ECAP

ECAP（通用4篇）

ECAP 篇1

近年来,等径变曲通道变形(Equal channel angular pressing,简称ECAP)技术因可有效制备块状超细晶(亚微米和纳米级)材料而引起材料科学家的极度重视。该技术是将试样通过2个互成一定角度的等截面通道,经多次重复挤压实现试样的剧烈变形。由于ECAP变形可有效形成大角度晶界结构[1,2,3](不同于轧制、挤压及拉拔等常规加工变形方法形成的小角度晶界胞状结构[4,5]),致使试样晶粒细化,获得平均晶粒尺寸达到亚微米甚至纳米级的组织,提高了材料的强度和塑性,改善了材料的综合力学性能。以前的ECAP研究大多局限于易变形的立方结构纯金属及其合金(如Al、Cu、Ni、碳钢等),这些材料由于具有良好的室温塑性加工性,易于采用通道夹角为90°的模具进行ECAP变形,获得超细晶组织。但密排六方结构金属,如钛及其合金,拥有比立方结构金属少的滑移系,塑性及室温可加工性差,不易实现ECAP变形。因此常通过加热、改变模具参数或润滑条件、施加背压力等来实现钛及钛合金的ECAP变形。采用ECAP技术制备的钛及钛合金,在强度、超塑性、疲劳极限和耐腐蚀性等方面都有显著提高。国内对于具有六方结构金属的ECAP变形的研究报道比较少,而国外相应文献较多。目前,ECAP法制备的钛及钛合金连接件,已应用于医学、汽车和航空领域[6,7]。

1 钛及钛合金ECAP变形工艺

ECAP变形过程中,晶粒的细化过程一般可分为3个阶段:粗大晶粒沿剪切方向被拉长成带状组织,大晶粒被粉碎成具有小角度晶界的亚晶;亚晶被继续破坏,开始出现部分具有大角度晶界的等轴晶组织;最后随变形量的继续增大,晶粒间的位向差继续增大,大角度晶界形成,晶粒细化至亚微米甚至纳米级。其组织演化除受到晶粒结构、相组成、材料原始组织等[8,9,10]因素影响外,还主要取决于挤压方式、温度、速度等变形工艺参数和模具形状参数。

1.1 挤压次数

ECAP变形模具通道夹角为Φ,外圆角为Ψ。试样在外加载荷的作用下通过通道,并在通道拐弯处产生近似理想的纯剪切变形。由于挤压过程中试样的横截面形状及尺寸都保持不变,因此可以反复挤压,从而使每次变形的应变量累积而产生剧烈塑性变形。在不考虑试样与模壁间摩擦时,经N次挤压后的累积等效应变可用式(1)进行计算[11]:

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由式(1)可知,随挤压次数的增加,累积塑性变形增加,可获得相当大的总应变量,从而导致位错增殖,晶粒细化。Ko等[12,13]在600℃采用0.3s-1的应变速率对Ti-6Al-4V合金进行挤压。结果表明在前四道次,晶粒细化效果随道次的增加而增加,晶粒尺寸由原始的11μm细化到0.3μm;四道次后,晶粒尺寸无明显变化,但晶粒间的位相差随道次的增加而增大,大角度晶界也逐渐增加;此外,随着变形量的增大,晶界滑移所占比例越来越大,而位错滑移越来越少。

上述结果主要与塑性变形过程中位错的增殖、湮灭及回复作用有关:变形不大时,位错密度较小,金属内积聚的内能较小,位错湮灭速度小于增殖速度,位错密度增加,晶粒细化效果显著;变形量达到一定程度时,位错的增殖和湮灭达到动态平衡,晶粒尺寸基本不再变化,但由于变形过程中相邻晶粒间的相互作用,晶粒需发生转动,以协调变形的进行,晶粒间的取向差继续增加,大角度晶界晶粒逐渐增多。

1.2 挤压路线

采用不同的ECAP方式可以改变试样内的剪切平面和剪切方向,从而对晶粒细化效果具有重要影响。根据相邻挤压道次间试样相对于其纵轴线旋转方向和角度的不同,ECAP挤压路线主要有4种[14],即A方式(试样不旋转)、BA方式(试样绕纵轴旋转90°,2次旋转方向交替改变)、BC方式(试样绕纵轴旋转90°,2次旋转方向不变)及C方式(试样绕纵轴旋转180°)。

挤压路线对ECAP变形金属组织和性能的影响仍存在一些分歧。Stolyarov等[15]在400～450℃范围内,采用Φ=90°的模具,分别通过BC、BA、C 3种方式实现工业纯钛的ECAP变形,并对试样的表面质量、显微硬度、拉伸性能及各向异性进行了研究。研究发现,3种变形方式经多道次变形后均可使晶粒细化,但采用BC方式变形得到的试样表面质量比BA方式和C方式获得的试样表面质量好,且BC方式对晶粒的细化效果最有效,可获得平均晶粒尺寸260～350nm的等轴晶试样,而其它2种方式只能获得拉长的非等轴晶,但BA方式的细化效果最差。该作者认为剪切方式、晶体结构及变形织构的相互作用是影响晶粒细化的主要因素。Zhernakov等[6]对BC方式和C方式进行了对比试验,认为这2种方式晶粒细化效果基本相同,但BC方式比C方式所获得组织更加均匀,且强度、塑性和疲劳强度都要比C方式好。Hyun等[16]认为产生上述结果的原因是在BC方式的ECAP变形过程中,除发生基面undefined滑移外,还发生undefined棱锥面滑移,从而导致具有大角度晶界的超细晶粒增多。

