盛華，寧江利，2，何紅丹

1.華北理工大學(xué)冶金與能源學(xué)院 河北唐山 063210

2.現(xiàn)代冶金技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 河北唐山 063210

1 序言

鎂合金因密度小、比強(qiáng)度和比剛度高、電磁屏蔽性能好等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、3C、汽車行業(yè)有著良好的應(yīng)用前景。近年來，通過添加稀土元素來強(qiáng)化鎂合金，使鎂合金的室溫和高溫強(qiáng)度得到提升，增加了鎂合金的應(yīng)用領(lǐng)域。但是，因鎂合金的滑移系數(shù)量較少，導(dǎo)致鎂合金塑性變形能力較差，且添加稀土元素后，這一情況并未發(fā)生明顯的改善，所以導(dǎo)致鎂合金零件在加工成形過程中有諸多限制[1，2]。而鎂合金的超塑性成形使通過塑性變形方式獲得復(fù)雜工件成為了可能，并能降低因機(jī)械加工成形造成的材料消耗。

鎂合金的超塑性成形是利用鎂合金在一定條件下的超塑性特性進(jìn)行大變形成形的方式。鎂合金的超塑性一般認(rèn)為是在高溫（0.5～0.9Tm）和一定的應(yīng)變速率（10-4～10-1/s）表現(xiàn)出無頸縮的異常高的塑性能力[3，4]。目前，超塑性主要通過劇塑性變形（SPD），如攪拌摩擦加工（FSP）、多向沖擊鍛造（MDIF）、高壓扭轉(zhuǎn)（HPT）以及等通道角壓（ECAP）等[5-8]獲得。通過劇塑性變形獲得的主要是細(xì)晶結(jié)構(gòu)，其更容易出現(xiàn)超塑性行為。但是，隨著對鎂合金超塑性研究的深入，粗晶鎂合金也被證明能夠出現(xiàn)超塑性行為，并且與細(xì)晶鎂合金的超塑性變形機(jī)制也不同。

2 稀土鎂合金超塑性變形理論

2.1 晶界滑移機(jī)理

超塑性的典型特征是在高溫及低應(yīng)變速率下，晶界塑性是主要機(jī)制[9]。ROSENHAIN提出了材料伸長率的提高與晶界塑性相關(guān)的觀點(diǎn)[10]。BACKOFEN也認(rèn)為晶界塑性能夠提高伸長率，并進(jìn)一步提出了BACKOFEN本構(gòu)方程來更好地描述超塑性的力學(xué)特征。其中BACKOFEN本構(gòu)方程為

式中m——應(yīng)變速率敏感性指數(shù)；

σ——拉伸應(yīng)力（MPa）；

——拉伸應(yīng)變速率（1/s）。

同時(shí)，BACKOFEN認(rèn)為，在一定溫度、應(yīng)變速率和晶粒尺寸范圍下，m值隨著晶界塑性的增大而增加，而m值的增加抑制了局部頸縮行為，進(jìn)而提高了材料的塑性[11]。m值是確定稀土鎂合金能否表現(xiàn)出超塑性的一個(gè)重要參數(shù)，科研工作者認(rèn)為，當(dāng)m值在0.3～0.7時(shí)，晶界滑移（GBS）是超塑性變形的主要機(jī)制。晶界滑移是由于在熱變形過程中，晶界兩側(cè)的晶粒受到了切應(yīng)力的作用，使相鄰晶粒間的位置產(chǎn)生相互滑移，在此過程中晶粒本身不發(fā)生變形。當(dāng)m值太小時(shí)，稀土鎂合金很難出現(xiàn)超塑性現(xiàn)象[4-8，12-14]。一般來說，要達(dá)到較高的m值，需要滿足兩個(gè)基本條件[2，15]。首先，晶粒尺寸需要足夠細(xì)小，并且大角度晶界要達(dá)到一定數(shù)量，這是因?yàn)榫Ы鏕BS在應(yīng)力作用下更容易在無序的大角度晶界處發(fā)生。其次，需要適量熱穩(wěn)定性較好的第二相顆粒，以防止晶粒在熱變形時(shí)的快速長大。

