（材料加工工程专业论文）铸态zk60镁合金锻造及压缩变形规律的研究.pdf

铸态z k 6 0 镁合金塑性加工性能的研究 摘要 目前对于z k 6 0 镁合金的研究主要集中在挤压态坯料的晶粒细化、超塑性、 复合材料等方面，对于铸态z k 6 0 镁合金的变形行为研究较少。本文通过对铸态 z k 6 0 镁合金锻造过程中的断裂行为和压缩变形规律的研究，得到的如下结果： ( 1 ) 铸态z k 6 0 镁合金固溶处理前后的塑性研究 铸态z k 6 0 镁合金锻造过程中，富集在晶界处的粗大共晶相易造成沿晶开裂， 使材料可加工性降低。通过3 3 0 1 6 h 的固溶处理后，晶界得到细化，材料的室 温力学性能有较大的提高，延伸率由5 5 提高到8 2 ，极限镦粗比从6 0 上升 到8 0 8 5 ，断口由固溶处理前的沿晶断裂为主变为解理断裂为主，沿晶开裂部 位为共晶产物m g z n 2 相和m 9 7 z n 3 相。消除共晶相后，由于塑性变形能力的提高， 锻后组织出现较多的动态再结晶晶粒，细化了铸态z k 6 0 的组织，提高了其可加 工性能，使铸态z k 6 0 镁合金直接进行塑性加工成为可能。 ( 2 ) 固溶处理后的铸态z k 6 0 镁合金单向压缩性能的研究 通过改变变形速度、温度、应变量、变形道次等工艺参数进行单向压缩，发 现铸态z k 6 0 镁合金具有典型的热加工特点，单道次大变形时产生的温升对材料 的可加工性影响较大。采用单向多道次降温压缩进行大变形，可防止变形温升过 高，同时得到细小的晶粒和良好的塑性。 ( 3 ) 固溶处理后铸态z k 6 0 镁合金的多向压缩实验的研究 通过不同道次应变量的多向恒温压缩、多向降温压缩等实验，研究了铸态 z k 6 0 镁合金在多向压缩时的组织演变和应力一应变规律，发现多向压缩较单向压 缩具有更好的晶粒细化效果，且道次压下量越大、道次压缩温度越低，晶粒细化 效果越明显。随着压缩道次的增加，恒温时应力峰值逐渐下降，道次应变量越大， 应力峰值下降越明显；降温时由于变形抗力的增加使应力峰值升高，但可以明显 改善材料的可加工性能，使材料在2 3 0 仍具有良好的塑性成形能力。 关键词：镁合金；z k 6 0 ；锻造；压缩；塑性成形 i i a b s t r a e t a tt h ep r e s e n tt i m e ，t h er e s e a r c h e so nz k 6 0m a g n e s i u ma l l o y sw e r ef o c u s e do n t h eg r a i nr e f i n e m e n t ，s u p e r p l a s t i c i t ya n dc o m p o s i t em a t e r i a l i tw a sl e s st os t u d yt h e c a s t i n gz k 6 0m a g n e s i u ma l l o y sd e f o r m a t i o n i nt h ep r e s e n tp a p e r ，t h ee f f e c t so f a n n e a l i n gt r e a t m e n to nt h em i c r o s t r u c t u r e sa n dp r o p e r t i e so fz k 6 0m ga l l o yw e r e i n v e s t i g a t e d a tt h es a m et i m e ，t h eh o td e f o r m a t i o nb e h a v i o r so ft h ep r e s e n ta l l o y w e r ea l s os t u d i e db yu n i a x i a la n dm u l t i - d i r e c t i o n a lc o m p r e s s i o nt e s t s ( 1 ) t h ec a s t i n gz k 6 0m a g n e s i u ma l l o y sp l a s t i cp r o p e r t ys t u d yf o r ea n da f t e r s o l u t i o nt r e a t m e n t ， d u r i n gt h ef o r g i n g ，t h ec a s t i n gz k 6 0m a g n e s i u ma l l o y sw e r ee a s yt o m a k e i n t e r g r a n u l a rc r a c k t h r o u g ht h ea n n e a l i n ga t 3 3 0 cf o r1 6 h ，t h eg r a i nb o u n d a r y w a sf i n e da n dt h em e c h a n i c a lp r o p e r t yw a si m p r o v e d t h ee l o n g a t i o np