1.3 挤压速度

对于Al、Cu、Mg[17,18,19]等易于变形的金属材料,挤压速度对平均晶粒尺寸并没有显著影响,但对微观组织精细结构的影响不可忽视。在较低的挤压速度下,易变形金属材料容易发生晶粒回复,这主要是因为在较低挤压速度下,晶粒回复时间相对较长,使位错密度减小,显微组织趋于平衡。而难变形密排六方金属材料(如钛及钛合金)对应变速率有很强的敏感性,变形速率越快,屈服强度越高,塑性越差。Semiatin等[20]研究了不同挤压速度、不同变形温度条件下工业纯钛ECAP变形的可加工性。结果发现,在室温下不论挤压速度(0.025～25mm/s)多大,试样均严重开裂;当在325℃分别采用0.25mm/s、0.81mm/s和2.5mm/s挤压速度时,可实现ECAP变形,获得表面无裂纹的试样;但当挤压速度很大(如25mm/s)时,试样开裂(见表1)。这可能是由于较低的挤压速度下更容易发生回复,且回复作用时间较长,因而更多的位错被晶界吸收,使得材料的微观结构比较均匀。因此对于钛及钛合金这种难变形的材料,一般选取较低的挤压速度,可降低挤压力,增加其可加工性,从而获得均匀的细化晶粒。

1.4 挤压温度

挤压温度是影响难变形密排六方结构金属(如钛)可加工性的重要因素。一般来说,温度越高,越有利于材料的塑性变形[21]。Semiatin等[20]在较低温度(25℃、125℃和225℃)下对工业纯钛进行ECAP变形时发现,无论挤压速度多小,工业纯钛试样均严重开裂,但当温度达到275℃时,采用合适的挤压速度(0.25mm/s)可获得表面光滑无裂纹的试样。但温度过高时容易在挤压过程中发生回复,使得位错的湮灭速度大大加快,不利于大角度晶界的形成,且晶粒有长大趋势。Kim等[22]在200℃、400℃、600℃对工业纯钛实现ECAP变形时发现,在挤压温度为400℃时,获得微观组织均匀细化的变形试样。温度过低,晶粒细化不均匀,而温度过高,由于高温再结晶作用,沿剪切方向会出现大量细长的再结晶组织。Raab等[23]采用A方式对工业纯钛进行ECAP变形,当温度由300℃升高到400℃时,工业纯钛累积等效真应变增加了2倍,断面平均晶粒尺寸从0.4μm增加到0.5μm。

因此,对于钛等密排六方结构金属,变形温度的选择不仅要考虑材料的可加工性,还要考虑变形温度对变形组织的影响。在试样能够均匀变形的前提下,尽量降低变形温度,减小回复和再结晶对晶粒细化效果的影响。

1.5 模具参数

由式(1)可知,增大模具通道夹角可减小单道次ECAP变形的等效应变,故对于难变形的金属材料常通过增大模具通道夹角来实现ECAP变形,如Aleksandrov等[24]在1273K采用通道夹角Φ=90°的模具对工业纯钨进行ECAP变形时试样挤裂,而在同样温度采用通道夹角Φ=110°模具时成功实现了8道次ECAP变形。本研究组[25,26,27,28]通过改变模具参数、挤压变形条件(挤压速度、润滑工艺等),采用通道夹角为120°的模具在室温成功实现工业纯钛的单道次和4道次ECAP变形,制备的变形试样表面光滑无裂纹。

由于增加模具通道夹角使每道次的等效应变减小,因此要想获得相同的累积等效应变,就必须采用更多的变形道次。理论上,采用不同通道夹角模具产生相同的累积等效应变,试样的晶粒细化效果应相同,但试验却与此不一致。Semenova等[29]在700℃分别用通道夹角Ф为135°和120°的模具对Ti-6Al-4V合金进行12道次及8道次ECAP变形,2种情况累积等效应变相同(ε=6)。结果表明,后者的细化效果更明显,组织更加均匀,无论在横向还是纵向获得的都是等轴晶粒,晶内几乎不含孪晶,内应力比较低;而前者在纵向获得拉长晶粒,晶粒内夹杂着大量的薄片状孪晶组织,且具有很高内应力,力学性能比后者好。

此外,静水压力也影响钛及钛合金的ECAP变形。Raab等[23]在研究温度和静水压力对工业纯钛ECAP变形的影响时,采用Φ=120°模具以6mm/s挤压速度按A、BC、C不同方式在不同温度下实现工业纯钛的多道次ECAP变形。结果表明,在300℃采取BC方式和C方式,通过增加静水压力可获得平均晶粒尺寸在0.25～0.35μm之间的纯钛材试样(前者挤压道次高达13道次,后者挤压道次高达15道次)。这主要是因为在ECAP变形过程增加静水压力可使金属内附加拉应力相对减小,从而避免形成裂纹,使钛及钛合金等难加工材料可在较低温度下变形,获得更加均匀的组织。

2 钛及钛合金ECAP变形后的微观结构特征

2.1 显微组织及变形机制

钛在常温下的晶体结构为密排六方结构,晶体结构特征值(轴比c/a)为1.587,比理想密排六方结构金属的1.633小。多晶体材料要依靠多滑移系来实现各晶粒之间的相互协调。每个晶粒内至少要有5个独立的滑移系同时开动,才能保证晶体连续变形而不出现裂纹。而工业纯钛在变形过程中由undefined、undefined、undefined个滑移面和undefined个滑移方向组成4个独立的滑移系。因此孪生在钛ECAP变形过程中起着至关重要的作用[8,9]。Shin等[30]在350℃对工业纯钛进行不同方式的ECAP变形,认为在第一道次ECAP变形过程中,孪生是主要的变形机制,其孪生面为undefined;第二道次ECAP变形机制则变为位错滑移,具体的滑移系与ECAP变形方式有关。C方式主要产生a滑移和(c+a)滑移;B方式主要产生a滑移;而A方式的变形机制则是a滑移和孪晶带内的显微孪晶协调整个变形。在室温采用120°模具进行ECAP变形时,在一道次变形试样中也观察到孪晶的形成[25,28]。

此外,温度是影响工业纯钛ECAP变形机制的重要因素。Kim 等[22]发现,挤压温度为200℃时,变形主要发生在a滑移和(c+a)滑移上;随着挤压温度的升高,孪晶密度逐渐增加,位错密度逐渐减小,当达到350℃时,孪生取代滑移成为主要的塑性变形机制,但超过350℃后,孪晶密度开始减小,位错密度增加;在600℃时发生动态回复和动态再结晶,位错密度急剧减小。

