网络首发时间: 2014-05-16 15:53

稀有金属 2015,39(10),948-954 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.2015.10.014

快速超塑性镁合金制备新方法

刘守法 王晋鹏 吴松林

西京学院机械学院

西北工业大学机电学院

摘 要：

将SiO2颗粒填入AZ61镁合金基体上预先开出的沟槽中,利用搅拌摩擦工艺(FSP)成功地将颗粒均匀地搅拌进镁合金中。利用扫描电镜(SEM)观察了试样搅拌区颗粒分布情况,分别对高温退火和高温拉伸试样的晶粒长大情况进行了观察,测量了试样搅拌区及其附近区域的硬度,利用扫描电镜进行了断口形貌分析并对试样高温变形机制进行了分析。结果表明:大部分SiO2颗粒被均匀地搅拌进镁合金中,仅有少量的颗粒以聚集块形式存在;未掺入SiO2颗粒的搅拌摩擦试样搅拌区平均硬度为HV78,而掺入SiO2颗粒的试样搅拌区平均硬度为HV110,提高了HV30左右;合金中的SiO2颗粒有效地抑制了静态退火、高温拉伸和搅拌摩擦过程中的晶粒长大,使其保持在3μm以内;试样在400℃下以3×10-1s-1的应变速率拉伸得到的伸长率最大,达到了453%,实现了材料高应变速率下的超塑性。

关键词：

搅拌摩擦工艺;SiO2颗粒;晶粒长大;高应变速率;超塑性;

中图分类号： TG146.22

作者简介：刘守法(1980-),男,河北沧州人,硕士,讲师,研究方向:有色金属超塑成形及搅拌摩擦焊;E-mail:liushoufa807456@163.com;;吴松林,副教授;电话:029-89234783;E-mail:slw60215@sina.com;

收稿日期：2014-04-03

基金：陕西省教育厅科学研究计划项目(15JK2172)资助;

A New Method to Fabricate Quick Superplasticity Magnesium Alloy

Liu Shoufa Wang Jinpeng Wu Songlin

College of Mechanical Engineering,Xijing University

School of Mechanical Engineering,Northwestern Polytechnical University

Abstract：

Friction stir processing( FSP) was applied to incorporate SiO2 particles that were filled in the grooves of the matrix alloy in advance into the AZ61 magnesium alloy uniformly. The distribution of particles in the stirred zone of specimens was investigated by scanning electron microscopy( SEM). The grain growth conditions of the specimens annealed and drew at high temperature were investigated respectively. The hardness of the stirred zone and its vicinity of specimens were measured. The fracture morphology analysis was conducted by SEM and the high-temperature deformation accommodation mechanism of the alloy was also analyzed. The results indicated that most SiO2 particles were stirred into the magnesium alloy uniformly except little particles that were presented as clustered particles. The hardness of magnesium alloy friction stir processed with SiO2 particles was about HV30 higher than that of the same alloy friction stir processed without SiO2 particles,and the hardness of the former and the latter were HV110 and HV78 respectively. The SiO2 particles incorporated into the AZ61 magnesium alloy could effectively suppress grain growth during static annealing,high temperature tensile and friction stir processing,and meanwhile maintained the grains less than 3 μm in size. The specimens exhibited high strain rate superplasticity with a maximum elongation of 453% at 400 ℃ and a strain rate of 3 × 10- 1s- 1.

Keyword：

friction stir processing; SiO2 particles; grain growth; high strain rate; superplasticity;

Received： 2014-04-03

近年来,随着环保意识的增强,人们对镁合金越来越感兴趣,这是因为与其他轻质结构材料相比,镁合金密度低( 1. 34 ~ 1. 80 g·cm^{- 3}) 、重复利用性好、能够减少能量消耗。“十一五”期间科技部启动了“镁及镁合金关键技术开发与应用”国家技术支撑及“863”计划,开展了高强高韧镁合金、耐热镁合金、高性能镁合金、镁合金焊接技术、镁合金锻造轮毂技术及其应用等方面的研究^[1,2,3,4,5]。美国、日本、德国、澳大利亚等发达国家也相继出台了各自的镁研究计划。但是与铝合金相比,镁合金的研究与开发还很不充分,镁合金的工业应用范围还有待于进一步拓展。