e r c e n t a g ea n d u p s e tl i m i tw e r ec h a n g e df r o m5 5 a n d6 0 t o8 2 a n d8 5 f r a c t o g r a p h y d e m o n s t r a t e st h a tt h ea s c a s t a l l o y s t e n s i l ef r a c t u r e c o n s i s to fq u a s i c l e a v a g e f r a c t u r em i x e dal i t t l es h e a rf r a c t u r ea n dt h ea l l o y s t e n s i l ef r a c t u r em o d ea f t e r h o m o g e n i z i n gi sc h a n g e df r o mi n t e r g r a n u l a rf r a c t u r et ot r a n s g r a n u l a rf r a c t u r e i nt h e u p s e t t i n gt e s t s ，m e t a l l o g r a p h i cm i c r o s c o p y ( o m ) a n ds c a n n i n ge l e c t r o nm i c r o s c o p e ( s e m ) w e r e u s e dt oi n v e s t i g a t et h ei n i t i a t i o no ft h em i c r o c r a c k si na s - c a s ta l l o y sa n d t h ei n t e r m e t a l l i cc o m p o u n dm g z n 2o rm 9 7 z n 3i st h es o u r c eo fm i c r o e r a c k sa n d w o u l dr e d u c et h ef o r m a b i l i t yo fa l l o yd u r i n gi t sp l a s t i cd e f o r m a t i o np r o c e s s a f t e r s o l u t i o nt r e a t m e n t ，b e c a u s ei m p r o v e dz k 6 0m a g n e s i u ma l l o y sp l a s t i cd e f o r m a t i o n d e g r e e ，i tc a ng e tm o r ed y n a m i cr e c r y s t a l l i z a t i o n a l lo ft h i sm a d et h ec a s t i n gz k 6 0 m a g n e s i u ma l l o y sc a nd e f o r md i r e c t l y ( 2 ) u n i a x i a lc o m p r e s s i o nt e s t so fa s - a n n e a l e dz k 6 0m ga l l o y t h r o u g hc h a n g i n gt h ed e f o r ms p e e d ，t e m p e r a t u r e ，s t r a i nc a p a c i t ya n dd e f o r m p a s s ，i tw a sf i n dt h a t t h ea n n e a l e dz k 6 0e x p r e s s e do b v i o u sh o tw o r k a b i l i t y c h a r a c t e r i s t i c ，b u tt h et e m p e r a t u r er i s ew a sh i g h u n i a x i a lc o m p r e s s i o nw i t hm o r e s t e p sw a sc a r r i e do u tu pt ol a r g ec u m u l a t i v es t r a i n sa n dg e tf i n eg r a i n e ds t r u c t u r e ( 3 ) u n i a x i a lc o m p r e s s i o nt e s t so fa s a n n e a l e dz k 6 0m ga l l o y t h r o u g ht h ed i f f e r e n tr e d u c t i o ni np a s sd u r i n gc o n s t a n tt e m p e r a t u r ea n dw a r m c o m p r e s s i n g ，i tw a sf i n dt h