Yapici等[31]在800℃对Ti-6Al-4V合金进行ECAP变形,发现形成大量的孪晶,二道次的孪晶体积分数高达30%～40%。undefined晶面孪晶是唯一的孪生模式,也是Ti-6Al-4V合金在一、二道次ECAP变形的主要变形机制。这与孪生发生在低温变形的结论相矛盾,Yapici等认为高温下的这种孪生行为主要归因于ECAP过程产生的高应力以及适度的应变速率。

2.2 组织稳定性

一般来说,通过强烈塑性变形获得的超细晶材料由于具有高的内应力和位错密度,在热力学上是不稳定的[32],在适当外界条件下有向亚稳态或稳态转变的趋势,一般表现为晶粒的长大,一旦发生晶粒粗化,超细晶材料则失去特有的优异性能。

大量试验结果表明,用ECAP制备的钛与钛合金超细晶具有良好的热稳定性。在一定温度下,晶粒不长大,同时,纯金属晶粒的长大温度低于合金。如ECAP纯钛在温度高达300℃时组织稳定[15,26],在400℃时晶粒无明显长大现象,且在400～450℃时显微硬度和强度等力学性能基本稳定;ECAP制备的Ti-6Al-4V超细晶[12]在退火温度为600℃时组织稳定。

3 钛及钛合金ECAP变形后的性能

3.1 力学性能

材料的屈服强度与晶粒尺寸之间的关系可用Hall-Petch关系式表述,当晶粒细化程度很高时,细晶强化的效果非常显著。如工业纯钛[33]晶粒尺寸由45μm细化到0.4μm,屈服强度由354MPa增加到582MPa,抗拉强度由487MPa增加到645MPa。Ti-6Al-4V合金[12]经8道次ECAP变形后,晶粒细化到0.6～0.8μm,屈服强度和抗拉强度分别从1040MPa、1160MPa提高到1340MPa、1400MPa。

3.2 超塑性

材料的超塑性是指材料在拉伸试验中,无明显宏观颈缩,延伸率大于100%～300%的现象。研究表明[34,35,36],用高压扭转法(HPT)制备的超细晶对钛及钛合金的超塑性性能有明显的促进作用。这可能是由于晶粒细化,材料在拉伸变形过程中各个晶粒的变形分布更加均匀,应力集中较小,内应力分布较均匀,材料在断裂前可以承受更大塑性变形量。但采用不同的塑性变形方式获得的超细晶,其超塑性性能也有明显的差别[37]。Ko等[12,13]研究表明,Ti-6Al-4V合金经4道次和8道次ECAP变形后,晶粒由11μm细化到0.3μm,塑性有大幅度的提高,并且8道次所形成的超细晶明显比4道次的塑性好,其延伸率高达700%,应变速率敏感性指数m达到～0.45,认为超细晶的低温超塑性行为主要是由晶界滑移造成的。随着变形应变的增加,大角度晶界的超细晶越多,晶界滑移占的比例就越大,塑性就越好。而对于超细晶纯钛的超塑性则未见相关报道。

3.3 疲劳性能

ECAP变形后,钛及钛合金由于获得了超细晶组织,其疲劳强度也显著提高[38]。超细晶(0.25μm)纯钛与粗晶(20μm)钛相比,疲劳极限从252MPa提高到403MPa,基本相当于粗晶(20μm)钛的屈服强度(400MPa),且循环应力由4.211N提高到34.504N,故疲劳寿命的延长非常明显。

3.4 耐腐蚀性能

钛是一种高钝化金属,具有良好的耐腐蚀性能。Ba-lyanov等[39]研究发现,在同等条件下,ECAP制备的超细晶纯钛比粗晶钛的耐腐蚀性好(见表2)。从表2可知,超细晶钛有较低的腐蚀电流密度、较高的钝电位以及较低的腐蚀率;随着HCl、H2SO4浓度的增加,耐腐蚀性能下降。Balyanov等认为在晶界和位错表面缺陷处快速形成钝化膜是超细晶钛提高耐腐蚀性能的主要原因,而且杂质在晶界处偏聚可加快粗晶钛的腐蚀。

4 结束语

ECAP变形技术可制备具有高的强韧性、抗疲劳性能以及耐腐蚀性能的超细晶钛及钛合金块材,可充分发挥常规钛及钛合金材料在室温下的综合性能。目前大多数钛及钛合金ECAP变形的研究,主要集中在ECAP变形过程中组织演化机理、细化机理和变形后力学性能及组织稳定性等方面,而对于超细晶材料的工业化生产研究不多。由于ECAP变形技术本身的工艺特点使其工业化应用仍受到一些限制,对于工业化应用的研究可从连续化、综合化等方面考虑,通过改进ECAP变形工艺,以满足工业化生产的需要。

(1)连续化生产。

可通过改变模具结构形式和改变进料方式来实现。结合现有的常规变形方式及ECAP变形原理,通过改进模具结构可实现ECAP的连续性生产。连续式ECAP变形模具就可有效实现长坯料的连续性生产(如C2S2[40,41]、DCAP[42,43,44]、ECAR[45,46]等),但目前这类模具仅适合生产断面较小的长材。而通过料挤料方式可减省模具的拆卸,增加操作的连续性,这种方式已被成功应用于实验过程中,且较采用连续式模具而言其可实现更大断面原料的生产。

(2)综合多种变形方式生产。

采用ECAP变形+常规变形及热处理制备超细晶材料,以获得不同组织、不同性能及不同形状的超细晶材料,从而可扩大超细晶材料的应用范围。

总之ECAP是最有可能实现工业化的强烈塑性变形制备超细晶块体材料的方法之一。

ECAP 篇2

目前利用ECAP技术制备的超细晶材料种类越来越多, 但与其他材料相比, ECAP技术在制备超细晶粒铝合金方面的工艺更加成熟。铝合金经过大塑性变形后, 晶粒被细化, 同时由于大塑性变形过程产生很大的应变量, 在铝合金中引入了很大的储存能, 虽然在晶粒细化的过程中有大量的储存能被消耗掉, 但在晶粒内部及小角度晶界上位错密度仍然很高, 使得被细化后的铝合金在热力学上是不稳定的, 具有向变形前的稳定状态转化的趋势。本研究主要对经过Bc路径四道次ECAP后的7005铝合金进行退火处理, 并研究和分析退火温度对力学性能及显微组织的影响。

