c a n n i n ge l e c t r o nm i c r o s c o p y ( s e m ) 、t r a n s m i s s i o ne l e c t r o nm i c r o s c o p y ( t e m ) a n dx - r a y d i f f r a c t i o n ( x r d ) t h er e s u l t ss h o wt h a tw i t hi n c r e a s eo fh y d r o s t a t i ce x t r u s i o nr a t i o ，t h e g r a i ns i z eo fa l lm a t e r i a l sg e t ss m a l l e r , t h ed e n s i t yo fd i s l o c a t i o n si nt h em a t e r i a l si n c r e a s e s a n dt h e i ry i e l ds t r e n g t h ( y s ) a n du l t i m a t et e n s i l es t r e n g t h ( u t s ) i n c r e a s e t h ee l o n g a t i o n o ft h ea s - e x t r u d e dm a t e r i a l sd e c r e a s e sw h e nt h eh y d r o s t a t i ce x t r u s i o nr a t i oi n c r e a s e s ，b u ti n t h es o l u t i o n - t r e a t e dm a t e r i a l si ti n c r e a s e s x r da n a l y s i sr e v e a l st h a tap l a n a rt e x t u r e s t r u c t u r ee x i s t si nt h eo r i g i n a la s e x t r u d e dm a t e r i a l s a f t e rh y d r o s t a t i ce x t r u s i o na n da g e i n g p r o c e s s i n g ，t h eo r i g i n a lt e x t u r ei nt h ea s e x t r u d e dm a t e r i a l sw a sw e a k e n e dg r a d u a l l y m i c r o s t r u c t u r ec h a r a c t e r i z a t i o nd e m o n s t r a t e dt h a tt h e u n a g e d s o l u t i o n - t r e a t e d a l l o y c o n t a i n st h r e ed i f f e r e n tp h a s e s ：g d 、ys o l i ds o l u t i o ni nm g m a t r i x ，s p h e r o i d i z e dm g s ( g d y ) c o m p o u n da n dc u b o i d - s h a p e dm 9 2 y 3 g d 2c o m p o u n d b e s i d e st h e s et h r e ed i f f e r e n tp h a s e s ， t h ea g e ds o l u t i o n - t r e a t e da l l o yc o n t a i n sp 7 p r e c i p i t a t ew h i c hl e a d st ot h ea g eh a r d e n i n gi n t h es o l u t i o n - t r e a t e dm a t e r i a l s ak i n do ft w i n n i n gs t r u c t u r eo f 1121 ) t y p ew a s o b s e r v e di nt h eh y d r o s t a t i ce x t r u d e ds o l u t i o n t r e a t e