a t m u l t i d i r e c t i o n a l f o r g i n gi s f a v o r a b l ef o rg r a i n r e f i n e m e n to fz k 6 0a l l o ya n di n t e g r a t e df l o wc u r v ee x h i b i t sa s i g n i f i c a n tw o r k s o f t e n i n ga tm o d e r a t es t r a i n s ，f o l l o w e db ys t e a d y - s t a t el i k ef l o wa tl a r g es t r a i n s w i t hi n c r e a s i n gi np a s ss t r a i n ，f l o ws t r e s sd e c r e a s e sm o r er a p i d l ya n da p p r o a c h e s f a s t e ral o w e rs t e a d y s t a t ef l o ws t r e s s m u l t i d i r e c t i o n a l f o r g i n gw i t hd e c r e a s i n g i i i 铸态z k 6 0 镁合金塑性加工性能的研究 t e m p e r a t u r ec a na c c e l e r a t i v eg e n e r a t i o no fm u c h f i n e rg r a i n s k e y w o r d s ：m a g n e s i u ma l l o y ；z k 6 0 ；f o r g i n g ；c o m p r e s s i o n ；p l a s t i cf o r m i n g 湖南大学 学位论文原创性声明 本人郑重声明：所呈交的论文是本人在导师的指导下独立进行研究所取 得的研究成果。除了文中特别加以标注引用的内容外，本论文不包含任何其 他个人或集体已经发表或撰写的成果作品。对本文的研究做出重要贡献的个 人和集体，均已在文中以明确方式标明。本人完全意识到本声明的法律后果 由本人承担。 作者签名：影磋 日期：协f 年f 月2 7 日 学位论文版权使用授权书 本学位论文作者完全了解学校有关保留、使用学位论文的规定，同意学 校保留并向国家有关部门或机构送交论文的复印件和电子版，允许论文被查 阅和借阅。本人授权湖南大学可以将本学位论文的全部或部分内容编入有关 数据库进行检索，可以采用影印、缩印或扫描等复制手段保存和汇编本学位 论文。 本学位论文属于 l 、保密口，在年解密后适用本授权书。 2 、不保密团。 ( 请在以上相应方框内打“”) 作者签名：多貉 导师签名。毒趴哞 第1 章绪论 1 1 前言 镁合金是实际应用中最轻的金属结构材料，与其它金属结构材料相比，镁及 镁舍金具有比强度、比刚度高，减震性、电磁屏蔽性和抗辐射能力强，易切削加 工、易回收等一系列优点，在汽车、电子、电器、交通、航天、航空和国防军事 工业领域具有广阔的应用前景l l 叫。 但与铝合金相比，镁合金的研究和发展还很不充分，目前镁合金的产量只有 铝合金的1 ，镁属于密排六方结构金属，塑性变形能力差，很难加工成板、带、 棒、型材，因此镁合金主要采用铸件作为结构材料使用【3 】。限制镁合金广泛应 用的主要问题还有：镁合金在熔炼和加工过程中极容易氧化燃烧，镁合金的生产 难度很大；镁合金生产技术还不成熟和完善，特别是镁合金成型技术就更有待进 一步的发展：镁合金的耐蚀性较差，现有工业镁合金的高温强度、蠕变性能较低， 限制了镁合金在高温( 1 5 0 3 5 0 c ) 场合的应用；镁合金的常温力学性能，特 别是强度和塑韧性有待进一步提高；镁合金的合金系列相对较少，变形镁合金的 研究开发严重滞后，不能充分适应不同场合的要求等【4 1 。 镁合金的发展潜力和应用优势，引起了许多国家政府、企业和研究机构对镁 合金及其成形技术的高度重视，投入了大量的人力、财力进行开发研究，随着对 镁及其合金的制备、加工技术及相关基础问题的研究，上述问题可望得到很好的 解决。 1 2 镁合金的分类 一般来说镁合金的分类依据有三种：合金化学成分、成形工艺和是否含锆【9 】。 按化学成分，镁合金主要分m g - a i 、m g - z n 、m g - m n 、m g - r e 、m g z r 、m g t h 、 m g - a g 和m g - l i 等二元系，以及m g - a 1 - z n 、m g - a i m n 、m g - m n - c e 、m g - r e - z r 、m g z n - z r 等三元系及其它多组元系镁合金。镁合金种类不如铝合金、锌合金丰富。最近有人研究 通过微合金化重新设计现有镁合金，即加入微量表面活性元素如钙、锶、钡或锑、锡、 铅和铋。