1 实验

1.1 实验材料

实验材料为7005铝合金 (化学成分见表1, 质量分数, %) , 将原始材料加工成10 mm×10 mm×30 mm的试样。实验前合金的状态为T1。

1.2 实验方法

对原材料试样进行四道次ECAP挤压, ECAP模具内角为90°、外角为30°, 模孔为10mm×10mm的方形 (图1) , 挤压要求试样与通道形状一致, 且配合、润滑良好。

将四道次挤压后的7005铝合金试样分别在90℃、120℃、150℃、180℃、210℃进行退火热处理, 保温时间为1h。分别对经过退火处理后的试样进行X、Y面 (如图2定义所观察的截面) 的显微硬度测试, 并在CSS-44100电子万能试验机上进行室温拉伸试验, 测量铝合金试样在不同退火温度下的抗拉强度、最大拉应力等性能指标, 拉伸速度为5mm/min。通过透射电子显微镜观察并分析退火处理后试样的显微组织变化情况。

2 结果与分析

2.1 退火温度对硬度及抗拉强度的影响

7005铝合金试样在进行四道次ECAP后, 由于挤压过程中产生了剧烈的塑性变形, 使得晶粒细化, 试样强度大幅提高。挤压后的试样在不同温度下进行退火处理后, 试样的硬度及抗拉强度变化情况如图3所示。

从图3中可以看出, 在90℃和120℃经1h保温退火处理后, 合金硬度及抗拉强度并没有明显下降, 但退火温度升到150℃后, 随着温度的升高硬度值及抗拉强度都开始有所下降。其主要原因是:经过四道次ECAP变形后铝合金试样内部存在缺陷, 有较高的位错密度, 退火处理过程中, 退火温度较低时主要发生回复作用, 点缺陷和位错发生运动。90℃时主要是点缺陷发生运动, 移至晶界或位错处并消失, 使得点缺陷密度大大减少, 由于力学性能对点缺陷的变化不敏感, 因此硬度值基本没变化;但退火温度稍高时, 原子活动能力增强, 除点缺陷运动外, 位错也被激活, 在内应力作用下重新发生滑移, 处于同一滑移面上的异号位错可能互相吸引而会聚并抵消, 使位错密度略有下降, 反映在力学性能上则是其硬度略有降低;随着退火温度的继续升高, 位错被充分激活, 具有足够的活动能力以克服变形结构的钉扎作用而发生滑移, 然而同一滑移面上的同号刃型位错在本身弹性畸变应力场相互作用下发生攀移运动, 形成位错墙, 再加上螺型位错的交滑移运动, 产生多边形化, 缠结中的位错进行重新组合, 材料内部的原子扩散性逐渐增强, 使得变形晶粒转变到能量较低的状态。因此, 当退火温度升到150℃时, 铝合金试样硬度略有降低。

2.2 退火温度对显微组织的影响

图4为四道次ECAP变形的铝合金经不同温度等温退火1h后的TEM照片。从图4 (a) 可以看出, 四道次ECAP变形未退火试样显微组织存在较明显的剪切取向, 晶粒间的晶界部分趋于平直化, 部分为明暗相间不规则边界, 部分由大量位错缠结组成, 说明此时的晶界处于非平衡状态。从图4 (b) 可以看出, 90℃等温退火后, 晶粒间的剪切取向减弱, 晶界平直化的趋势增大, 晶粒内位错密度仍然较高。从图4 (c) 可以看出, 晶粒尺寸与90℃等温退火时接近, 位错大量向晶界运动, 团集成多边形化界面, 使得晶粒内部的位错密度大大降低, 亚晶界变得清晰且平直化较为明显, 并形成比较均匀的等轴晶。TEM观察到的多边形化过程实质上是形变产生的形变位错胞内部位错密度不断下降, 胞壁处的缠结位错不断凝集而使胞壁变薄, 逐渐形成网络, 构成清晰的亚晶界的过程。从图4 (d) 可以看出, 样品中已有部分再结晶晶粒形成, 但还有少数亚晶未合并, 表明再结晶尚未完成。晶粒内位错很少, 亚晶进一步长大并相互吞并, 生成大角度晶界。从图4 (d) 中还可看到第二相粒子大量出现在晶界和亚晶界上, 它们在再结晶形核和生长时, 对位错运动及晶界的迁移起到钉扎作用, 增加了亚晶界的稳定性, 阻碍了再结晶时晶界的推进。从图4 (e) 可以看出, 随着退火温度的进一步升高, 在180℃等温退火时, 晶粒尺寸长大, 晶粒内部的位错密度迅速降低, 位错几乎不存在, 晶界平直化现象明显, 再结晶晶粒趋于等轴状, 第二相粒子分布在晶界上。这说明180℃等温退火时再结晶晶粒通过大角度晶界的移动、以相互吞食的方式长大, 致使晶界减少, 总的界面自由能降低。在这个过程中, 晶界迁移因遇到了数量多而细小的第二相粒子而受阻, 使晶粒长大速率降低, 晶粒粗化速率减慢。