dm a t e r i a l s ，w h i c hw a s r a r e l yr e p o r t e d i nm a g n e s i u ma l l o y s i no u rr e s e a r c h ，t h eb e s tm e c h a n i c a lp r o p e r t i e sa r ea c h i e v e di nt h e a s - e x t r u d e dm a t e r i a lw h i c hw a sp r o c e s s e db yh y d r o s t a t i ce x t r u d e da tr o o mt e m p e r a t u r e w i t he x t r u s i o nr a t i oo f1 15a n da g e i n ga t2 2 5 。cf o r4 8h o u r s ，a n dt h ey s ，u t sa n d e l o n g a t i o no fi ti s3 01m p a ，3 7 3 m p aa n d5 0 ，r e s p e c t i v e l y k e y w o r d s ：m g - 1 2 g d - 3 y - o 5 z ra l l o y h y d r o s t a t i ce x t r u s i o na tr o o mt e m p e r a t u r e s o l u t i o nt r e a t m e n t a g e i n g m i c r o s t r u c t u r em e c h a n i c a lp r o p e r t y 声明 本学位论文是我在导师的指导下取得的研究成果，尽我所知，在 本学位论文中，除了加以标注和致谢的部分外，不包含其他人已经发 表或公布过的研究成果，也不包含我为获得任何教育机构的学位或学 历而使用过的材料。与我一同工作的同事对本学位论文做出的贡献均 已在论文中作了明确的说明。 研究生签名： 5 泰塞垒 2 。汐年f 月弓口日 学位论文使用授权声明 南京理工大学有权保存本学位论文的电子和纸质文档，可以借阅 或上网公布本学位论文的部分或全部内容，可以向有关部门或机构送 交并授权其保存、借阅或上网公布本学位论文的部分或全部内容。对 于保密论文，按保密的有关规定和程序处理。 硕十学位论文 室温静液挤压m g 1 2 g d 3 y - 0 5 z r 合金组织及力学性能研究 1 绪论 镁合金以其较高的比强度和比刚度，优异的电磁屏蔽性和阻尼性能、良好的导热 性、以及易回收等优点，被认为是2 l 世纪最具发展潜力的“绿色材料”【】j 。镁合金在汽 车、电子、电器、交通、航天、航空和国防军事工业领域具有极其重要的应用价值和 广阔的应用前景【l 】，是继钢铁和铝合金之后发展起来的第三类金属结构材料。随着 很多金属矿产资源的日益枯竭，镁以其资源丰富而日益受到重视，特别是结构轻量化 技术及环保问题的需求更加刺激了镁工业的发展。目前，镁及镁合金材料已经成为轻 质结构材料研究领域的热点之一。 1 1 镁及镁合金概述 与其他金属相比，镁及其合金有很多突出的工艺及性能特点。例如，镁的密度仅 为1 7 3 8 9 c m 3 ，是所有结构金属中密度最小的一种；在镁中加入不同的金属元素能够 形成一系列具有各种性能的合金；熔点低，容易进行热成形，且能耗较低；用作结构 件时具有质量轻，比强度高、减振和抗冲击性能好、易切削加工、不易老化；有良好 的导热性、无磁、电磁屏蔽能力强等。 1 1 1 纯镁的性质 镁为元素周期表中第三周期i i a 族元素，银白色金属，其基本物理性能列于表 1 1 2 1 。由表可以看出镁在2 0 。c 的时候密度只有1 7 3 8 9 c m 3 ，是常用结构材料中最轻的 金属，镁的这一特征与其优越的力学性能相结合成为大多数镁基结构材料的应用基 础。镁在金属中是电化学顺序最后的一个， 湿大气、海水、无机酸及其盐类、有机酸、 因此镁还具有很高的化学活泼性。镁在潮 甲醇等介质中均会引起剧烈的腐蚀，但镁 在干燥的大气、碳酸盐、氟化物、氢氧化钠溶液、苯、四氯化碳、汽油、煤油及不含 水和酸的润滑油中却很稳定。在室温下，镁的表面能与空气中的氧起作用，形成保护 性的氧化镁薄膜，但由于氧化镁薄膜比较脆，而且也不像氧化铝薄膜那样致密，所以 耐腐蚀性很差 3 1 。 镁的室温塑性很差。