此外，钍已经成为某些合金系如m g - t h z r 、m g - t h - z n - z r 、m g - a g t h z r 等的 组元，这些含钍镁合金可以应用于导弹和宇宙飞船上，然而由于钍存在放射性并危害环 境，这些合金基本上被限制使用。英国将含钍量超过2 m a s s 的合金列为放射性材料， 要求进行特殊处理，这就增加了加工成本和难度。目前人们正在研制和生产替代含钍镁 合金部件的铸件。稀土元素能够改善镁合金的高温性能，从而开发应用于高温环境的新 型稀土镁合金是当代镁合金研究领域的一个热点。 按成形工艺，镁合金可以分为铸造镁合金和变形镁合金。两者在成份、组织性能上 存在很大差异。铸造镁合金多用压铸工艺生产，主要应用于汽车零件、机件套壳和电气 构件等，其主要工艺特点为生产效率高、精度高、表面质量好、铸态组织优良、可生产 薄壁及复杂形状构件等。合金元素铝可以使镁合金强化并具有优良的铸造性能。为了易 于压铸，镁合金中的含铝量需要大于3 。锌虽然可以强化镁合金，但其含量超过2 后 具有热裂倾向。锰生成a 1 m n f e 化合物，此化合物沉入熔体渣中后具有降铁作用，并能 够细化晶粒。稀土元素能够改善镁合金的铸造性能。n i 、f e 、c u 对镁合金耐蚀性有害， 因此严格控制f e m n 比将明显改善镁合金的耐蚀性。为了使镁合金能够大量用作结构材 料，开展变形镁合金的研制非常必要。由于密排六方的镁变形能力有限，易开裂，因此 早期的变形镁合金要求其兼有良好的塑性变形能力和尽可能高的强度，对组织的设计， 大多不含金属间化合物，其强度的提高主要依赖合金元素对镁合金的固溶强化和塑性变 形引起的加工硬化。例如，最初采用m g - 1 5 m a s s m n 合金，加入t h 以明显改善镁合 金强度、塑性和高温性能。目前，变形镁合金中主要含有a l 、m n 、r e 、y 、z r 、z n 等 合金元素。这些元素一方面能提高镁合金的强度，另一方面能提高热变形性，以利于锻 造和挤压成型。a z 3 1 b 和a z 3 1 c 是最重要的工业用变形镁合金，具有良好的强度和延 展性。两者区别在于所允许的杂质含量。a z 系列合金随a l 含量提高轧制开裂倾向增加， 因此a z 6 1 合金很少以板材形式出售。目前开发成功的z k 6 0 镁合金也是一种很有前途 的新型变形镁合金。 铝、锆为镁合金中的主要合金元素。根据是否含有铝，镁合金可以划分为含铝镁合 金和无铝镁合金两类。由于大多数镁合金不含铝而含锆，从而市售镁合金系也可以按照 是否含锆划分为无锆镁合金和含锆镁合金两大类。锆对镁合金具有强烈的晶粒细化作 用，但是z r 和a i 、m n 会形成稳定的金属间化合物并沉入坩埚，从而无法开发含铝的 a k 系镁合金。 1 3 镁合金系中的合金相 1 3 1m g a i z n 系 a z 系镁合金是最重要的工业用变形镁合金，具有优良的强度和延展性。a z 系中典 型的镁合金为a z 3 1 镁合金。 a z 3 1 镁合金铸锭组织基体为a 固溶体，少量的第二相m g1 7 a 1 1 2 呈骨骼状分布于枝 晶间和晶界处。由于偏析和在晶界以及枝晶间存在m g1 7 a 1 1 2 第二相，使镁合金的热塑性 降低，加工性能变坏。因此，为保证后续热轧开坯工艺的实施和提高合金的组织成分的 均匀性，需要对合金铸锭进行均匀化处理。均匀化处理过程中，通过原子扩散，可在很 大程度上消除晶内偏析和内应力，改善铸锭化学成分与组织的不均匀性，提高其工艺塑 性。经均匀化处理后的组织，在基体上的枝晶数量大大减少，在枝晶之间以及基体上还 存在着少量的m g1 7 a l l 2 第二相【l 。 m g1 7 a 1 1 2 是a z 3 1 镁合金中唯一的化合物相，为体心立方结构，晶格常数a = 1 0 5 4 3 8 n m 。m g1 7 a l l 2 相的形成机制、存在状态、数量、大小、分布以及晶体学位向关 系无疑对会金的性能有不可忽视的影响。研究表明，m g1 7 a l l 2 相可以以连续和不连续沉 淀两种方式从m g 基体中析出，当时效温度高于2 0 5 c ，m g1 7 a 1 1 2 相以连续方式析出；当 温度较低时，通常以不连续沉淀方式析出。罗承萍等人i ：1 1 1 2 对m g ”a i i 2 相与基体之间的 位向关系进行了细致的研究。他以a z 9 1 镁合金为基础合金，发现了经固溶时效处理的 a z 9 1 合金中具有4 种形态和位向关系的析出相，有板条状( 记为t m g1 7 a 1 1 2 占9 0 以 上) 、六棱柱状、短棒状及少量的等轴状，透射电镜研究表明其中板条状、六棱柱状、 短棒状析出相分别与镁基体保持b u r g e r s 、c r a w l e y 和p o t e r 位n 关系，同种析出相颗粒之 间或异种析出相颗粒之间能形成不具孪晶结构的 1 1 2 伪孪晶关系。促进与基面垂直方 向析出物的析出将有效提高合金的强度。 目前，研究者在改善a z ( m g a 1 z 1 1 ) 系镁合金组织、提高性能方面做了大量工作。 由于a z 3 1 镁合金合金元素含量较低，固溶强化和时效强化效果不明显，因此研究工作 主要通过微量元素合金化和复合合金化的手段来达到改善组织的目的。