3 讨论

经过大塑性变形后, 金属材料的内部存在大量的缺陷, 通过热力学分析可以得出, 大塑性变形引起了金属储存能的增加, 使金属内部原子有向低能态转变的趋势, 这一趋势使其组织处于不稳定的状态。当满足一定条件后, 金属内部原子会向缺陷比较少的稳定状态运动, 这一转变包括扩散、位错以及晶界的移动等, 主要通过原子及空位的回复再结晶来完成。这就需要对材料进行合适的加热退火处理, 提供所需能量并在一定程度上实现冷变形造成的亚稳定状态向稳定状态转变。低温回复过程中, 大塑性变形时形成的过饱和空位消失以保持平衡浓度, 使得能量降低, 原先变形晶粒内大量增殖的位错密度有所下降, 位错经过重新排列后处于低能态。随着温度的升高, 原子的活动能力开始增强, 大塑性变形后的材料在中温回复时, 晶体中同一个滑移面上的异号位错在热激活能的作用下相互吸引、会聚而消失, 不在同一个滑移面上的异号刃型位错则通过空位凝聚消除半原子面或空位逃逸制造半原子面而消失;高温回复时, 晶体中的同号刃型位错沿滑移面塞积从而导致点阵弯曲, 发生位错的运动和重排, 位错由平行滑移面排列转变为垂直滑移面排列, 形成位错墙, 组成亚晶界, 即发生多边形化[10]。与此同时, 胞内的位错越来越少, 胞壁的位错重新排列和对消, 使胞壁减薄而逐渐变锋利, 最后形成位错网络, 也就是说, 胞壁完全锋锐了的胞块转化为亚晶。接着亚晶将会进一步长大以减小小角度界面面积从而降低储存能, 亚晶随着亚晶界的迁移形成大角度晶粒。通过实验分析可知, 热处理过程所提供的能量会使挤压试样从大塑性变形造成的亚稳定状态逐渐转变为稳定状态, 随着热处理的进行及温度的升高, 位错缠结、分割, 使晶粒碎化, 通过回复再结晶可以获得细小的晶粒。

在本研究中, 当温度高于150℃时试样的显微硬度发生明显的变化, 同时并没有新相的产生和新晶粒的出现, 这说明150℃退火1h后的7005铝合金试样的显微结构相对稳定。据分析可得, 随着退火温度的升高, 再结晶晶粒趋于等轴状, 第二相粒子继续析出, 弥散地分布于晶粒内的亚晶界上并被位错所包围。第二相粒子的存在对晶内位错起到了增生作用, 有利于合金的强化。温度是再结晶发生的先决条件, 退火温度越高再结晶过程进行得越快, 样品的形变量越大, 形变储能越高。在实验中, 7005铝合金试样经过四道次ECAP变形后, 具有较高的形变储能, 在快速加热退火过程中, 高温状态下其形变储能释放越快, 形核率越高。根据再结晶形核理论[11], 再结晶是一个需热激活的过程, 退火温度越高, 样品中形变储能在再结晶时释放得越多, 再结晶驱动力越大, 形核率越高。热处理时采用的是到温入炉, 加热速率很快, 从而使得回复不完全甚至来不及回复, 形变储能的释放有利于再结晶形核率的提高, 有利于再结晶的进行。

4 结论

(1) 经过四道次ECAP挤压后, 随着退火温度的升高, 试样内部的缺陷不断减少, 储存能部分得到释放, 位错密度下降, 试样的硬度及抗拉强度均有下降的趋势。

(2) 显微组织观察发现挤压后的材料在不同退火温度处理后并没有新相出现, 同时在150℃退火处理1h后晶粒细化程度比较好, 亚晶粒与晶胞没有发生明显的长大, 并且分布呈现均匀化趋势。

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ECAP 篇3

关键词：钛,医用生物材料,ECAP,超塑性,微观组织

钛和钛合金具有高的比强度和耐腐蚀性,是理想的医用植入材料。纯Ti根据其中O、N杂质浓度的不同分成4个等级,即CP1(Commercially pure)、CP2、CP3、CP4,强度依次由240MPa升高到550MPa,多应用于医用支架、手术刀等。另一种应用广泛的医用生物材料是Ti-6Al-4V ELI(Extra-low interstitial),其强度为800～1000MPa,应用于植入关节、牙科植入材料等高强度的场合[1]。然而长期处于人体环境中的Ti-6Al-4V会释放V和Al金属离子,产生细胞毒性,其中Al主要影响脑和阿兹海默氏脑脊髓病[2],V有很强的毒性效应,主要影响酵素系统[3]。另外,金属与骨头的弹性模量差异过大造成应力遮蔽(Stress shielding)现象,周围骨头因伍尔夫定律(Wolff′s law)渐渐产生骨质溶解而造成松脱。

近年来,有学者开发了无V、Al元素和低弹性模量的近Beta型钛合金[4,5],日本Niinomi课题组开发的Ti-29Nb-13Ta-5Zr合金[4],其固溶态合金的弹性模量只有56GPa,固溶处理和冷轧+时效处理后强度达到1000MPa[6]。然而大量合金元素的加入必然会带来成本的增加,且与现在的绿色制造和环境保护的要求背道而驰。因此,在牺牲弹性模量的前提下,为了达到提高强度的目的,可放弃合金化的方法,而采用细化晶粒的方法。

强塑性变形可以细化金属的晶粒。强塑性变形法包括等通道挤压、多向锻造、高压旋压、累积叠轧和搅拌摩擦加工等,其中等通道挤压(Equal-channel angular pressure, ECAP)法得到了特别的关注[7,8],是因为经过多年的数据和经验的积累,人们逐渐发现ECAP法可处理尺寸相对较大的材料,处理一种Al合金棒材的最大直径达到100mm[9];ECAP法应用于结构材料的范围更加广泛,一般具有一定塑性的金属均可作为对象; ECAP工艺过程相对简单,所用设备在实验室条件下可以较容易获得。由于以上优点,而且ECAP处理后的材料具有较好的力学性能和生物相容性,近年来有关ECAP工艺和细晶化改性的研究成为热点[10,11],ECAP细化钛和钛合金的晶粒以及纳米晶粒钛的抗疲劳性、耐腐蚀性和生物活性的研究获得了长足进展。

1 ECAP法及研究进展

ECAP的装置如图1所示。金属在一定外加应力的作用下,在通过弯道时发生剧烈剪切变形,微观组织中引入大量的位错,并形成胞状组织,经过多道次的处理获得具有高倾角晶界的细晶组织,晶粒尺寸为200～500nm,其取决于原始组织和金属的种类[8]。试样在下一道次开始前,沿自身的对称轴旋转不同的角度意味着不同的路径,即A路径的道次间试样无转动;Ba路径,试样向相反的方向转动90°;Bc路径,试样向相同的方向转动90°;C路径,试样转动180°[7]。ECAP每道次引入的应变与等径通道拐角Φ和外角Ψ有关,N道次引入的应变为[12] :

undefined

ECAP法不仅适用于棒材,将模具加以改进还可以适用于板材、线材等[13,14,15,16,17]。图2为ECAP处理厚板材(厚度大于等于5mm)的示意图,板材晶粒细化到0.9μm,路径和道次影响ECAP处理板材的织构演变,通过控制ECAP处理的道次和路径,可控制板材织构[14]。图3为ECAP处理线材的过程示意图[18,19],圆线材在进入模腔的起始阶段后,截面由圆形转变为方形,依靠模腔与线材间的摩擦力,线材在轧辊的带动下通过模腔和后部的类似ECAP装置,细化晶粒。