2.2 溶質(zhì)牽制位錯(cuò)蠕變機(jī)理

通常，蠕變速率或應(yīng)變速率受應(yīng)力和溫度影響，即

式中——蠕變速率（1/s）；

f（s）——微觀結(jié)構(gòu)函數(shù)，主要受晶粒尺寸影響；

E——楊氏模量（GPa）；

n——應(yīng)力指數(shù)；

Q——塑性流變激活能（kJ/mol）。

其中，在不同的變形機(jī)制下，n值也會不同，當(dāng)n≥5時(shí)，塑性變形主要通過攀移控制的滑移蠕變；當(dāng)n＝2時(shí)，主要是晶界滑移；當(dāng)n＝1時(shí)，主要是擴(kuò)散流變；當(dāng)n＝3時(shí)，主要是溶質(zhì)牽制位錯(cuò)蠕變[16]。

溶質(zhì)牽制位錯(cuò)蠕變機(jī)理與晶界滑移機(jī)理相似，都可以使合金在高溫變形時(shí)達(dá)到大伸長率，且溶質(zhì)牽制蠕變機(jī)理使大尺寸晶粒合金也能夠進(jìn)行超塑性成形。溶質(zhì)牽制蠕變屬于位錯(cuò)蠕變，當(dāng)固溶體合金中的溶質(zhì)原子與基體原子尺寸相差較大時(shí)，容易出現(xiàn)這種機(jī)理。當(dāng)溶質(zhì)原子與基體原子尺寸相差較大時(shí)，溶質(zhì)原子在運(yùn)動過程中會與位錯(cuò)形成柯氏氣團(tuán)，并通過擴(kuò)散與位錯(cuò)一起運(yùn)動。由于柯氏氣團(tuán)的擴(kuò)散速率要比位錯(cuò)的滑移速率慢，位錯(cuò)滑移受柯氏氣團(tuán)的拖曳而速率減慢，因此在熱變形過程中，鎂合金的塑性變形由位錯(cuò)滑移控制[16，17]。

3 稀土鎂合金超塑性變形協(xié)調(diào)機(jī)制

稀土鎂合金在進(jìn)行超塑性變形時(shí)，晶界滑移后的晶粒會出現(xiàn)應(yīng)變不兼容，從而導(dǎo)致應(yīng)力集中，這種現(xiàn)象容易出現(xiàn)在三角晶界及晶界凸起處。應(yīng)力集中會阻礙晶界的進(jìn)一步滑移，這時(shí)就需要一些協(xié)調(diào)機(jī)制來緩解應(yīng)力集中現(xiàn)象。

3.1 擴(kuò)散協(xié)調(diào)機(jī)制

擴(kuò)散協(xié)調(diào)模型最初是基于擴(kuò)散蠕變理論構(gòu)造的，擴(kuò)散蠕變分為兩種：Nabarro -Herring蠕變（晶格擴(kuò)散過程）和Coble蠕變（晶界擴(kuò)散過程）。在進(jìn)行超塑性變形時(shí)，晶界滑移應(yīng)伴有擴(kuò)散蠕變過程，這樣可以協(xié)調(diào)因局部體積變化而引起的應(yīng)變不兼容[9，13，14]。伴有擴(kuò)散蠕變的晶界滑移一般用Ashby-Verrall模型（見圖1）來解釋[18]，此模型是由4個(gè)相同的等軸晶構(gòu)成，在垂直方向作用著拉應(yīng)力σ，初始狀態(tài)通過擴(kuò)散質(zhì)量通量由晶界向內(nèi)過渡到中間狀態(tài)，最后達(dá)到最終狀態(tài)。這個(gè)模型很好地解釋了為什么超塑性變形過程中晶粒仍保持等軸晶結(jié)構(gòu)。

圖1 Ashby-Verrall模型[18]