金属基复合材料是由金属基体和以纤维或者颗粒等形式存在的强化相组成。铝、镁、钛和铜是质轻、塑性好的基体材料,而强化相通常具有高温稳定性、高模量、高断裂强度等优点,例如合金中引入碳纤维、玻璃纤维以及Si C,Si O₂,Al₂O₃和Ti B₂颗粒等,可以提高材料的强度、耐腐性和耐磨性。因此金属基复合材料无论是物理性能还是化学性能均优于普通合金^{[6,7,8,9,10,11,12,13,14]}。

马宗义是国内研究Si C颗粒( Si C_P) 强化铝合金较早的学者之一,他认为强化颗粒在基体中分布的均匀性在很大程度上受基体粉末的影响^[6]。 何广进和李文珍^[7]研究了纳米Si C颗粒对AZ91D镁合金的强化的机制,认为颗粒完全分布于晶内时增强效果好,其增强机制为Oroman强化。王博等^[8]利用脉冲电流辅助加热作用,解决了Si C_p/ 2024Al复合材料塑性加工困难的问题,成形工件厚度均匀、表面质量光滑且精度较高。赵冰等^[9]提出了一种基于界面脱粘强度计算模型,该模型预测的连续Si C纤维增强钛基复合材料的横向拉伸强度与实验结果误差低于5% 。原梅妮等^[10]采用宏微观耦合有限元模型和子模型技术研究了Si C_p/ 6061Al复合材料微观结构对其力学性能的影响, 认为增强颗粒角度尖锐化,可显著增强复合材料应变硬化效果和应力集中。李巾锭等^[11]利用有限元模型,对C /Si C复合材料磨粒平面磨削加工过程进行数值模拟,认为提高砂轮转速,有助于提高表面质量、减小亚表面裂纹,增加磨削深度,却起到相反的作用。蓝永庭等^[12]运用Voronoi方法建立了多晶集合体代表性单元,并对四种具有不同粒径和体积分数的铝基Si C颗粒增强复合材料进行了数值模拟,研究认为颗粒增强区承载着较大的载荷份额,而非颗粒存在区 ( 基体) 则承受着高达18% 的应变,在两个区域的交界处出现了高达310 MPa的应力集中。宋美慧等^[13]利用压力浸渗法制备了单向M40 + Si C_p/ ZM6复合材料,研究认为, Si C与ZM6颗粒混合可以提高复合材料力学性能, 改变材料的热膨胀系数。汤孟欧等^[14]提出了一种制备高Si C_p含量的AZ31镁基复合材料的分级搅拌工艺,研究表明,该工艺制备的复合材料的Si C_p达到25% ,颗粒分布的标准偏差小于0. 1。

本文利用搅拌摩擦工艺成功地将Si O₂颗粒均匀掺入到AZ61镁合金中,有效地提高了合金的硬度和高应变速率下的伸长率。

1实验

1. 1 试样制备 所用原材料是经半连续铸造的尺寸为120 mm ×60 mm ×10 mm的AZ61镁合金,其晶粒尺寸大约为75 μm。掺入的第二相为纯度99% 的椭圆状Si O₂颗粒,颗粒尺寸范围为15 ~25 nm。

搅拌摩擦加工机械由立式普通铣床改造而成, 选用圆柱螺纹搅拌头,如图1所示,材质为GH136高温合金。在文献[15]基础上,选择搅拌头的转速、进给速度和后倾斜角分别 为800 r·min^{- 1}, 45 mm·min^{- 1}和1. 5°。先在原材料中间位置加工出两道深6 mm宽1 mm的沟槽,其容积约占搅拌区体积的10% ,然后填满Si O₂颗粒。搅拌头在给定转速和进给速度下先沿着沟槽向一个方向进行第一道次加工,然后沿着同一轨迹反向进行第二道次加工,这样往复进行四道次加工。在加工后的材料上截取拉伸试样,如图2所示。对于未掺入Si O₂颗粒的镁合金试样也进行同样的四道搅拌摩擦加工,并截取同样位置和尺寸的试样,以便进行性能对比。