纯镁单晶体的临界剪切应力( c r s s ) 只有( 4 8 - 4 9 ) x 1 0 5 p a ，纯 镁多晶体的强度和硬度也很低。因此都不能直接用来做结构材料。表1 2 3 1 是纯镁的 主要力学性能。 1 绪论 硕士学位论文 表1 1 纯镁的一些。重要物理性能【2 l 表1 2 纯镁的主要力学性能3 】 1 1 2 镁合金概述 1 1 2 1 镁合金的分类 一般来说镁合金的分类依据有三种 4 ：合金化学成分、成形工艺和是否含锆。 按化学成分，镁合金可以分为二元、三元或多元合金系。大多数镁合金都含有不 止一种合金元素，但在实际中，为了分析问题的方便，也是为了简化和突出合金中的 最主要合金元素，一般习惯上总是依据m g 与其中的一个主要合金元素，将镁合金划 分为二元合金系：m g m n 、m g a 1 、m g z n 、m g r e 、m g t h 、m g a g 和m g l i 系。 按成形工艺镁合金可分为两大类，即变形镁合金和铸造镁合金。两者在成分、组 织和性能上存在很大差异。铸造镁合金主要应用于汽车零件、机件壳罩和电气构件等。 铸造镁合金多用于压铸工艺生产，其主要工艺特点为生产效率高、精度高、铸件表面 质量好、铸态组织优良、可生产薄壁及复杂形状的构件等。为了使镁合金能够大量地 用做结构材料，开展变形镁合金的研制非常必要。 依据合金中是否含有锆，镁合金又可以划分为含钻和不含锆两大类。不含锆镁合 金有：m g a 1 、m g m n 、m g z n 系列。目前应用最多的是不含锆压铸镁合金m g a 1 系列。含锆镁合金与不含锆镁合金中均包含着变形镁合金，又包含着铸造镁合金。锆 2 硕士学位论文 室温静液挤压m g 1 2 g d - 3 y - 0 5 z r 合金组织及力学性能研究 在镁合金中主要作用就是细化镁合金晶粒。 1 1 2 2m g 稀土系镁合金 稀土是中国的富有资源，同时也是镁合金中的重要元素，对镁合金的性能具有极 大影响。在镁中添加稀土元素可显著提高镁合金的高温性能，而且在铸造过程中还可 以显著细化合金晶粒【5 1 。稀土镁合金具有镁合金的固有优点，同时又具有耐热强度高、 蠕变性能优良的新特点。大部分稀土元素与镁的原子尺寸接近( 表1 3 【6 1 ) ，稀土在镁 合金中的沉淀序列开始于1 7 0 2 0 0 ，生成六方”相，该相为超点阵结构；在2 0 0 2 5 0 形成底心正交的7 相；3 0 0 以上，在晶内及晶界上生成不均匀分布的平衡的 面心立方口沉淀相。正是由于有弥散分布和热稳定的颗粒相存在，才使镁合金体现出 较好的高温性能 _ 7 ，8 】。稀土元素对镁合金高温性能提高的作用机制还表现在使晶界和 相界扩散渗透性减小，相界的凝聚作用减慢，且第二相在整个持续时间内始终是位错 表1 3 镁基二元合金中的镁基固溶体溶解度与第二相【6 1 1 绪论硕士学位论文 运动的有效障碍；稀土元素还可以减少金属表面氧化物的缺陷集中，改变其结晶晶格 参数，从而使合金具有优良的抗氧化性能一，j 。 早在2 0 世纪3 0 年代，人们就丌始了对稀土提高镁合金耐热性能的研究：1 9 3 7 年首 先报道了一种新型高温抗拉m g 2 c e 合金；1 9 4 9 年发现稀土对镁合金耐热性能影响 按l a 、c e 、n d 序列提高：1 9 7 9 年又发现添加钇对镁合金会产生有利影响】。近年来， 随着稀土镁合金的不断研制和开发，逐渐形成了一系列高性能m g y 、m g - s c 、m g g d 和m g - d y 等稀土镁合金系。 g d 能提高镁合金的熔点和抗蠕变性能。早在1 9 7 4 年研究者就发现，经过挤压、 调质和时效处理的m g 1 5 g d 合金在高温及低温下都具有较高的抗拉强度【l2 1 。g d 在镁 中有很高的固溶度，因此主要表现为固溶强化和时效强化。有研究表明【l2 ，1 3 】，m g g d 合金在时效过程中析出相为：0 【固溶体_ ”( d 0 1 9 有序相) 一7 ( c b c o ) _ 相( f e e ， m 9 5 g d ) 。m o r d i k e u 4 等人研究了简单m g g d 二元合金与w e 4 3 、q e 2 2 等合金的性能 比较，结果发现，m g g d 合金的抗蠕变性能大大高于其他合金，并且随着g d 含量的 增加，抗蠕变性能增加。 在m g g d 合金中加入其他合金元素，如：钪、锰、钇等，能大大提高镁合金的性 能，其耐热性要远远高于铝及m g y n d z r ( w e s 4 a ) 撇 ”。2 0 1 。