微量元素主要通 过改善合金相的形态结构特征、形成新的高熔点、高热稳定性的第二相或细化组织晶粒 来进一步提高m g a 1 z n 合金的常温和高温性能。大量研究表明，c a 、s r 、s n 、b e 、s b 、 y 、n d 、c e 等微量元素一种或几种加入可以有效地改善a z 系镁合金的组织。有研究表 明，当稀土c e 含量小于l 时，a z 3 l 镁合金随着c e 含量的增加，在镁基体晶界上的共 晶相也不断增加，当含量达到l 时，共晶相在镁基体晶界上逐渐连成网状阻止了晶粒 长大，使晶粒细化，抗拉强度和塑性都明显提耐b 】。熏庆大学汪凌云等【1 4 】对a z 3 1 镁合 金中加入c a 、s r ，获得了4 0 5 0 1 岬的铸态晶粒组织，明显改善了合金的后续加工性能 和力学性能。 a l 是镁合金中常用的特征元素。根据m g - a 1 二元相图，平衡结晶时，4 3 7 发生共 晶反应：l n ( m g ) + 9 ( m g1 7 a 1 1 2 ) ，共晶点含3 2 3 a 1 ，共晶温度时，a l 在m g 中溶解 度为1 2 7 。随温度下降溶解度降低，至1 0 0 时降为2 。当a l 含量小于1 0 时，随 着舢含量增加，m g 合金的液相线及固相线温度均降低，m g 合金的抗拉强度提高；伸长 率则随着a l 含量增加先是提高然后下降。当舢含量大于4 时，m g a 1 合金的耐腐蚀性 能迅速提高；另外，合金有最高的应力腐蚀敏感性，且敏感性随着舢含量的增加而增加， m g 合金中a l 含量在门槛值( 0 1 5 2 5 ) 之上将导致s c c ，在6 a 1 时影响达到最大。 z n 也是镁合金中常用的特征元素。根据m g z n 一- - 元相图，平衡结晶时，3 4 0 c 发生 共晶反应：l 一一m g + m 9 7z n 3 。m 9 7z n3 属于亚稳定相，随后冷却过程中分解为a - m g + m 9 7 m 。共晶点含5 1 2 z n ，共晶温度时，z n 在m g 中的溶解度为6 2 。随温度降低， 其固溶度随温度的降低而显著减少，至1 0 0 1 2 时降为2 以下。当z l l 含量较小时f w l 时) ，z n 在m g 中的作用一方面表现为自身的固溶强化，另一方面，少量的z n 还可以增加 a l 在m g 中的溶解度，提高a i 的固溶强化作用。z n 含量大于2 5 时则对合金的防腐性能 有负面的影响。 在m g a 1 z n 合金中，铝锌比是值得重视的一个参数。通过改变a l 、z n 含量比例， 对m g - a 1 z n 合金进行力学性能测试后得出，当a l 质量分数较低( 8 ) 时，随着z n 含量增加，抗拉强 度降低，伸长率提高。为了获得具有良好综合力学性能的合金，a 1 、z n 含量应有合适的 比例。有人研究了不同z n 、a l 含量对m g a i z n 合金铸造性能的影响，如图1 l 示。 冰 瓷 乏 y ( 商矾) 围1 1z n 含量对镁台金铸件性能的影响i ”i 图中对应的3 个区域为可铸造区、热裂区和脆性区。当含z n 质量分数很小( 1 ) 时， m g a 1 z n 合金处于可铸造区，随着z n 含量增加，进入热裂区，该热裂区随a l 含量不同 而变化；当z n 含量进一步增加时，进入可铸造区和脆性区。因此，要保h q ! m g - a 1 z n 合 金具有良好的铸造性能，a 1 、z n 含量应有一个合适的比例。 1 3 2m g z n 系 m g a i 合金具有较好的室温强度，但是其温度稳定性差。由于通过添加合金元素而 进一步提高m g a 1 合金高温性能的作用有限，人们将注意力转而投向m g - z n 合金系。 m g - z n 合金系的研究集中在通过加入第三组元元素来降低m g z n - - 元合金的脆性、热收 缩性以及细化晶粒方面。这类合金的主要合金相已基本确定。 锌在共晶温度3 4 0 时在镁中的溶解度为6 2 ，溶解度随温度降低而减小，1 0 0 时降n 2 以下。工业用镁合金中锌含量一般不超过7 。锌起固溶强化和时效硬化的作 用，提高合金强度和高温蠕变抗力。锌还可以消除镁合金中铁、镍等杂质元素对腐蚀抗 力的不利影响1 1 6 , 1 7 , 1 8 i 。 铸态：m g z n 合金中的共晶化合物为m 9 7 z n 3 ( 或m 9 5 1 z n 2 0 ：体一c , q e 交点阵，空间群为 i m m m ，点阵常数a = 1 4 0 8 3 n m ，b = 1 4 4 8 6 n m ，c = 1 0 2 5 n m 1 9 1 ) ，另外还存在着合金凝固冷 却过程中由该共晶相分解而来的m g z n 相和m g z n 2 相【1 9 】。m g z n 共晶化合物以离异共晶形 式分布在晶界和枝晶间。 固溶时效态：固溶处理过程中共晶相将继续发生分解。m g 一9 z n 一- - 元合金经3 1 5 。c 、 4 h 固溶处理后，共晶化合物完全分解形成m g z n 2 l a v e s 相与n ( m g ) 固溶体相互交织的混合 产物1 1 9 。