图1 试验用搅拌头 Fig.1 Friction stir processing tool used in experiment

图2 拉伸试样截取位置 Fig.2 Sampling position of tensile specimen

1. 2 试验方法 利用22. 32 g高氯酸镁 + 10. 6 g氯化锂 + 200 ml 2-丁氧基乙醇 + 1000 ml甲醇的溶液,在90 V和 - 40 ℃ 条件下进行电抛光,利用JSM-5600型扫描电镜( SEM) 和光学图像分析软件进行微观结构分析。

在RG2000-20型微机控制电子万能试验机上加装加热炉,在350 ℃ 下对未掺入Si O₂颗粒和掺入Si O₂颗粒的试样同时进行10 h静态退火试验, 然后分别在250,300,350和400 ℃下对掺入Si O₂颗粒试样进行拉伸试验,选用的拉伸应变速率有1 × 10^{- 4},6 × 10^{- 4},1 × 10^{- 3},1 × 10^{- 2},1 × 10^{- 1}和3 × 10^{- 1}s^{- 1}6种。

利用HXS-1000A显微硬度仪,在搅拌摩擦后试样的横截面上距离上表面2 mm处沿水平方向测量硬度值,测量点间隔为0. 5 mm,测量3个试样同一个位置硬度然后求平均值,加载重量为200 g, 加载时间为10 s。

2结果与讨论

2. 1 试样中SiO₂颗粒分布 如图3( a) 所示, 试样经过4次搅拌摩擦加工,大量Si O₂颗粒基本都分散到镁合金中,仅有少量1 ~ 5 μm的Si O₂颗粒聚集块没有完全分散开。

在高放大倍数下观察,Si O₂颗粒聚集块并没有什么分布规律,大量Si O₂颗粒聚集块嵌入晶粒内部,少量颗粒分布于晶界上,如图3( b) 所示。这表明,在搅拌头800 r·min^{- 1}转速和45 mm·min^{- 1}进给速度下,搅拌摩擦工艺具有足够的能量使晶界迁移跨过Si O₂颗粒。

颗粒增强镁基复合材料的性能受颗粒数量、 尺寸和分布的影响,本研究中基体晶粒内部和晶界上均分布有Si O₂颗粒。颗粒分布于晶内使得Orowan强化和热错配强化起作用,颗粒的钉扎作用会阻碍位错的运动,从而提高了材料的屈服强度; 而分布于晶界上的颗粒会使得Hall-Petch强化起作用,颗粒有利于抑制基体晶粒长大,达到细化晶粒的效果^[7]。

2. 2 晶粒尺寸稳定性分析 在350 ℃ 下进行静态退火,晶粒尺寸变化如图4所示,镁基复合材料晶粒在退火10 h后仍保持在3 μm以内。而未添加Si O₂颗粒经搅拌摩擦的镁合金在退火5 h后,晶粒尺寸就已经达到了7 ~ 44 μm,这说明Si O₂颗粒能够有效抑制高温下镁合金晶粒快速长大,如图5所示。

图3 AZ61 基材中 Si O2颗粒的 SEM 图 Fig.3 SEM images of Si O2particles in base metal with different magnifications

图4 退火中晶粒尺寸的变化 Fig.4 Variation of grain size during annealing

在350 ℃下以1 × 10^{- 1}s^{- 1}的应变速率拉伸试样,当应变达到1. 35时,试样表面局部形貌如图6所示,晶粒尺寸一直保持在3 μm范围内,这表明掺入的Si O₂颗粒有效地抑制了搅拌摩擦和超塑变形中晶粒的长大。

图5 静态退火试样晶粒微观形貌 Fig.5 OM and SEM images of specimens during static annealing

( a) Specimen without SiO₂particles; ( b) Specimen with SiO₂particles inside

图6 塑性变形区表面 SEM 形貌 Fig.6 Surface SEM image of specimen

2. 3 硬度测试 图7所示为试样横截面上搅拌区附近硬度变化曲线,图7中的灰色区域为加入Si O₂颗粒的沟槽位置。掺入Si O₂颗粒的合金平均硬度比未掺入Si O₂颗粒的合金高HV30左右,前者和后者最大硬度分别为HV78和HV110,搅拌区硬度波动很小,说明搅拌作用能有效地使Si O₂颗粒均匀分布。