2 ECAP处理CP-Ti的微观组织变化

D. H. Shin[20]研究了350℃时ECAP处理的CP2-Ti的微观组织和变形机理,发现在第一道次ECAP过程中,主要发生了密堆六方结构(hcp)的孪晶变形。图4(a)为细密的带状组织,这种带状组织沿某一方向整齐排列;图4(b)为选区的衍射图,该带状组织是undefined孪晶组织。而第二道次的微观结构根据ECAP处理路径的不同显示出差异:A路径和C路径显示带状晶粒组织,而Bc路径显示等轴状晶粒组织。D. H. Shin认为在第二道次的变形中位错滑移是主要的变形机制,在原孪晶内部位错密度增加。位错滑移的方式依赖于变形路径,C路径变形为a和a+c柱面位错滑移,A路径变形为基面a位错滑移,而Bc路径变形为a柱面位错滑移。

3 ECAP法细化晶粒提高CP-Ti的强度

采用350～450℃的多道次ECAP处理,Ti晶粒能够细化到200～500nm[21,22,23,24]。图5为不同路径第二道次ECAP处理CP2-Ti的TEM图。由图5可知,采用多道次的Bc路径ECAP处理,晶粒细化的效果最好,晶粒形状接近等轴状。表1为ECAP处理Ti的力学性能。由表1可以看到,经过8道次ECAP处理后,粗晶Ti的最大拉伸抗力由460MPa提高到710MPa,但仍未达到Ti-6Al-4V的程度(为800～1000MPa);在ECAP处理后加入冷轧处理,则Ti的强度进一步提高,趋于Ti-6Al-4V的强度水平; ECAP道次由8次增加到12次,强度没有明显的增加,但是延伸率提高。仅采用冷轧法对Ti进行细晶处理时,在35%的冷轧后延伸率下降到1%,而延伸率的明显降低对Ti的韧性是一大损害[21]。

4 ECAP处理后CP-Ti的抗疲劳性和耐腐蚀性

在长期人体的环境中,植入材料受到周期性外力的作用,因此作为植入材料具有良好的抗疲劳性非常重要。Kim等[25]检验了ECAP处理Ti的疲劳性能,并与粗晶Ti进行了比较,结果发现,具有亚微米晶粒的Ti的疲劳极限应力是相应粗晶材料的1.76倍,然而,ECAP处理Ti的疲劳缺口敏感性增加。Kim认为这是由于特征微观组织的尺寸大幅减小导致裂纹扩展的速率增大所致。

Nieondorf等[26]检验了Ti的晶粒尺寸和分布对Ti的疲劳性能的影响,分别对粗晶Ti、ECAP处理Ti和粗细晶混杂Ti进行了疲劳试验(图6),发现在全应变控制的循环载荷作用下,细晶Ti的疲劳表现好于粗晶Ti和粗细晶混杂Ti,这主要归功于随晶粒尺寸的减小,局部裂纹减少,每次循环的能量耗散减少。

为了检验ECAP处理Ti的耐腐蚀性,A. Balyanov等[27]进行了ECAP处理Ti在HCl和H2SO4溶液中极化曲线测定的实验,同时也进行了在腐蚀液中腐蚀后的失重试验。结果发现,经过ECAP处理的细晶Ti在HCl和H2SO4溶液中的抗腐蚀性明显好于粗晶Ti,其原因是细晶Ti的晶界面积增大、位错增多,在腐蚀液中能够在表面很快产生钝化层,而不纯物在晶界的聚集会提高粗晶Ti的腐蚀速度。

5 生物活性

生物活性是指植入材料与周围人体组织的整合性。当植入体暴露于人类的体液、蛋白质和各种细胞中时,在植入体和组织之间发生生物反应,这种反应反映了植入材料在人体内部的接受程度,具有优良生物活性的植入体能促进周围细胞和骨组织的发育和生长,从而保证了与人体的良好整合性。用Ta、Nb和Zr等元素代替V和Al可增强Ti合金的生物活性[28,29,30,31],在钛合金中Ta元素的加入明显减少了有害金属离子在体液中的释放,增强了细胞的生长和活性[28]。Okazaki等[29,30]的研究证明Ti-15Zr-4Nb-4Ta β型钛合金周围体细胞的生长速度快于Ti-6Al-4V,Niinomi[31]也指出Ti-29Nb-13Ta-4.6Zr的生物活性优于Ti-6Al-4V,另外,值得一提的是经过细晶处理的CP2-Ti周围鲜活细胞的附着性明显好于粗晶CP2-Ti[32],归功于晶粒细化使晶界表面能增加。

6 ECAP处理Ti和Ti合金的超塑性

超塑成形是热塑性加工方法之一,超塑成形的塑性好、成形力小,具有近净成形、整体成形的优点,尤其对于难加工、高强度材料,采用超塑成形法不失为一种有效的材料加工方法。获得超塑性需要材料的晶粒尺寸在变形温度保持稳定,不发生明显的晶粒长大。