与m g - a i 合金不同，m g z n 合金在时效过程中有共格g p 区和半共格中间沉淀 相形成，其时效析出序列为1 2 0 ： s s s s g p 蹦l e s d lm g z n 2 ) 一p 2 ( m g z n 2 ) 一m 9 2 z n 3 其中，s s s s 表示过饱和固溶体；g p 区呈圆盘状，与基体半共格，盘平行于 0 0 0 1 m i g ；p l 呈棒状，与基体完全共格，棒垂直于 o o o l m s ，密排六方结构，a = o 5 2 r i m ，e = o 8 5 r i m ， 该相的析出对应于合金的时效硬化峰值；1 3 2 呈圆盘状，与基体完全共格，盘平行于 0 0 0 1 m g ，( 1 1 2 0 ) l 恤z i l 2 ( i o i o ) m g ，密排六方结构，a = o 5 2 n m ，e = o 8 4 8 n m l 2 0 1 ；艮的大量 析出侵合金开始发生过时效口”。过时效生成的平衡非共格析出相m 9 2 z n 3 属三角系， a = 1 7 2 4 n m ，b = 1 4 4 5 n m ，c = 0 5 2 n m ，y = 1 3 8 。1 2 0 1 。 m g z n 系合金最主要的缺点是晶粒粗大，易形成显微孔洞，加z r 可以细化晶粒，改 善其性能，因此，m g z n 合金中一般都要加入一定量的z r 。z r 细化晶粒的主要原因是其 在液态m g 中的溶解度很小，在液态m g 结晶时，z r 首先以a z r 质点析出，而d z r 与m g 均 为密排六方晶格，且晶格常数非常接近，因此n z r 作为异质晶核促进m g z n 合金的晶粒 细化。 1 4 镁合金的塑性成彤工艺特点 1 4 1 镁及镁合金的塑性变形机制 镁是六方晶体结构，滑移系少，因而室温和低温塑性较差，容易发生脆断。温度提 高后可激活一些滑移面，滑移系增多从而塑性提高。单晶体的塑性变形机构主要是滑移 和孪晶，而对于多晶，除了单晶粒内产生滑移和孪晶外，还必须保证各个晶粒之间的协 调才能产生塑性变形瞄l 。高温变形中还有扩散性形变及晶间滑动和移动 ( 1 ) 滑移 镁合金在温度低于2 2 5 c 时塑性变形限于基面 0 0 0 1 ( 1 1 2 0 ) 滑移和锥面 1 0 1 2 ( 1 0 1 1 ) 孪晶。在提高温度的情况下，第一级锥面 1 0 1 1 和 1 1 2 1 滑移系，第二级锥面 f 1 1 2 2 移系也可被激活，从而大大提高镁合金的塑性。 ( 2 ) 孪生 一般情况下孪生只发生在较高的应变速率和较低的温度下。孪生不仅是变形的一种 方式，而且由于孪晶的形成改变了晶体的位向，使其中某些原处于不利的滑移系转变到 有利于滑移的位置，激发进一步的滑移和变形。对于滑移系少的h c p 金属孪生变形尤 为重要。镁中常出现的孪生是 1 0 1 2 ) ( 1 0 1 1 ) ，另外孪生还可发生在 1 0 1 3 ) 、 1 0 1 4 、 f l l 2 ll 等晶面上。 1 4 2 镁合金塑性成形工艺特点 1 4 2 1 塑性成型坯料 镁合金塑性加工用坯料主要有铸锭和挤压棒材，大多数情况下都采用挤压棒材，仅 在加工大型模锻件时才采用铸锭作为坯料。镁合金挤压棒材的特点是塑性好，但其机械 性能的异向性比铝合金挤压棒材严重。这是由于在挤压过程中除形成纤维组织外，密排 六方晶格的基面逐步转向与挤压方向重合而造成的。为了获得机械性能均匀的加工件挤 压棒材，应尽可能减少机械性能异向性。挤压前应进行均匀化退火，并要增加挤压时的 变形程度。镁合金下料可在圆盘锯或在车床上进行而不采用剪切下料，以防在切口处形 成裂纹。由于镁屑易燃，切削速度应缓慢，切削时不用润滑剂和冷却液，以防镁屑燃烧 和毛坯受到腐蚀。切屑要单独存放，工作场地要清洁，以防烟火和爆炸。 1 4 2 2 镁合金的塑性变形温度 镁合金有良好的导热性，任何尺寸的毛坯或铸锭均可不经预热而直接放入炉膛丙加 热。但镁合金中的原子扩散速度慢，强化相的溶解需要较长时间，故实际采用的加热时 间还是较长的。镁合金属于低塑性合金，其塑性加工温度范围比铝合金窄，镁合金的加 热温度和保温时间不仅影响合金的塑性，而且还影响加工后的组织和机械性能。这是因 为镁合金没有相变重结晶。多数镁合金是不能通过热处理强化的，如果加热温度过高、 保温时间过长或者加热次数过多，则晶粒尺寸增大，使镁合金的抗拉强度和屈服强度降 低，产生软化现象。这种晶粒长大的软化现象不能靠随后的热处理来补救，所以必须严 格控制加工工艺。 大多数情况下镁合金塑性加工件的力学性能取决于加工中的应变硬化，故应特别重 视加热所产生的软化和变形强化的综合效果，尤其最终加工工序的加热温度应取下限才 能保证产品性能，但若温度过低将形成塑性加工裂纹。 镁合金塑性成形加工的一个重要目标是细化晶粒，对于在加工温度下晶粒迅速长大 的合金，实际中可采用降低1 5 - 2 0 的温度进行加工。对于具有很小变形温度区间的工 件，常在最低允许温度下加工，以得到应变硬化。 镁合金毛坯一般在箱式电炉中加热，在4 8 0 以下不需要惰性或还原气体。由于加 工温度远低于各种合金的熔点，若控制适当，不会引起燃烧。必须保证炉内温度均匀， 若装有鼓风机等强制空气循环装置对均匀加热极为有利。 