图7 试样横截面硬度变化 Fig.7Variation of microhardness on cross-section of specimens

2. 4 高温拉伸行为 不同温度下试样的伸长率如图8所示,试样在250,300,350和400℃ 下最佳伸长率分别为360% ,430% ,409% 和453% ,对应的应变速率分别为6 × 10^{- 4},1 × 10^{- 2},1 × 10^{- 1}和3 × 10^{- 1}s^{- 1},试样的最佳伸长率对应的应变速率随着温度的升高而增大。

图9所示为拉伸后试样的外观形貌,试样标距内横截面变化均匀,未出现明显的局部颈缩。

2. 5 试样断口形貌分析 400 ℃ 和1 × 10^{- 1}s^{- 1}对应的试样断口形貌如图10所示,可以看出断口呈现为延性断裂,断口周围出现了很深的韧窝,大约1. 5 μm,而断口中央却出现了韧窝与纤维状组织的重叠区,纤维方向与拉伸方向一致,形成锯齿状形貌,部分熔融作用在断裂面上体现的不是很明显。

图8 拉伸试样伸长率 Fig.8 Elongation of specimens

图9 各温度下伸长率最大的试样外观 Fig.9 Macrographs of specimens with the largest elongation

图10 拉伸试样断面 SEM 形貌 Fig.10 SEM image of fracture surface of specimen

3试样高温变形机制分析

掺入Si O₂颗粒的试样最佳应变速率范围是1 × 10^{- 2}~ 1 × 10^{- 1}s^{- 1},高于未掺入Si O₂颗粒的试样,尽管未掺入Si O₂颗粒的搅拌摩擦试样变形机制也是晶界滑移^[16],但其晶粒尺寸在高温下会迅速长大从而影响超塑性,如图4所示。掺入的Si O₂颗粒使得镁基复合材料在拉伸过程中能够始终保持晶粒尺寸在3 μm以内,使得试样能够在高应变速率下出现较大的伸长率。

拉伸试样的流变应力-应变曲线如图11所示, 根据图11中数据计算出的应变速率敏感性指数m范围为0. 32 ~ 0. 41,考虑到临界应力的影响,得出m值就约为0. 50,这说明试样的变形机制为晶界滑移变形。

公式( 1) 为流变应力为常数时表面激活能计算公式。

图11 流变应力-应变速率曲线 Fig.11 Curves of flow stress-strain rate

式中, ,T和R分别为应变率、绝对温度和气体常数。假设 σ 为20 MPa,在250 ~ 400 ℃ 范围内 对1 / RT的斜率即为Q_a值,约为106 k J·mol^{- 1},这个值处于镁原子晶界自扩散值( 92 k J·mol^{- 1}) 和镁原子晶格自扩散值( 135 k J·mol^{- 1}) 范围内^[17]。 这表明试样变形协调机制是晶界滑移和位错攀移, 而攀移是由晶界和晶格扩散混合作用所控制。Watanabe和Mabuchi等^[18,19]已经报导过其他加工工艺制作的镁合金,与本研究制备的材料具有相似的变形协调机制。

4结论

1. 掺入Si O₂颗粒的镁 合金硬度 达到了HV110,与未掺入Si O₂颗粒的搅拌摩擦试样相比增加了HV30左右,搅拌区硬度波动较小。

2. 试样中均匀分布的Si O₂颗粒能够抑制搅拌摩擦、静态退火和高温塑性变形过程中的晶粒快速增大,使晶粒尺寸保持在3. 0 μm以内。

3. 在400 ℃ 下以3 × 10^{- 1}s^{- 1}的应变速率拉伸试样得到了最大的试样伸长率453% ,试样并没有出现明显的局部颈缩。

4. 通过对应变速率敏感性指数m和表面激活能进行分析,可知试样高温下塑性变形机制为晶界滑移伴随着位错攀移。