稀土鎂合金可以通過計(jì)算變形激活能Q來確定出其擴(kuò)散協(xié)調(diào)的類型，即

式中n——應(yīng)力指數(shù)；

R——?dú)怏w常數(shù)，R＝8.314 kJ/mol；

T——絕對溫度（K）。

在稀土鎂合金中，晶格擴(kuò)散激活能為134kJ/mol、晶界自擴(kuò)散激活能為75kJ/mol，當(dāng)計(jì)算出變形激活能Q值后，可以確定出不同的擴(kuò)散協(xié)調(diào)機(jī)制[13，14]。SABBAGHIAN等[14]研究了熱軋Mg-3Gd-1Zn板材經(jīng)不同道次FSP后在400～475℃的超塑性變形，并計(jì)算出4道次FSP后最大m值和Q值分別為0.48kJ/mol、119kJ/mol，表明在該變形條件下的主要機(jī)制是晶界擴(kuò)散控制的晶界滑移機(jī)制。

3.2 位錯(cuò)協(xié)調(diào)機(jī)制

位錯(cuò)協(xié)調(diào)機(jī)制可用Ball-Hutchison模型[19]（見圖2）來解釋。晶粒群在沿晶界滑移時(shí)，遇到阻礙晶粒，會停止滑移，并在阻礙晶粒晶界處產(chǎn)生應(yīng)力集中，這會使阻礙晶粒內(nèi)部開始出現(xiàn)位錯(cuò)運(yùn)動，并在晶粒內(nèi)部逐漸運(yùn)動至對面晶界上出現(xiàn)位錯(cuò)塞積，產(chǎn)生應(yīng)力集中。當(dāng)應(yīng)力達(dá)到一定值時(shí)，阻礙晶粒中的位錯(cuò)沿晶界攀移而消失，使應(yīng)力集中得到緩解，晶界滑移再次啟動。

圖2 Ball-Hutchison模型[19]

VáVRA等[20]研究了ECAP后Mg-3.8Y-2.6RE-0.45Zr的超塑性，發(fā)現(xiàn)隨應(yīng)變速率的增加，擴(kuò)散激活能發(fā)生下降，但是試樣的伸長率依然很高，說明隨應(yīng)變速率的降低，晶界滑移的協(xié)調(diào)機(jī)制從擴(kuò)散機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)槲诲e(cuò)蠕變機(jī)制。同時(shí)VáVRA也發(fā)現(xiàn)，在變形方向上晶粒被明顯地拉長，這進(jìn)一步說明了伴有位錯(cuò)蠕變的晶界滑移的發(fā)生。

3.3 動態(tài)再結(jié)晶協(xié)調(diào)機(jī)制

動態(tài)再結(jié)晶機(jī)理是稀土鎂合金超塑性變形過程中的重要輔助機(jī)理。對于晶粒粗大的稀土鎂合金，在一定應(yīng)變速率和溫度下，動態(tài)再結(jié)晶可使原本的粗晶得到細(xì)化，進(jìn)而起到提高超塑性的作用[13，21-23]。此外，動態(tài)再結(jié)晶后會出現(xiàn)大量的大角度晶界，這些大角度晶界成為快速擴(kuò)散的通道，促進(jìn)了晶界滑移時(shí)擴(kuò)散的進(jìn)行，進(jìn)而提高超塑性[24，25]。

LI等[6]研究了多向沖擊鍛造后Mg-9Gd-3Y-0.5Zr合金的超塑性，發(fā)現(xiàn)在450℃、 5×10-4/s時(shí)獲得最大伸長率300%。該合金的平均晶粒尺寸在未高溫拉伸前約為208μm，但是在預(yù)熱時(shí)多向沖擊鍛造產(chǎn)生的孿晶誘發(fā)了靜態(tài)再結(jié)晶，并在后續(xù)的高溫拉伸過程中發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，大幅度地減小了晶粒尺寸，且拉伸過程中亞晶界通過吸收和合并位錯(cuò)轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы?，這些都促進(jìn)了超塑性變形。

