大塑性变形材料及变形机制研究进展.docx
《大塑性变形材料及变形机制研究进展.docx》由会员分享，可在线阅读，更多相关《大塑性变形材料及变形机制研究进展.docx（12页珍藏版）》请在冰点文库上搜索。
大塑性变形材料及变形机制研究进展
一画‰糍有色合金及压铸
大塑性变形材料及变形机制研究进展
路君,靳丽,曾小勤,丁文江
（上海交通大学轻合金精密成型国家工程研究中心,上海200030
摘要:
大塑性变形技术（SPD具有将铸态粗晶金属的晶粒细化到纳米量级的巨大潜力。
综述了SPD技术的分类、优势及其存在问题;介绍了材料在SPDhv工过程中的组织转变特点,指出如果超塑性成形能够在镁合金等中得到成功的应用,则可大大拓宽其实际应用领域;描述了SPD细化铝、镁、钛等合金后的微观组织、塑性变形机制与力学性能,最后对大塑性变形技术的应用前景进行了展望.
关键词:
大塑性变形;铝;钛;镁合金;微观组织;力学性能;变形机制
中图分类号:
TGl46.2文献标识码:
A文章编号:
1673-3320（200801-0032-05
DeformationMechanismofSeverePlasticDeformationAlloy
LUJun,JINLi,ZENGXiao—qin,DINGWendiang
（NationalEngineeringResearchCenterofLightAlloyNetForming,,ShanghaiJiaotongUniversity,Shanghai200030,China
Abstract:
Severeplasticdeformation（SPDisaneffectiveroutetorefiningcoarse—grainsizeintonanometerregime,theSPDtechnicalclassification.advantageanditexistenceproblemarereviewed.ThecharacteristicsoftheorganizationofmaterialwhichchangewithinprocessingintheSPDisintroduced,alsopoimsoutsuperplasticitycangetasuccessfulapplicationinthemagnesiumalloyete.,whichmaygreatlyopenupitspracticalapplicationdomain;thendescribestheorganization,theplastic
deformationmechanismandmechanicspropertiesofAl’Mg,TiMloyafterSPD,finallyfurtherimprovementsandapplicationsofSPDmaterialareputforward.
Keywords:
Severeplasticdeformation;Aluminum;Titanium;Ultrafinegrainedmagnesiumalloy;Microscopicorganization;Mechanicalproperties;Deformationmechanism
大塑性变形法（SeverePlasticDeformation,SPD具有将粗晶材料的晶粒细化到纳米量级的巨大潜力,是近年来逐步发展起来的一种独特的超微粒子（纳米晶和亚微晶金属及其合金材料制备工艺。
它是指材料处于较低的温度（通常低于0.4Tm环境中,在大的外部压力作用下发生剧烈塑性变形,从而将材料的晶粒尺寸细化到亚微米或纳米量级的一种工艺。
强应变大塑性变形可以在低温条件下使金属材料的微观结构得到明显的细化,从而大大提高其强度和韧性。
SPD法细化晶粒的原因在于这种工艺能大大促进大角度晶界的形成。
本文综述了SPD法制备材料的常用方法,分析
l
32l2008年第l期了材料在SPD加工过程中的组织转变特点及其SPD细化合金的微观组织与力学性能,并在此基础上论述了大塑性变形法的实际应用,指出了当前研究中存在的主要问题,并展望了大塑性变形的应用前景。
SPD技术能将粗晶材料有效地细化到亚微米甚至纳米尺度范围,而且获得的SPD纳米结构材料具有结构致密、组织均匀、颗粒细小、界面清洁等诸多优点,因而在基础研究和应用领域受到越来越多的关注。