z r 元素在一定程度 上能细化晶粒，进一步提高合金强度，所以有资料表明，在该类合金中加入一定量的 z r ，形成m g g d n d z r 币t l m g g d y z r 合金【1 7 2 ，2 2 1 ，从而使该类合金的综合性能得到进 一步的提高。另外有研究发现，由于y 在镁中固溶度l k n d 的高，导致m g g d y z r 合 金的固溶强化效应和沉淀强化效应比m g g d n d z r 合金显著，因而前者的强度高于后 者 2 2 1 。 y 在镁合金中具有高的固溶度，能够形成强化相，具有明显的时效硬化特征 9 j o 】。 由m g y _ c 元合金相图可知【2 3 】，在( 5 6 6 1 ) 时产生共晶反应： 一口) + 了( m 9 2 4 匕) ( 1 1 ) b 是面心立方结构，晶格常数a - - 2 2 2 3 n m 。在( 5 6 6 1 ) 时，y 在m g 中的最大 固溶度为1 2 5 w t ，随着温度不断降低，溶解度降低。 1 2 镁合金的主要变形模式 1 2 1 镁合金的滑移 镁合金可以通过滑移的变形方式进行变形。 晶体滑移的本质实际上是通过位错滑移来实现的，而位错滑移时，滑移面上的原 子是逐个移动的。通过刃形位错的运动，晶体的上下两层原子层发生相对移动的区域 逐渐增大，当位错完全移出品体时，晶体上下两部分发生了一个原子间距的相对位移。 4 硕士学位论文 室温静液挤压m g 1 2 g d - 3 y - 0 5 z r 合合组织及力学性能研究 由于晶体中存在大量的位错，且变形过程中，位错还会不断增殖，大量位错同时和相 继运动的结果就有可能导致宏观的变形。螺型位错和混合型位错的滑移也可产生相同 的效果。 图1 1 【2 4 】给出了密排六方晶体的滑移系。基面( 0 0 0 1 ) 是镁合金中原子排列最紧密 的晶面，因此这是镁合金中最基本的滑移系，其实质是柏氏矢量为兰 的单位 j 位错的滑移，其中滑移面为( 0 0 0 1 ) 面，滑移方向为 晶向。 a 3 一 1 1 2 a l f 0 c 0 0 0 1 摧而_ 0 0 1 1 ，3 c 如 n 1 a 1 c 棱面- 锥面 1 0 1 0 j ，3 1 0 t 1 ) ，6 图1 1 h e p 品体的滑移系示意图2 4 】 由于每组基面上都有 11 2 0 、【1 2 1 0 】、【2 1 1 0 】三个滑移方向，因而基面有三个滑 移系。但沿 2 1 1 0 方向的滑移可由 1 1 2 0 】、 1 2 1 0 】两个方向的滑移叠加而成，因此从 晶体学的角度看基面滑移实际上只能提供两个独立的滑移系。 棱柱面滑移系一共能提供两个独立的滑移系。在室温附近，镁合金棱柱滑移面滑 移的临界剪切应力远远大于基面，因此一般情况下不易启动。当温度升高或晶粒尺寸 细化至l o i r t m 以下时，棱柱面滑移可在镁合金的塑性变形过程中发挥重要作用。 位错的c + a 滑移在h e p 金属的塑性变形过程中发挥着重要作用。特别是当c 轴与 外力方向平行而处于硬取向状态的时候，为了协调多晶体相邻晶粒之问的变形，c + a 锥面及孪生就显得尤为重要。 1 2 2 镁合金的孪生 除滑移外，镁合金塑性变形的另一种方式就是孪生【1 25 2 6 】。孪生变形也是在切应 力的作用下发生的，并通常出现受阻而引起的应力集中区。孪生是一种均匀切变，即 切变区内与孪晶面平行的每一层原子面均相对其毗邻晶面沿孪生方向位移了一定的 距离，且每层原子相对于孪生面的切变量跟它与孪生面的距离成正比，孪晶的两部分 5 1 绪论硕上学位论文 晶体成镜面对称的位向关系。与滑移类似，孪生的切变也是沿着特定的晶面和特定的 晶体方向发生，变形时孪生是否出现与晶体的对称性有关。属于密排六方的镁合金， 室温下滑移的临界剪切应力比孪生的要低，但是由于镁合金的滑移系少，且对称性差， 晶体取向不利于滑移时，孪生就成为重要的塑性变形方式。对于镁而言，材料在受到 压缩和拉伸时候表现出的塑性是不一样的，往往是压缩时候表现出来较好的塑性，因 而挤压、锻造、扎制和冲压等压力加工方法都很适合于镁的塑性成形。镁在受压力时， 一旦滑移面趋向平行于受力方向，镁晶体中滑移系虽然停止运动，但外力的持续增加 往往会导致孪生的发生，一旦发生孪生，在孪晶内由于晶体取向的变化，滑移面不再 平行于受力方向，原有的滑移系又会继续启动，直至断裂，塑性变形才结束。 孪生引起的变形量不是很大。因此，它对镁合金的变形的影响与滑移相比，处于 次要地位。但是孪生的作用在于调整晶体的取向并释放应力集中，激发进一步的滑 移，使滑移和孪生交替进行，这样就可以获得较大的变形。 