4 影響稀土鎂合金超塑性的因素

4.1 晶粒尺寸對稀土鎂合金超塑性的影響

對于超塑性變形機(jī)制是擴(kuò)散控制的晶界滑移的稀土鎂合金來說，晶粒尺寸是影響其超塑性變形能力的一個(gè)重要因素。主要由于晶粒細(xì)化能夠促進(jìn)擴(kuò)散的進(jìn)行，進(jìn)而促進(jìn)了稀土鎂合金的超塑性變形。目前，稀土鎂合金主要通過劇塑性變形來獲得細(xì)小的晶粒，通過劇塑性變形也更容易獲得均勻的納米尺度結(jié)構(gòu)，同時(shí)稀土鎂合金在經(jīng)過劇塑性變形后不易產(chǎn)生基面織構(gòu)，這些因素均有利于獲得更高的伸長率，這也是為什么在劇塑性變形后的鎂合金中更容易產(chǎn)生超塑性變形[7，8，12]。

ALIZADEH等[8]研究了不同劇塑性變形加工方式對Mg-5Gd-4Y-0.4Zr合金超塑性變形的影響，其中HPT后形成的晶粒尺寸為72nm，而擠壓和ECAP后的晶粒尺寸分別為4.6μm、2.2μm。試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，相比擠壓和ECAP，HPT后的試樣在350℃時(shí)就達(dá)到了最大m值，而擠壓和ECAP則在450℃時(shí)才達(dá)到。該研究者認(rèn)為這是由于HPT后的合金因晶粒細(xì)小而有更多的晶界，促進(jìn)了晶界擴(kuò)散。同時(shí)，其發(fā)現(xiàn)同種合金在晶粒尺寸更小的情況下，最大m值也更大。ALIZADEH等[26]在研究ECAP后Mg-5Gd合金超塑性變形時(shí)也發(fā)現(xiàn)了這個(gè)規(guī)律，當(dāng)應(yīng)變速率敏感指數(shù)達(dá)到最大時(shí)，繼續(xù)升溫會使應(yīng)變速率敏感指數(shù)下降，這主要是由于溫度升高引起了晶粒長大。

稀土鎂合金的晶界在晶粒細(xì)化后顯著增加，明顯地增強(qiáng)了晶界的滑移能力和塑性變形能力，使鎂合金在較低溫度和較高應(yīng)變速率下也能夠產(chǎn)生超塑性變形[20，22]。VáVRA等[20]研究了ECAP后的Mg-3.8Y-2.6RE-0.45Zr合金的超塑性，ECAP后平均晶粒尺寸只有340nm，這明顯增強(qiáng)了合金在高應(yīng)變速率下的晶界滑移，這使得在10-1/s和10-2/s時(shí)的最大伸長率都接近了1000%，且在這兩個(gè)應(yīng)變速率條件下，最大m值為0.6。作者認(rèn)為，在高應(yīng)變速率下仍有較高的伸長率，主要是由于超細(xì)晶具有優(yōu)秀的熱穩(wěn)定性。

4.2 第二相對稀土鎂合金超塑性的影響

除了穩(wěn)定的晶粒尺寸是稀土鎂合金發(fā)生超塑性變形的重要因素外，第二相也是一個(gè)影響稀土鎂合金超塑性的因素。

第二相對稀土鎂合金超塑性的影響是雙面的，一方面，第二相在超塑性變形中通過釘扎晶界抑制晶粒長大，提高了超塑性，同時(shí)稀土鎂合金的超塑性變形會延伸到第二相上，使應(yīng)力集中得到釋放；另一方面，在熱拉伸過程中，孔洞會在第二相與基體相交處產(chǎn)生，導(dǎo)致熱拉伸過程中斷裂提前，降低了超塑性[5，27，28]。而單相合金只有一個(gè)均勻的相組成，在長時(shí)間的加熱中，因缺少熱穩(wěn)定性良好的第二相，晶粒會發(fā)生嚴(yán)重的長大，因此在單相合金中不存在超塑性變形。

YANG等[5]研究了Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金經(jīng)FSP后在400～425℃下的超塑性行為，發(fā)現(xiàn)在415℃、1×10-3/s時(shí)達(dá)到最大伸長率為1100%，且此時(shí)高伸長率與細(xì)晶、大量的大角度晶界以及在415℃時(shí)析出的適量β相顆粒有關(guān)。其在試驗(yàn)過程中發(fā)現(xiàn)，β相過多或過少時(shí)均會對鎂合金的超塑性產(chǎn)生不利的影響。過多的β相會嚴(yán)重抑制晶粒的長大，在β相與基體之間產(chǎn)生應(yīng)力集中，加速了孔洞的形成；過少的β相會使晶粒在熱拉伸過程中出現(xiàn)嚴(yán)重的長大，在晶界三角地帶出現(xiàn)應(yīng)力集中，使孔洞在三角地帶處容易形成。而適量的β相既能抑制晶粒的長大，也能避免過度的應(yīng)力集中，提高超塑性。