大塑性变形被认为是块体金属实现纳米化最为有效的途径之一。
1SPD技术分类及其存在问题
大塑性变形材料及变形机制研究进展路君等
SPD法有两种:
等通道转角挤压（ECAE和大扭转塑性应变法（SPTS。
最近几年,SPD技术得到了迅速的发展,出现了一些大塑性变形工艺:
往复挤压（ReciprocatingExtrusion,RE、等通道转角挤压（EqualChannelAngularExtrusion,ECAE、高压扭转变形（HighPressandTorsion,HPT、叠轧（AccumulativeRollBonding,ARB、反复折皱一压直（RepetitiveCorrugationandStraightening,RCS、搅拌摩擦加工（FrictionStirProcessing,FSP等。
大量的研究表明,SPD法可有效地将多晶材料的晶粒尺寸细化至微米尺度以下。
目前已开发的SPD工艺中有3种晶粒细化机制:
形交诱导晶粒细化、热机械变形细化晶粒和形变组织再结晶导致晶粒化。
块体超细晶粒材料由于具有大量与众不同的特性,可做超高强度材料和超塑性材料等,广泛应用于航空航天等领域。
大工业规模生产超细晶材料是全球金属工业追求的核心技术之一。
用传统加工技术,例如轧制、锻造和挤压等方法产生大塑性形变来细化晶粒有很多问题,其中最基本的问题是在获得足以生成细晶（微米级或超细晶（亚微米级的大塑性形变后工件的尺寸至少在一个尺度上变得很小,从而限制了材料的实用价值。
通过大塑性形变细化显微结构是生产超细晶金属结构材料的有效方法。
到目前为止,在结构钢和低合金钢,铝、钛、铜、镍、镁金属及合金等诸多材料中利用大塑性形变已获得亚微米级超细晶显微结构,并有小规模成功应用于医疗器械和体育器材等领域的实例。
为克服传统工艺施加大塑性形变的困难而开发的ECAE、ARB等方法在原则上可用于大规模工业化生产,但在工艺设计、生产成本和生产效率以及应用范围等方面还有很多问题,工业开发价值有限。
2SPD,Jfl工过程中材料的组织转变特点在SPD加工过程中,变形体中的晶粒和晶界都会参与变形。
由于低温条件下晶粒内部较晶界更易变形,最初的形变主要发生在晶粒内部,随着变形的增加,晶界也会发生转动或滑动。
块体材料在SPD}JI工过程中晶粒的细化机制及模拟、非平衡态晶界的形成、变形织构的空间分布及再结晶遗传行为是目前SPD技术的研究重点。
这些研究不仅可以揭示SPD材料的组织与性能的关系,而且可以加深对SPD变
形机制的认识,进而指导SPD工艺的改进与提
高。
2.1晶粒细化
细化晶粒不仅可以提高材料的强度,而且
还可以改善塑性,一直是金属结构材料的研究
热点。
细化晶粒是改善材料性能的有效手段,
传统的压力加工技术（如轧制、挤压、拉拔和锻
造等可以细化晶粒（微米量级。
纳米结构金属
由于具有很小的晶粒尺寸（20---500nm和独特
的缺陷结构,从而表现出优异的物理、力学性
能。
2.2大角晶界
一般认为相邻晶粒的取向差大于150的晶界
是大角晶界…。
许多研究表明,SPD材料在塑
性变形过程中其晶粒不断地侧倾和转动,逐渐
形成大角晶界[1—2J。
Rybin[3】认为经过大塑性变
形后,形变诱导晶界的最大晶界取向差可以由
公式万。
。
动0一占o计算。
式中:
A和占。
是实验测得的常数,s为材料经历的塑性变形量,s。
可以
视为由于塑性变形导致亚晶界的基本应变量。
公式表明形变量越大,形变诱导晶界的取向差
越大,纳米晶块体SPD材料中的大角晶界正是
强烈塑性变形的结果。
在变形晶界处存在晶格畸变和大量的缺
陷,比如塞积位错和空位等,会在晶界处产生
残余应力。
在随后的低温再结晶退火过程中,
晶格畸变和缺陷得到恢复,晶界在迁移过程中
吸收位错,会促使SPD材料中的晶界角度进一
步加大。
所以,低温再结晶退火可以增大纳米/
超细晶块体SPD材料中大角晶界的比例。
2.3变形织构
在SPD加工过程中,多晶体的晶粒会逐渐
转动到一个较一致的晶粒取向,形成变形织
构。
织构的类型及强度与具体的加工工艺有直
接的关系。
比如,HPT材料具有丝织构,ECAE
材料具有复合织构[引,而ARB和MSCR材料具
有强烈的板织构【钊。
变形织构一般会在随后的
再结晶退火过程中遗传给新晶粒,形成再结晶
织构。
.