孪晶的形成会导致系统能量的增加【2 6 1 ，因此对于外加应力所引起的孪生，孪生面 上沿孪生方向的分切应力在孪生过程中所做的功必须为正。孪生与滑移变形的一个重 要区别在于孪生具有极性。如孪生方向为7 7 。( j i l 肼) ，沿矾相反的方向( h k l ) 则不能发 生孪生。设k 。、足：面将空间分成四个象限，则单晶体发生充分的孪生时，理论上钝 角象限内的所有方向均发生延伸变形，而锐角象限内的所有方向均发生压缩变形。 1 2 2 1 镁合金主要的孪生模式 h c p 金属中孪生主要发生在7 种锥面，即一级锥面f l o y k ) ( k = 1 ，2 ，3 ) 和二 级锥面 11 2 k ) ( k = 1 ，2 ，3 ，4 ) 。其中 1 0 t 2 ) 孪生的切变量最小，根据最小切变准 则，所有的h c p 金属在适当条件下均会发生f 1 012 ) 孪生。 镁合金中两种主要的孪生模式分别为 2 7 , 2 8 】： ( 1 ) 1 0 12 ) 孪生：图1 2 5 】给出了镁合金的孪生面和孪生要素，k l 和k 2 为镁合金的 两个孪生切变面。 根据最小切变准则，切变量小的孪生优先发生。在镁合金中， 1 0 1 2 ) 孪生的切变 量最小，也就是镁合金最容易发生的孪生。其孪生要素为k i = 1 0 1 2 ) ，k 2 = 1 0 1 2 ) ， t 1 1 = ，1 1 2 = 切变量为 s = 压( y 2 3 ) 3 y = 0 1 3( 1 2 ) 镁合金h c d 结构的c 轴位于垂直方向，晶格常数c = 0 5 2 1 0 5 a ， a = 0 3 2 0 9 2 a 。拉伸 孪生系 1 0 t 2 盯0 1 1 ) 有六个 1 0 t 2 孪生面，每个面上有一个( t 0 11 ) 孪生方向。图1 2 中给出了 1 0 t 2 ) ( t 0 11 ) 和 1 0 t 2 ) ( t 0 11 ) 两个对称共轭的孪生系0 0 t 2 t 0 11 和 ( 1 0 t 乏l t 0 1t l 。当沿垂直于c 轴的方向压缩或沿c 轴方向拉伸时，孪生系就会开动。图 1 2 是( 1 0 t 2 f o l1l 孪生系开动时的情形。 6 硕士学位论文室温静液挤压m g 一1 2 g d - 3 y - 0 5 z r 金组织及力学性能研究 v i i = 11 】 k l = ( 1 0 1 2 ) 3 1 2 1 0 】 1 1 2 = r m l 如 k 2 _ ( 1 0 丝) 图1 2 孪生面和孪生要素5 】 由于孪生是单向切变，因此孪生的发生不仅与外加载荷的几何位向有关系，还取 决于载荷的类型( 拉伸或压缩) 。如图1 3 所示，对于h c p 晶体，c a 值对其孪生行为有 很大的影响【5 1 。 必。 粥 a b d 名 a a ) c 口 4 3 图1 3 不同轴比h o p 品体 1 0 12 ) 晶面上孪生导致原子运动情况 对于 1 0 1 2 孪生，若c a = 3 ，则格点d 恰好与格点b 以 1 0 1 2 ) 晶面成镜像对称 关系。因此，在c a i ，孪生发生的情形如图1 3 b 所示，孪生只有在垂直于基面的压力力或平行于 基面的拉力分量的作用下才能发生( 拉伸孪晶) 。 ( 2 ) 1 0 11 ) 孪生：是压缩孪晶。该孪生切变量仅大于 1 0 1 2 ) 孪生。常在温度高 与4 0 0 。c 时的高温塑性变形中发生，而且很少以单一的形式出现。有时会发生双孪生， 即通过 l o y1 ) 孪生的孪晶内再次发生 1 0 1 2 ) 孪生。 1 2 2 2 孪生对塑性变形的贡献 金属塑性变形中，孪生切变量一般都远远小于滑移变形量，孪生本身对晶体塑性 变形的直接贡献不大，但孪生能够调整晶体的取向并释放应力集中，激发进一步的滑 移，使得滑移和孪生交替进行，提高变形的均匀性和连续性，这样可以获得较大的变 形。 7 1 绪论硕j ：学位论文 j k o i k e 对细晶镁合金变形机理的研究表明【2 9 1 ，孪生在塑性变形中是一种附加的 协调变形机制。它有以下几种作用：( 1 ) 作为一种附加变形机制，提供附加的滑移系。 ( 2 ) 形成回复区；( 3 ) 通过晶粒细化和阻碍位错运动来产生加工硬化；( 4 ) 形成应力集中 区和失效区。其中( 1 ) 和( 2 ) 能够提高韧性，而( 3 ) 和( 4 ) 则降低韧性。 1 2 2 3 初始条件和变形条件对孪生变形的影响【3 0 1 ( 1 ) 晶粒取向的影响 孪生变形与滑移的一个重要区别是孪生具有“极性”，即孪生为单向切变。