在Mg-Zn-RE合金中還有一種特殊結(jié)構(gòu)的第二相——長周期有序結(jié)構(gòu)（LPSO）相。LPSO相分布在晶界處，起到阻礙晶界移動和強(qiáng)化基體的作用，同時(shí)提高了晶粒的熱穩(wěn)定性和變形兼容性，好的變形兼容性能使合金在超塑性變形過程中產(chǎn)生的孔洞最小化。此外，Zn促進(jìn)了LPSO相析出，同時(shí)抑制了β相的析出。但這些較少的β相也起到了提高超塑性的作用，這是因?yàn)槌苄宰冃芜^程中一部分應(yīng)變轉(zhuǎn)變到了β相中[29-32]。SUN等[29]研究了峰時(shí)效狀態(tài)下的Mg-10Gd-3Y-1.5Zn-1Zr合金超塑性，在450℃、5×10-3/s時(shí)達(dá)到了最大伸長率972%。其發(fā)現(xiàn)，14H LPSO和Mg24Y5析出相能夠延緩晶界的分離，提高合金在熱拉伸過程中應(yīng)變承載能力。而在450℃時(shí)，14H LPSO析出相最多，因此在450℃時(shí)達(dá)到了最大伸長率，如圖3所示。

圖3 峰時(shí)效Mg-10Gd-3Y-1.5Zn-1Zr合金在5×10-3/s和不同溫度下的SEM形貌[29]

5 結(jié)束語

本文通過稀土鎂合金超塑性變形機(jī)理、協(xié)調(diào)機(jī)制以及影響超塑性變形的因素對稀土鎂合金超塑性進(jìn)行了介紹，并提出了以下要點(diǎn)。

1）稀土鎂合金超塑性變形機(jī)理主要分為晶界滑移機(jī)理和溶質(zhì)牽制位錯(cuò)蠕變機(jī)理。其中，晶界滑移機(jī)理需要滿足細(xì)小均勻的晶粒以及熱穩(wěn)定性好的第二相兩個(gè)條件，而對于溶質(zhì)牽制位錯(cuò)蠕變機(jī)理在大尺寸晶粒中也能出現(xiàn)。

2）稀土鎂合金在進(jìn)行晶界滑移時(shí)會出現(xiàn)應(yīng)力集中現(xiàn)象，這需要協(xié)調(diào)機(jī)制來緩解應(yīng)力集中。稀土鎂合金的協(xié)調(diào)機(jī)制主要分為擴(kuò)散協(xié)調(diào)機(jī)制、位錯(cuò)協(xié)調(diào)機(jī)制以及動態(tài)再結(jié)晶協(xié)調(diào)機(jī)制。

3）稀土鎂合金的晶粒尺寸以及第二相均會影響稀土鎂合金的超塑性變形。稀土鎂合金更容易在細(xì)晶的情況下出現(xiàn)超塑性，且更容易表現(xiàn)出更大的伸長率。由于稀土鎂合金存在熱穩(wěn)定性好的第二相，因此在超塑性變形時(shí)，會抑制晶粒的長大，進(jìn)而促進(jìn)超塑性變形。

盡管超塑性變形使鎂合金的成形性得到改善，但目前稀土鎂合金的超塑性變形還存在較多的問題，比如低溫下超塑性變形。但總的來看，隨著稀土鎂合金研究的加深，稀土鎂合金的超塑性也在不斷提高。我國是鎂資源大國，同時(shí)由于稀土鎂合金輕質(zhì)化能夠節(jié)約大量資源，在汽車行業(yè)、航空航天存在巨大潛力市場，因此提高稀土鎂合金超塑性具有重要的意義。