1 4 2 3 镁合金塑性成形的特点 镁合金常温下容易脆裂，难以进行塑性成形加工。2 0 0 以上时塑性明显提高，2 2 5 以上时塑性提高更大，因此镁合金宜在2 0 0 。c 以上成形。镁合金a z 3 1 b 在热态下具 有较高塑性，甚至在不利的应力应变状态下也可以变形，但变形速度不能太大。镁合 金在较高温度下，尤其4 0 0 * ( 2 以上很容易产生腐蚀氧化，不宜塑性加工。镁合金的变形 温度范围较窄，与冷模接触时极易产生裂纹，所以必须对模具预热。由于坯料与模具的 接触面积较大，变形时间较长，所以模具的加热温度要低于坯料加热温度。一般模具的 加热范围为2 0 0 3 0 0 。c 。挤压镁合金时为了减轻坯料与挤压筒之间的摩擦，通常采用润 滑剂，同时润滑剂还可以起到隔热作用，提高模具寿命。润滑剂一般采用石墨+ 动物油 等。当变形速度高时，因变形引起的热效应会使挤压毛坯的温度升高，从而使流变应力 明显降低，当变形速度再增高时，虽然毛坯的升温明显，但是由于变形过程中金属的加 工硬化速度比再结晶过程的软化速度快，坯料流变应力不但不减小反而明显增大。镁合 金a z 3 l b 在压力机上变形时变形温度在3 5 0 - - 4 5 0 c 的范围内塑性最高，当在锤上变形 时变形温度范围缩小为3 5 ( k 4 0 0 。c 。 由于镁合金对变形速度极为敏感，所以变形速度不能太大。随着变形速度的增加， 镁合金的塑性显著下降，大多数镁合金在锤上变形时允许变形程度不超过3 0 , - 4 0 ， 而在压力机上变形时变形程度可达6 0 0 一9 0 。所以液压机或慢动作机械压力机是镁合 金自由锻和模锻的最常用设备。镁合金很少用锤及高速压力机进行锻造，因为在这样的 设备上加工若不采用很严格的工序将会产生裂纹。 1 4 3 镁合金塑性加工技术的研究进展 由于镁合金滑移系较少，塑性变形能力较差，且对加工温度要求严格，因而锻造有 困难，镁合金的塑性加工技术目前研究很少，精锻工艺更少，发展较慢，限制了变形镁 合金的大量应用【2 扪。目前镁合金重要航空航天零件主要采用等温锻造技术，如大型直升 机上机匣。镁合金组织性能受塑性变形影响很大因此可以通过塑性加工过程控制或改 善镁合金坯料的组织性能，因而研究塑性加工工艺是很重要的，尤其是热挤压工艺。国 际镁协会指出，虽然铸造镁合金目前占主导地位，但经过挤压、锻造、轧制等塑性加工 工艺加工的镁合金产品具有更高的强度、更好的延展性和更多样化的机械性能【2 4 埘】。镁 合金变形抗力低，与加工成形铝合金相比可使模具寿命提高一倍。 小坂田等对镁合金z k 6 0 ( m b l 5 ) 的锻造及挤压工艺进行了试验研究1 2 7 】。该材料的强 度极限为3 3 0m p a ，弹性极限为2 8 0 m p a ，延伸率1 5 。用镦粗实验研究流动应力：( 上 模为室温，下模1 0 0 ，初始压下速度为3 0 0 m r n s ，平均应变率为1 0 s “1 ，得出的主要结 论为：( 1 ) 2 0 0 。c 以下发生剪切断裂；( 2 ) 2 0 0 3 0 0 ( 2 有显著加工软化现象，变形不稳定， 试件呈蘑菇状，交叉部位晶粒细化；( 3 ) 最佳锻造温度为3 0 0 , - 4 0 0 ( 2 ，镦粗压下量可达7 0 ，试件呈桶状，晶粒变化不大；( 4 ) 4 0 0 * c 上坯料发生严重氧化；( 5 ) 2 0 0 , - - 4 0 0 c 涠t 度下 流动应力均表现出加工软化。他们还进行了反挤压实验，坯料挤压温度为1 5 0 2 5 0 ， 挤压比为1 8 ，无润滑剂，模具不预热，初始压下速度为2 0 0 m m s 。主要破坏方式为：侧 壁破裂和填充不满。坯料温度1 5 0 。c 以下，试件全部破裂；适宜挤压温度为2 0 0 2 5 0 c ， 该温度下试件无破裂，底厚可达l m m 。 陈拂晓等2 9 1 对变形合金m b 2 6 进行了超塑实验研究。m b 2 6 是由m b l 5 j 1 1 入稀土元 素钇形成的，特点是强度高、强耐热性、耐腐蚀性、密度低。通过超塑拉伸实验得出的 主要结论是，m b 2 6 在宽范围内2 5 0 - 4 8 0 、应变率1 6 7 1 0 4 卅1 1 0 。2 s “有超塑性； 在3 5 0 - 4 5 0 温度范围内有良好超塑性，延伸率高于5 2 0 ；在4 0 0 、应变率1 1 7 1 0 - 2 s “ 时延伸率达1 4 5 0 ，流动应力仅为8 7 m p a ，应变速率敏感性为m = 0 6 。温度对超塑性的 影响大于应变率。m b 2 6 的超塑温度e l m b l 5 和z k 6 0 a 高1 0 0 。应变率高l o 倍，延伸率 高。他们还进行了超塑压缩实验。发现在3 0 0 , 4 5 0 c 、应变速率4 1 1 0 。4 s - l 4 1 1 0 3 s 。3 条 件下m b 2 6 有超塑性。4 0 0 c 、应变速率8 3 1 0 4 s 4 时，流动应力为1 8 m p a ，应力比拉伸 时高2 3 倍。他们还对m b 2 6 合金进行了超塑挤压实验，温度为3 5 0 ，应变率为4 1 1 0 。