块体纳米/超细晶SPD材料中通常具有较锋
锐的变形织构,会强烈地影响材料的组织与性
能。
采用MSCR工艺加工CrMoV钢板,变形量
20。
8年第-期I33
一画‰黼
超过75%时,钢带中的板条马氏体组织会呈定向平行排列,形成（100织构取向带嵌于（111基体中的一种片层状结构。
片层结构中马氏体板条间距约为90nm。
这种组织在未退火时已具有超高强韧性,并且对裂纹和应力腐蚀都不敏感,也没有一般超高强度钢的低温脆断问题[钔。
目前,对SPD材料的变形织构的研究还比较少,有必要进一步加强这方面的工作[引。
2.4硬度及热稳定性
在SPD挤压过程中,不仅晶粒细化,而且材料处于非平衡态,缺陷密度和内应力明显提高,因此材料的硬度大幅度提高。
传统的冷加工变形再结晶温度随应变量的增加而降低。
纳米结构材料由于高密度缺陷的存在,如晶界和位错,往往热稳定性不高:
而SPD纳米结构材料却表现出良好的热稳定性。
经5道高压扭转变形,平均晶粒尺寸仅为150nm的工业纯铁和商用纯钛[5】在高于400℃退火过程中晶粒开始长大,但是520℃和500℃退火过程中,晶粒尺寸均一且分别只有400nm和800nm;而传统冷轧工艺中它们的再结晶温度比较低,在520℃退火过程中平均晶粒尺寸就高达10pm。
先经等通道角温挤压、后冷轧的170nm纯钛也表现出良好热稳定性,在400℃退火时韧性得到提高,而其强度没有明显降低[6】。
这些现象可用SPD超细材料晶粒粗化模型来解释。
超细材料晶粒长大的动力学与非平衡晶界有关,此非平衡晶界控制着晶粒长大的驱动力和晶界的迁移率,其关系可用下式表示:
阢%d=MxP,,p豺胙嚣,卢够
/d
式中:
d为晶粒尺寸,M为晶界原子的迁移率,D6为温度r下的扩散系数,足为Bohzmann常数,,为晶粒长大驱动力,口为原子体积,万为晶界厚度,厂为界面张力。
提高扩散率和高密度晶界缺陷的非平衡晶界能,将有利于晶粒长大;但在退火加热过程中,由于活跃的晶界扩散会使非平衡晶界回复加剧,从而使得晶界迁移驱动力骤减,并导致随后SPD纳米结构材料的热稳定性提高。
3SPD细化合金的微观组织与力学性能SPD材料组织结构特点为:
超细晶粒,纯34l2008年第・期金属材料平均晶粒尺寸一般150~300nrrl,合金的可能更小;高密度的位错和点缺陷;形成低能位错结构（LEDS、位错界面及亚晶界;平衡晶界和非平衡晶界共存:
晶粒细化过程是通过连续动态回复再结晶（CDRR。
SPD技术已经成功地应用于铝、镁、钛、钢和铜等材料,细化了晶粒并显著地提高了强度。
3.1钛及其合金方面
由ECAE加冷轧制成的纳米纯钛,其屈服强度和抗拉强度分别达到940MPa和1040MPa,保持12.5%的好塑性;而粗晶纯钛的屈服强度和抗拉强度分别为380MPa和460MPa。
采用扭转并拉伸的加载方式处理钛合金…,可在试样横截面甚至整个长度上获得更加均匀的片状转变组织:
而且发现,通过动态再结晶和相变,具有片状组织的合金在大塑性变形之后可获得微米级和亚微米级的组织,进一步观察还发现晶粒中存在大量的位错[¨】。
通过改变晶粒形状和尺寸可形成不同的细晶组织,其中具有细碎状形貌纳米组织的纯钛,其强度和疲劳极限是加工前的2倍,水平达到高强钛合金的水平。
对高压扭转变形（TSHP/HPT的研究Is]表明,强烈的剪切变形使晶粒破碎严重,获得了100nm的晶粒尺寸,真应变达N4~7[8】。
但其试样为直径很小的圆片状（直径为10mm,厚度小于lmm,不能制得大块材料。
因此,目前仅作为一种研究方法在使用,实用困难。
3.2铝及其合金方面
室温累积叠轧（RT—ARB制备超细晶纯铝[引,具有比较均匀的显微组织和较高的伸长率,综合力学性能较好。
李永霞等[10]研究了在大塑性变形过程中超细晶粒结构的形成机理,首次提出通过晶界上存在的微小化合物在变形前后的分布变化情况来研究大塑性变形过程中晶粒细化、晶界变化的机理。
铝合金（1100,2024,3004,5083,606l,7075通过ECAEjJi:
I工的强度可以在135%~430%范围内提高。
ll00铝合金含合金成分最低,粗晶的屈服强度只有36MPa,经ECAE加工后可提高>400%,达到190MPa。
粗晶7075合金的屈服强度只有200MPa,经ECAE加工后可提高>230oA,达N470MPa,比单独ECAE加工时效后的强度要高很多。
所以铝合金通过ECAE加
大塑性变形材料及变形机制研究进展路君等
工后都保持lO%~25%的好塑性,经ECAE和固
溶、时效处理共同作用,7075铝合金可获得异
常高的强度700MPa。
在等径角挤压ECAE的早