因此， 孪生不仅与外加载荷的几何位向有关，而且还与载荷的类型有关( 拉伸或压缩) 。形 变孪晶可以分为压缩孪晶和拉伸孪晶。压缩孪晶是只有在垂直于基面的拉力或平行于 基面的压力的作用下才发生的孪生；拉伸孪晶是只有在垂直于基面的压力或平行于基 面的拉力作用下才发生的孪生。 ( 2 ) 变形温度的影响 一般情况下，温度越低，孪生对塑性变形的贡献越大。因为在低温下，尽管大部 分孪生模式的c r s s 随着温度降低有所升高，但不如屈服应力升高的明显，即孪生的 c r s s 小于非基滑移c r s s 的可能性随着温度的降低而增大。与滑移和交滑移不同， 孪生形核不是热激活过程，而是一个应力激活过程。镁合金低温变形时容易因为滑移 系少而在晶界处产生大的应力集中；变形温度越低，全位错塞积倾向越大，应力集中 也越严重。这种大的应力集中可促进孪晶形核，并协调塑性变形。 孪生位错皆为不全位错，不像全位错那样容易因加工硬化而失去运动能力。因 此孪晶晶核一旦形成，就可以在较宽的温度范围内长大。当变形温度升高时，虽然孪 生所需要的c r s s 减小，但此时交滑移和非基面滑移也因热激活而启动，且镁合金高 温变形时容易发生d r x ，因而应力集中程度减小，不利于孪晶的形核。因此，高温 下孪生对塑性变形的贡献减小，具有热激活特征的交滑移和非基滑移则可成为释放应 力集中、协调塑性变形的主导机制。 ( 3 ) 应变速率的影响 随着应变速率的提高，孪生的倾向增大。这是因为应变速率增大，交滑移和晶 界滑移等主要速率控制的塑性变形机制有可能来不及进行，结果在晶界和第二相处引 发局部应力集中，从而促进孪生。在室温附近高速变形时，孪生为主要的塑变机制。 应变速率对孪品的形貌和分布也有重要影响。b h y o s h i n a g a 对镁单晶体的c 轴压缩 研究表明，随着温度的升高和应变速率的降低，形变孪晶变的更加细小，有助于提高 材料的力学性能。 ( 4 ) 晶粒尺寸的影响 大量研究表明，孪生主要发生在粗晶内部【5 j ，而细晶镁合金中只有当变形温度很 硕士学位论文室温静液挤压m g 1 2 g d 一3 y - 0 5 z r 合金纽织及力学性能研究 低、变形速度极快时才会产生大量孪晶。这是因为粗晶内位错滑移程大，晶界附近应 力集中严重。而细晶组织不仅位错滑移程短，更重要的是细晶镁合金容易通过交滑移、 非基面滑移和g b s 以及动态回复等过程来释放局部应力集中，应力状态难以满足孪 晶形核的要求。 1 3 镁合金的强化 1 3 1 细晶强化 晶粒细化是改善多晶镁合金结构特征、提高镁合金性能的重要途径之一【5 】。根据 h a l l p e t c h 关系，晶粒细化到一定程度可以保证多晶镁合金具备充分的延性转变能力。 另外，镁具有较大的泰勒因子，通过晶粒细化也有可能提高其强度。纯镁的晶粒尺寸 细化到8l am 以下时，其脆塑性转变温度可降至室温，若采用适当合金化及快速凝固 工艺将晶粒细化到1l am 时，甚至在室温下镁合金亦具有超塑性，其延伸率超过可达 1 0 0 0 。因此通过晶粒细化，可以调整材料的组织和性能，获得变形性能优良的材 料【3 1 , 3 2 3 3 , 3 4 】。大量实验研究表明，具有极细晶粒的材料往往表现出与众不同的力学行 为，如高屈服应力、反常的h a l l p e t c h 关系、大幅度提高的塑性以及低温或高应变速 率超塑性等。强烈塑性变形法是最近几年发展起来的制备超细晶材料的有效方法，它 是在相对较低的温度下对材料施加较大塑性变形，在此过程中材料组织逐渐优化并最 终获得超细晶。由于其工艺简单，成本低，使用传统工业设备，可制备大块致密材料 以及对传统材料进行性能改造等优点，已被国际材料学界公认为很有前途的块体纳米 材料的制备方法【3 5 , 3 6 , 3 7 。 镁合金是一种常温塑性很差的金属材料，其塑性加工时因滑移系少，流动摩擦阻 力大而变形困难；因导热性良好，模具激冷严重而产生龟裂；因合金在空气中氧化严 重，加工中需使用阻燃挤剂而加大生产成本。对于镁合金这样塑性较差的金属，静液 挤压成形工艺有可能成为一种比较理想的塑性加工方法，它能明显地提高镁的挤压生 产率。 1 3 2 热处理强化 多数变形镁合金都可以通过热处理来改善或调整材料的力学性能和加工性能，镁 合金能否通过热处理强化完全取决于合金元素的固溶度是否随温度变化。当合金元素 的固溶度随温度变化时，镁合金可以进行热处理强化。镁合金基本热处理类型的符号 列于表1 4 中。镁合金热处理类型的选择取决于镁合金的类别( 即铸造镁合金或变形 镁合金) 以及预期的服役条件。