2 s ，挤压速8 1 2 m m m i n 。发现热轧或热挤合金可以不必热处理直接挤压，润滑剂采用 水基石墨。挤压后，强度降低2 0 3 0 m p a ，塑性稍有增加。最近美 w a y n es t a t e u n i v e r s i t y 的l i u l 3 0 , 3 1 】研究了镁合金a z 3 1 ( m g 3 a 1 z n ，相当于m b 2 ) 的大晶粒镁合金超塑性现象及 微观结构变化。发现该合金在0 5 1 0 七s 4 速率及3 5 0 5 0 0 。c 时有超塑性现象，初始晶粒 2 5 0 1 a m 降至5 0 1 a m ，3 0 0 , 4 0 0 。c 最大延伸率为1 7 0 。这为变形镁合金的应用提供了重要前 景。 德国奥迪汽车公司采用热冲压法成功地生产镁合金汽车件。典型的零件有汽车内门 板1 3 。3 3 j ，例女l l p o l o 两门车应用内镁外铝混合车门，用镁板可比用钢板减重5 0 ，比用铝 板减重2 0 。镁合金板材在常温下塑性差，易裂，宜在2 2 5 。c 以上进行热冲压成形。例 如，在1 7 5 * c 镁合金板杯形件拉深的拉深比可达2 0 ，而在2 2 5 时可达3 0 ，超过了钢板 和铝板在室温下的拉深比( 分别为2 2 和2 6 ) 。在该温度下镁合金冲压成形性能与钢板和铝 板在室温下的冲压性能相近。镁合金拼焊板冲压件也是镁合金的一个重要应用方式。 等温锻造【3 4 3 5 】是镁合金的重要加工方法。镁合金导热系数很大( 钛、铁、镁、铝分 别为1 6 7 6 、8 3 4 、1 6 7 2 5 、2 0 9 5 w m 。c ) ，为钢的两倍，锻造温度范围窄( 1 5 0 口( 2 ) ，遇 模具降温很快，塑性降低，变形抗力增大，充填性能下降。因此适合于等温锻造成形。 吕炎教授p 4 35 等采用等温锻造工艺成功的成形了复杂的镁合金飞机上机匣，是目前我国 最大的镁合金模锻件，投影面积达0 4 m ：。 1 5z k 6 0 镁合金的研究现状 1 5 1z k 6 0 镁合金的发展历史 1 8 0 8 年，h u m p h r e yd a v e y 首次从汞合金中分馏出汞和镁；接着在1 8 5 2 年b u n s e n 第 一次使用电解法从氯化镁中电解得到镁。至此，镁及镁合金作为一种新型材料蹬上历史 舞台。在两次世界大战期间镁及镁合金得到了突飞猛进的发展。 1 9 3 7 年，德国人s a u e r w f l d 偶尔发现z r f l b 强烈的细化镁合金晶粒，但是由于z r 的熔 点( 1 8 5 2 c ) 较m g 的熔点( 6 4 9 。c ) 高出许多，再力l - z r 极易与镁合金熔炼过程中出现的a l 、 m n 、s i 等形成稳定的化合物，而起不到晶粒细化的作用，因此很难将m g 、z r 合金化。 直到1 9 4 8 年，人们才找到了合适的含z r 的中间合金，成功地将z r 加入到镁合金。又由于 z n 对镁合金有极强的强化作用，因此便诞生了新型的m g z n - z r 合金，z k 6 0 合金就是该 合金系中性能最优越的一种 z k 6 0 合金在2 0 世纪4 0 年代末首次开发成功后，6 0 年代后期进入工程应用领域，到 现在为止已经研究几十年。目前，世界各国对z k 6 0 的研究主要集中在塑性、超塑性和 复合材料的研究方面。 1 5 2z k 6 0 合金的组织 由于目前尚无m g z n z r - - - ：元合金相图，所以人们对其组织的研究只能依靠m g - z n 、 m g z r 、z n z r 二元合金相图( 如图1 2 ) 进行分析。 z r 原子z n 原子x 耵一 l + l z r i j i 。l l + l a z n i 删w 拈 _ 一 ， - 岫4 ：一 ， f j l z r 重量 n 5i oi _ 52 d 驰 田1 2g g - - n 、袖r - z r - - 元合金相圈 z r 重量 因为z i l 是z k 6 0 合金的第一主加元素，所以人们对m g - z n 相图和m g - z n z 元合金做 了大量的研究，希望从中得到启示。目前所得到的最为详实的m g z n 相图是由j b c l a r k ， l z a b f y r ，z m o s e r3 ) k 在其他人的研究基础上使用热动态模型绘制的【36 1 。表1 1 是m g z n 二元相圈中主要相转变和对应的温度和转变类型，合金成分为原子百分数m ) 。 j b c l a r k 等人还进一步指出，m g z n 一- - 元合金中的亚稳相主要是在共晶体m g t z n 3 的分解和m g z n 从一m g d o 的析出过程中形成的。g p 区则是在7 0 c 过饱和固溶体的时效过 程中形成。m g - z n 合金的时效硬化效果来源于与基体共格且垂直于基体的细而长的杆状 m g z n 相的强化。m g t z n 3 极易分解，只在约1 0 ( 2 的范围内稳定。 l y w e i ，g l d u n l o p 和h w w s t e n g e n 等人研究了铸态m g 一9