期阶段[12-le],变形体中形成亚晶粒,随着变形量的增加,晶粒间的位向差增大,最终形成由大角度晶界构成的超细晶粒。
用ECAE法能达到的晶粒度很小,可达到纳米级,可得到块材料[12-IS】。
但是ECAE的效率很低,因此,目前仍然停留在试验室的小样品阶段。
研究人员在此基础上又开发出旋转式ECAE和连续多级式ECAE装置。
3.3镁合金方面
大塑性变形过程中镁合金晶粒细化机制可以定义为连续动态回复和再结晶。
变形初期产生大量位错,位错会形成位错界面或亚晶界结构,并进一步演化为大角度晶界,在这一过程中合金晶粒被细化。
降低变形温度后,细小的晶粒内部位错密度增加,位错交互作用形成新的位错界面和亚晶界,随着变形道次增加,变形后的合金中含有高比率的位错胞和亚结构,位错胞和亚结构逐渐形成新的小角度晶界和大角度晶界,晶粒进一步细化。
对镁合金而言,随着晶粒的细化,镁合金的强度与晶粒大小的关系存在两种情况:
Hall-Petch关系和反Hall-Petch关系。
金属及合金细化到10nm以下时才会出现反Hall.Petch关系,图1解释了纳米级金属出现反Hall—Petch关系的原因是晶界比率增加和变形过程中晶界发生滑动。
Hall-Petch关系的试验表明,与铝合金相比,镁合金晶粒细化对强度和塑性的提高更明显。
Akihiro等[17】研究发现,晶粒细化使抗拉强度、屈服强度提高,并发现挤压温度越高,材料的晶粒越大。
利用该工艺对纯镁的研究也得到,晶粒显著细化提高了室温强度和延展性。
反Hall-Petch关系的结果表明:
随着ECAE道次数的增加,晶粒显著细化（第一道次的细化能力最强,伸长率明显增加,但是屈服强度却低于没有进行ECAE前,认为这是由于大塑性变形过程中的织构演变造成的结果。
一方面,镁在室温下主要是（0001基面产生滑移,在挤压过程中,基面朝平行于挤压的方向旋转,意味着基面上滑移困难,强度高;另一方面,大塑性变形中的大应变硬化使2"3个滑移面激活旋转到有利于滑移的方向,从而使强度降低,延展性升高。
t
R
翅
簿
察
（晶粒尺寸-I/2-
图1不同晶粒尺寸范围O肿,um及nm金属及合金屈服强度
与晶粒大小关系的示意图
3.4超塑性变形机制
SPD使合金晶粒细化,随晶粒尺寸变小,裂
纹在晶界的扩展的临界应力上升[18】。
以细晶镁合
金的变形机制[¨】为例,存在一临界晶粒尺寸,
大于该尺寸的发生晶格扩散,小于该尺寸时为晶
界扩散控制着晶界滑移。
文献【20]指出细晶镁合金
（扣lpm好像无孪生变形,而在d---15pm的材料中则显示出孪生变形。
超塑性的基本方程为:
s确（等（剞谢Doexp（一斋式中,p为与速度控制过程有关的激活能。
通过对AZ61（d=17“m的超塑性变形研究,应变
速率敏感系数脚>O.5,表明GBS为超塑性流动的
主要变形过程。
Q在523A一573K范围内为90kJ/
tool,接近于镁的晶界扩散激活能（135kJ/m01,
表明AZ61中的主要变形机制为GBS,滑移为其协
调变形机制,在523--,-573K范围内为晶界扩散控
制,598"-673K范围内为晶格扩散控制。
另外,细晶镁基材料展现出高应变速率
占≥lO。
Vs及低温下的超塑性（不大于473K。
d=1.2pm的PMZK61合金在573K、萨100/s时,
dm.。
=432%。
文献指出在热轧过程中的晶粒细化可
以有效增强AZ61合金的超塑性。
ECAE变形过程与超塑性变形过程中微观组
织演变的过程有一定的区别,在超塑性变形过程
中由于较低的变形速率及较高的变形温度,位错
能够较好的形成小角度晶界和大角度晶界,从而
细化晶粒,在ECAE变形过程中,由于变形速率较
快,通常会在变形初期形成位错界面和混乱排列
的亚结构,只有经过多道次变形才能获得均匀的
再结晶组织。
目前,低温超塑性（LTsP和高应变速率超塑
z。
os年第・期l35
画{查∑—』量己—。
三』....—......二...................—.............................———...........—..—...........一FoundryEngineering
性（HSRSP成为细晶材料最有可能的应用发展方向。
文献[zt】指出,减小晶粒尺寸,可以获得低温超塑性或高应变速率超塑性。
越来越多的研究表明[沦。
朝,具有亚微米乃至纳米级超细晶的材料有可能在更低的温度下实现超塑性,或者使超塑变形速率得到大幅度提高,即实现高应变速率超塑性,这对于塑性变形能力较差的密排六方晶格的镁合金实现工业化生产具有重要意义。
4结束语