经过ECAP处理的Ti具有亚微米级的晶粒尺寸,为具备超塑性创造了条件,然而亚微米的晶粒能态高,晶粒长大的驱动力较大,因此需要检验细晶Ti在高温的晶粒热稳定性。ECAP处理Ti在后续的热处理过程中,其硬度在450℃存在明显的下降[21]。ECAP处理CP-Ti在450℃以下的变形机制是溶质云对位错运动的拖拽作用[33,34]。目前还没有ECAP处理CP-Ti在更高温度时晶粒长大动力学的报道,但是Gil等[35,36,37]研究了粗晶CP-Ti在α-Ti(700～800℃)和β-Ti(900～1100℃)相区的晶粒长大动力学,发现在β相区的晶粒长大系数大于在α相区的晶粒长大系数;由于Pd的加入,Ti-0.2Pd钛合金在α相区的长大系数为0.15,只有CP-Ti的长大系数(0.35)的1/2[35],其原因是聚集于晶界的Pd对晶粒长大的拖拽作用[35]。由于Ti-0.2Pd在α相区固溶处理后快冷到室温的微观组织有针状α′相析出,产生马氏体转变[38],所以有关Ti-0.2Pd的晶粒长大动力学和有关微观组织还需要进一步研究。

Valiev[39]和Ko[40] 等研究了ECAP处理Ti-6Al-4V ELI的低温超塑性。经过ECAP和后续挤压处理,Ti-6Al-4V的晶粒尺寸为400～600nm,在500～600℃温度区间,以10-4s-1的应变速率变形,变形后的试样和微观组织如图7(a)所示,在600℃延伸率达到240%,变形后的晶粒尺寸为500nm,晶粒长大不明显;在800℃以10-2s-1的应变速率变形,延伸率达到516%,变形后的晶粒尺寸为4μm(见图7(b))[39]。

从以上的实验结果可以看到,通过ECAP法细化晶粒,不仅可以提高Ti合金的强度,而且超细的晶粒组织为低温超塑变形提供了条件,更重要的是在低温超塑变形后,Ti合金的晶粒尺寸无明显长大,从而保证了成形后力学性能的稳定。图8是以ECAP处理CP4-Ti(长度为150mm)为原材料经过超塑成形获得的长条形CP4-Ti(长度达到1500mm),将应用于高性能的医用生物材料。

7 结语

ECAP 篇4

等通道挤压技术作为一种通过强烈剪切变形而获得晶粒细化的方法, 是20世纪80年代初由前苏联科学家Segal等人[4]在研究钢的变形织构和微观组织时提出的, 最初的目的是在不改变试样横截面积的同时引入强烈塑性变形。20世纪90年代, Valiev等人[5]发现利用该技术可以使材料产生大应变从而细化多晶材料的晶粒, 获得亚微米或纳米级的超细晶结构后, 引起了材料界的重大反响, 自此ECAP技术日益受到材料学界和工业界的重视并应用于制备超细晶铝合金, 铜合金、低碳钢和金属间化合物[6,7,8,9]。本工作采用ECAP方法对传统ZK60合金进行挤压, 研究了不同挤压温度和挤压道次对合金的组织与性能的影响。

1 实验方法

实验合金为ZK60挤压棒材, 挤压温度为300～370℃, 挤压比为2.8。通过电火花切割出等通道挤压试样的尺寸为ϕ20mm×110mm。实验采用的ECAP模具内角ϕ为90°, 外接弧角ψ为20°, ECAP变形每道次的压下量ε根据Iwahashi等人[10]的理论计算公式:

undefined

约为1。试样分别在180～300℃ ECAP挤压1道次和240℃挤压1～8道次, 挤压路径为Bc, 即相邻道次间试样按顺时针旋转90°。从等通道挤压后的试样中部截取微观组织观察与性能测试样品, 截取部位如图1所示, 观察面为Y面。

试样经抛光腐蚀后在金相显微镜上观察, 腐蚀液为用1mL硝酸+1mL乙酸+1g草酸+150mL蒸馏水。硬度测试在Wilson-410MVD上进行, 加载载荷为50g, 加载时间10s。

背散射电子衍射 (EBSD) 在FEI Sirion 200场发射扫描电子显微镜上进行。样品经过机械抛光后, 在5% (体积分数) 的高氯酸酒精溶液中进行电解抛光, 以消除表面残余应力。

透射电镜组织样品在Tecnai G20上观察。样品经机械预减薄至80μm后, 再进行离子减薄, 观察加速电压为200kV。

2 实验结果

2.1 挤压温度对ZK60镁合金ECAP组织的影响

图2为ZK60合金ECAP挤压前和经不同的温度下ECAP挤压1道次后的金相显微组织。从图2可以看出, ECAP挤压之前, 合金的组织为典型的挤压态组织, 合金晶粒沿着挤压方向被拉长, 但组织很不均匀, 由于挤压温度较高, 合金在挤压过程中发生了部分再结晶, 从图2 (a) 可以看出在拉长的晶粒周围分布着大量的再结晶小晶粒, 从而形成所谓“项链”状组织[11]。而在180℃经过ECAP 挤压1道次后, 大晶粒逐渐被破碎, 在大晶粒中出现大量的孪晶 (见图2 (b) ) , 并且在大晶粒的周围也分布着许多细小的再结晶晶粒;当温度为210℃时, 合金晶粒进一步被细化, 原有的大晶粒被拉长, 周围被许多再结晶小晶粒包围, 而且小晶粒的比例与180℃相比较多 (如图2 (c) ) , 合金中没有发现孪晶;240℃ ECAP挤压1道次后合金的组织得到更进一步的细化, 与210℃相比, 合金中的粗大晶粒趋于等轴化, 细小再结晶晶粒所占的比例也增加, 细化效果较好 (如图2 (d) ) ;当温度为270℃和300℃时 (如图2 (e) , 2 (f) ) , 可以明显看出合金已经发生了完全再结晶, 并且再结晶晶粒已经长大, 没有起到细化晶粒的作用, 且随着温度的升高, 再结晶晶粒也越大 (如图2 (e) , ( f) ) 。

(a) 挤压态; (b) 180℃; (c) 210℃; (d) 240℃; (e) 270℃; (f) 300℃ (a) as-extruded; (b) 180℃; (c) 210℃; (d) 240℃; (e) 270℃; (f) 300℃