固溶可以提高镁合金强度并获得最大的韧性和抗冲击 性；固溶处理后人工时效能提高镁合金的硬度以及屈服强度，但是韧性略有降低；没 有进行预固溶处理或退火的人工时效可以消除工件的应力。略微提高其抗拉强度；退 9 1 绪论硕上学位论义 火可以显著降低镁合金制品的抗拉强度并增加其塑性，对某些后续加工有利 38 1 。 表1 4 基本热处理种类的符号【3 8 】 稀土元素在镁中的固溶度较大，且固溶度随温度的降低而急剧减小，在4 7 0 k 附 近仅为最大固溶度的1 1 0 。稀土镁合金在7 7 3 - 8 0 3 k 固溶处理后可以得到饱和固溶体， 然后在4 2 3 5 2 3 k 附近时效时均匀地析出第二相，获得显著的时效强化效果。其时效 析出的一般规律是在时效初期形成六方d 0 1 9 型结构；时效中期析出7 相，并可以获 得最高强度，时效后期的析出相为平衡杆析出相。由于稀土元素在镁中的扩散速率较 低，析出相的热稳定性很高，所以m g - - r e 合金具有优异的耐热性和高温强度【3 引。 1 3 3 织构强化 研究表明p9 | ，多晶体镁合金在塑性变形过程不仅仅要考虑晶粒细化对材料力学性 能的影响，还要考虑变形织构对力学性能的影响。 单晶体在不同的晶体学方向上，其力学、电磁、光学、耐腐蚀、磁学甚至核物理 等方面的性能都会表现出显著差异，这种现象称为各向异性。多晶体是许多单晶体的 集合，如果晶粒数目大且各晶粒的排列是完全无规则的统计均匀分布，即在不同方向 上取向几率相同，则这多晶集合体在不同方向上就会宏观地表现出各种性能相同的现 象，这叫各向同性。 然而多晶体在形成过程中，由于受n 6 i - 界的力、热、电、磁等各种不同条件的 影i 匈，或在形成后受到不同的加工工艺的影响，多晶集合体中的各晶粒就会沿着某些 方向排列，呈现出或多或少的统计不均匀分布，即出现在某些方向上聚集排列，因而 在这些方向上取向几率增大的现象，这种现象叫做择优取向。这种组织结构及规则聚 集排列状态类似于天然纤维或织物的结构和纹理，故称之为织构。 为了具体描述织构( 即多晶体的取向分布规律) ，常把择优取向的晶体学方向( 晶 向) 和晶体学平面( 晶面) 跟多晶体宏观参考系相关联起来。这种宏观参考系一般与 1 0 硕士学位论文 室温静液挤压m g 1 2 g d - 3 y - o 5 z r 合金组织及力学性能研究 多晶体外观相关联，譬如丝状材料一般采用轴向；板状材料多采用轧面及轧向。多晶 体在不同受力情况下，会出现不同类型的织构【5 j 。 某些锻压、压缩多晶材料中，晶体往往以某一晶面法线平行于压缩力轴向，此类 择优取向称为面织构，常以f h k l 表示。 图1 4 【3 9 】所示为挤压态a z 6 1 镁合金的( 0 0 0 2 ) 基面极图( p o l ef i g u r e ) 。由图可见， 大部分晶粒的( 0 0 0 1 ) 基面均平行于挤压方向，另有少量晶粒的( 1 0 10 ) 棱柱面平行 于挤压方向。肋 m a x i n t e n s i t y ：1 4 2 图1 4 镁合金挤压基面织构 j i n g t a o w a n g 4 0 等研究了挤压态镁合金a z 3 l 在4 7 3 k 下e c a p 挤压不同道次后晶 粒尺寸与力学性能的关系。结果发现，晶粒尺寸随着挤压道次的增加而减小，8 道次 之后，晶粒尺寸被细化到超细晶级别( - 2 p m ) 。按照h a l l p e t c h 关系，强度应该随着 晶粒尺寸的减小而增加，但是事实不是这样的，4 道次后材料的抗拉强度要比没有经 过变形的材料的抗拉强度小，其原因是变形织构在起作用。原始材料是经过传统热挤 压，已经形成了一种织构，即基面( 0 0 0 1 ) 平行于挤压方向，经过e c a p 之后原始织 构被破坏，虽然晶粒被细化，但是细化程度不足以补充织构破坏所带来的强度减小， 所以4 道次后材料的抗拉强度要比没有经过变形的材料的抗拉强度小。 m a b u c h i 【4 l 】等用常规热挤压及e c a p i 艺制备了具有相同晶粒度的a z 9 1 镁合金， 室温时二者沿挤压方向的拉伸屈服强度存在明显差异，分别为3 6 4 m p a 和2 7 7 m p a 。织 构分析表明，热挤压样品的织构特征为基面平行于挤压方向，拉伸时各晶粒基面滑移 系s c h m i d 因子为零，基面处于硬取向，因而强度较高。e c a p 样品中，基面沿剪切面 与挤压方向成4 5 0 分布，晶粒基面处于软取向而使强度降低。 