大塑性变形制备纳米结构金属拓宽了传统塑性加工技术的应用领域,不仅使传统材料的性能获得大幅度的提高,还可以开发新材料,这有利于节省资源,保护环境,实现人类的可持续发展。
从目前国内外的研究现状来看,要在工业上广泛应用大塑性变形技术,还需要对以下问题进行更深入的研究:
1进一步研发出制备UFG金属和合金的经济可行的连续生产工艺:
2进一步制备出强度与塑性优异结合的各种高强韧UFG和合金;
3研究SPD诱导固态相变,原位生成纳米颗粒或纳米结构;
4开展结合晶粒细化及其他强化的综合强化的研究;
5组织结构（包括晶粒、第二相、颗粒和纳米结构等稳定性的研究;
6大力推进UFG金属材料在工业等各领域中的应用。
参考文献:
【1】lluangJY,ZhuYT,eta1.ActaMater,2001,49:
1497.【2】BelyakovA,GaoW,MiuraH,eta1.JMetallMaterTransA,1998,29A:
2957.
f3】RybinVV.Largeplasticdeformationandstructureofmetals【J】.MOSCOW:
Mettallurgy,1986.61.
【4】荆天辅,等.中国,99106907.2,1999.
【5】李伟,郑子樵,李世晨.材料导报,2001,15（10:
25.【6】ParkKT,KimYS,LeeJG,eta1.MaterSciEngA,2000,293:
165.
【7】KaibYshev0.ArelationshiPmechanicalpropertis,microstructureandparametersofthermomechanicalProcessingundercomplexloadingconditionsintitaniumalloyTi一6.5AI一3.5Me-1.6Zr-0.27Si【J】.GoryninIV,UshkovSS.Titanium99SeionceandTechn0109y。
St.
36lz008年第・期
Petersburg.RUAAIA:
CRISM“Prometey”,1999:
375.【8】ValievRZ,MukherjeeAX.Nanostructufe￥anduniquepropertiesinintermetalliCCS.subjectedtosevereP1asticdeformati
on【J】.ScrMater,2001,44:
1747.
【9】魏坤霞,史庆南,魏伟,等.室温累积叠轧技术对纯铝板材力学性能的影响【J】.江苏工业学院学报,2004,16（4.
【12】张玉敏,丁桦,孝云祯,等.等径弯曲通道变形（ECAP的研究现状及发展趋势【J】.材料与冶金学报,2002,（4:
32.
f13】赵润娴,张建,王志奇,等.等通道转角挤压纯铝的组织结构【J】.有色金属,2002,（2:
24.
【14】魏伟,陈光。
EcAP等径角挤压变形参数的研究【J】.兵器材料科学与工程,2002,（6:
45.
【15】毕见强,孙康宁,尹衍升,等.制备块体纳米材料的新工艺等径角挤压【J】.金属成形工艺,2003,（3:
56.【16】李强,赖祖涵.高纯铝等通道转角挤压引起的微观组织变化【J】.兵器材料科学与工程,2001,（6:
32.【17】AkihireYamashita,ZenjiHerita,ImngdonTG.Impmngthemechanicalpropertiesofmagnesiumandamagnesiumalloythroughsevereplasticdeformation【J】.Materia1sScienceandEngineering,2001,A300:
142—147.
【18】DasSK,ChangSF.MagnesiumaIloysandtheir’application【M】.Oberursel。
FRGDGMInformtionSgeselIschaft,1992.
【19】Emley.PrinciPle8ofmagnesiumtechn0109y【M】.Oxford:
Pergamon,1966,122—136.
【20】ValievRZ,KovzmkovAV,MnlyukovRR.Structureandpropertiesofultrafine—grainedmaterialsproducedbysevereplastic
deformation[J】.MatSciEng,1993,A168:
141—148.
f21】HiroyukiWatanabe,TosiMukai,Masahide
升级会员 