w j k i m 4 2 】等研究了在5 4 8 k 下e c a p 制备的镁合金a z 6 1 的织构与力学性能。 原始态度为挤压态的a z 6 1 经过e c a p 挤压之后，随着道次数的增加，晶粒尺寸逐渐 减小，延伸率有较大提高，但是材料的屈服强度和抗拉强度反而降低，如表1 5 。特 1 1 1 绪论 硕士学位论文 别是材料经过挤压8 道次后，材料的屈服强度2 1 5 m p a 降低到1 5 4 m p a 。但是晶粒尺 寸却有很大减小，根据h a l l p e t c h 关系，随着晶粒尺寸的减小强度应该上升。由此我 们可以看出多晶体镁合金的宏观力学性能并不是单纯的遵守h a l l p e t c h 关系式，而应 该综合晶粒尺寸和织构的影响。 表1 5 经过e c a p 挤压后的品粒尺寸与力学性能【4 2 】 1 3 4 形变强化 在冷变形过程中，金属内位错密度增加，位错之间的交互作用加剧，位错运动阻 力增大，使得金属的强度、硬度增加。这种现象称为形变强化或加工硬化【4 3 1 。 金属晶体中的位错是由相变和塑性变形引起的，位错密度越高，金属抵抗塑性变 形的能力越强。塑性变形的本质是位错沿滑移面的滑移，金属材料内的滑移系愈多、 位错的滑移愈容易，它的塑性就愈好。强度是度量材料抵抗塑性变形和断裂的能力， 愈难于变形的金属材料，其强度愈高。就是说，位错滑移的难易程度决定了材料强度 的高低。 形变强化主要是通过位错增殖( 提高位错密度) 实现的。一般来说，位错密度增大， 位错f n j 的交互作用增强，容易产生位错的交割、钉扎及互相缠结，使位错运动的阻力 增大，引起变形抗力的增加，最终导致材料强度、硬度的提高【4 3 1 。 1 4 镁合金塑性变形 我国是世界第二大镁金属生产国，产品集中在原材料或低技术附加值范围内，回 报极低。镁合会加工成型技术的研究己成为当务之急m 】。各种镁合金的成型，尤其是 塑性成型，其原材料都是镁合金棒材或板材，其力学性能对于镁合金的后续加工变得 尤为重要。在金属塑性加工方法中，轧制是成型金属棒材和板材的常用方法，对于塑 性较差的镁合金，轧制后力学性能较差。而挤压加工，如静液挤压能大大提高镁合金 棒材和板材的力学性能，降低内部缺陷，生产出的镁合金型材质量更好 4 5 】。另外，等 1 2 硕士学位论文室温静液挤压m g - 12 g d - 3 y - 0 5 z r 合舍组织及力学性能研究 径角变形( e q u a lc h a n n e la n g u l a rp r e s s i n g ，e c a p ) 也是极常见的一种镁合金塑性变 形方法。 1 4 1 等径角变形( e c a p ) 等径角变形技术作为一种通过强烈塑性变形而获得大尺寸亚微米或纳米级块体 材料的有效方法之一而日益受到材料学界的重视。与传统的压力加工工艺相比较， e c a p 具有将多晶体材料的晶粒细化至微米、亚微米乃至纳米尺度的巨大潜力4 6 ，4 刀。 所谓e c a p 法，就是通过两个轴线相交且截面尺寸相等的通道，将被加工材料挤 出，其基本原理如图1 5 所示。 因通道的转角作用，在加工过程中材料会发生剪切变形，使变形材料产生大的剪 切应变，并由此导致位错的重排从而使晶粒得到细化。与传统的大变形塑性加工工艺 相比较，利用e c a p 加工镁合金具有以下优点：能够使挤压的材料承受很高的塑性应 i 挤压杆 图1 5 等径角变形不恿图 变，而同时又不改变样品横截面面积；经多个道次挤压后试样的组织结构均匀，性能 得到提高；可通过热加工与动态回复、动态再结晶的组合工艺达到晶粒细化的效果； 通过调整剪切面和剪切方向可以获得不同的组织结构。 在镁合金e c a p 变形过程中，影响材料组织和性能的工艺参数众多，主要包括模 具结构、变形路径和变形道次、变形温度、变形速度掣5 1 。 1 4 2 静液挤压 静液挤压是一种日益兴起的材料加工及变形的工艺方法，可对其它工艺难加工或 不可能加工的材料进行加工。此工艺最早在1 9 5 0 年左右进入实验阶段，近二三十年来 取得了实质性进展，进入了工业化应用其中室温静液挤压技术及设备最为引人注目， 该技术可将被加工材料的强度提高5 0 - - - 8 0 ，并能保证足够的塑性和韧性4 8 1 。 1 3 1 绪论硕卜学位论文 1 4 2 1 静液挤压原理 静液挤压的工艺原理如图1 6 n 示。被挤压材料置于周围充满介质的，由挤压杆、 高压缸、坯锭、模子组成的封闭体中。当挤压杆接受施压主机提供的动力后，开始在 挤压缸中运动，当介质的压力达到足以克服锭坯材料的变形抗力及变形区中的摩擦力 时，材