2.2 挤压道次对ZK60镁合金ECAP组织的影响

图3为ZK60合金在240℃下经过不同道次ECAP挤压后的金相显微组织。从图3可以看出, 随着挤压道次的增加, 大晶粒逐渐被细化, 小晶粒的比例明显增加。在未进行ECAP挤压以前, 合金晶粒组织极不均匀, 经ECAP挤压后, 大晶粒逐渐被破碎, 经过4道次的ECAP挤压以后, 组织中主要以细小晶粒为主, 而在经过8道次挤压以后, 合金基本上全部为细小的等轴晶粒。从图3还可以看出, 合金晶粒细化的速率是随着挤压道次的增加而减小的。试样经过1道次ECAP挤压以后, 晶粒就已明显被细化, 挤压4道次以后, 晶粒已被细化到相当的程度, 但是道次再继续增加时, 细化的效果不是很明显, 经8道次挤压后, 合金晶粒大小与4道次挤压相比差别不大。

(a) 挤压态; (b) 1道次; (c) 2道次; (d) 4道次; (e) 6道次; (f) 8道次 (a) as-extruded; (b) 1 pass; (c) ;2 passes; (d) 4 passes; (e) 6 passes; (f) 8 passes

2.3 ECAP挤压后ZK60合金的力学性能

图4为合金挤压态和ECAP变形后的拉伸应力应变曲线, 其强度和伸长率列于表1。

从图4和表1可以看出, 经ECAP变形1道次后, 合金的屈服强度与原始挤压态相比明显降低, 而且随着温度的升高, 屈服强度先升高后降低, 在240℃达到峰值。在210℃和240℃变形时, 合金的伸长率与挤压态相比也降低, 但在270℃时, 合金的伸长率明显提高。而在240℃多道次ECAP变形, 合金的强度降低, 但伸长率得到大幅度提升。

2.4 EBSD 分析

金相可以较大范围地观察合金ECAP前后晶粒大小的变化, 但很难从数值上进行统计。采用EBSD方法计算晶粒间的位向差可以同时统计小角度晶界和大角度晶界划分的晶粒大小。并且通过EBSD还可以获得更多的晶界结构数据, 所以本研究采用EBSD的分析方法对ZK60合金经ECAP变形前后的微观组织演变进行了分析。

图5是挤压态ZK60镁合金及经过不同ECAP挤压工艺后合金的晶粒取向分布图。从图5 (a) 可以看出, 挤压态合金中的晶粒分布极不均匀, 包含了晶粒尺寸大于50μm的粗晶粒, 也存在大量晶粒尺寸小于10μm的小晶粒, 而且合金中的晶界大部分都为大角度晶界 (粗线条) , 几乎看不到小角度晶界 (细线条) 的存在。经240℃ ECAP 变形1道次后, 如图5 (b) 所示, 合金晶粒明显被细化, 而且粗大的晶粒内部可以观察到许多小角度晶界, 原始晶粒被分割成许多亚晶粒。随着变形道次的增加合金晶粒大小分布趋于均匀, 并且小角度晶界的比例较少, 大角度晶界的比例增加。经过ECAP变形4道次后的合金中晶粒大小分布比较均匀, 合金中大部分晶粒都为<10μm的小晶粒, 只存在部分>10μm的粗晶粒, 如图5 (c) 所示。而经过8道次变形后, 合金晶粒稍微有所减小, 但减小幅度不大, 说明经过4道次后再增加挤压道次, 合金的晶粒细化效果不明显, 如图5 (d) 所示。

(a) 挤压态; (b) 240℃ 1道次; (c) 240℃ 4道次; (d) 240℃ 8道次 (a) as-extruded; (b) 240℃ 1 pass; (c) 240℃ 4 passes; (d) 240℃ 8 passes

图6显示了ECAP变形前后ZK60合金中晶粒间位向差的分布情况。图6 (a) 为原始挤压态合金中的位向差分布情况, 可以看出合金中的大角度晶界所占的比率比较高。其中位向差接近于90°的位置出现了峰值, 位向差分布明显与随机取向的大角度晶界分布偏离, 说明该合金中形成了一定的织构。如图6 (b) 所示, 经ECAP变形1道次后, 亚晶界和小角度晶界的明显升高, 而大角度晶界所占的比例明显减少, 在排除小角度晶界的情况下, 大角度晶界的分布接近于随机分布。随着变形道次的增加, 小角度晶界所占的比例逐渐减少, 而大角度晶界所占的比例明显增加, 如图6 (c) 所示。而经过ECAP变形8道次后, 合金中的位向差分布在接近30°时又存在一个峰值, 并且偏离了随机取向分布的位向差分布曲线, 如图6 (d) 所示。说明经ECAP变形8道次后合金中也具有明显的择优取向。镁合金在高温变形时 (>200℃) , 由于非基面滑移系被激活, 位错滑移除了在undefined上发生外, 同时也在锥面滑移系undefined和柱面滑移系undefined上进行。当位错滑移在以上滑移系上进行时, 多晶体的晶粒会呈现择优取向, 因为塑性变形过程中, 滑移系平面的滑移方向会发生相应的调整, 朝使得滑移系位向上的分切应力因子最大的方向转动, 因此, ZK60合金在240℃变形时, 很容易形成undefined和undefined方向的择优取向。根据镁合金的晶体结构计算可得, {0001}晶面与undefined晶面夹角为31.6°, 而{0001}晶面与undefined晶面夹角为90°, 因此当合金中出现择优取向时, 通常会在接近于31.6°和90°的位置出现位向差比例的峰值。

(a) 挤压态; (b) 240-1p; (c) 240-4p; (d) 240-8p (a) as-extruded; (b) 240-1p; (c) 240-4p; (d) 240-8p

2.5 ECAP挤压后ZK60合金的TEM组织

图7为ZK60合金经过240℃挤压4道次和8道次后的TEM组织。从图7可以看出, 合金经240℃ ECAP挤压4道次后, 晶粒组织主要由细小等轴再结晶晶粒组成, 晶粒大小约为1～2μm (见图7 (a) ) 。经过挤压后, 合金中还存在大量的位错缠结。在ECAP挤压过程中, 这些位错缠结逐渐重排成小角度亚晶界, 如图7 (b) 所示。这些小角度亚晶界在随后的挤压过程中, 不断地吸收由滑移产生的位错, 使得亚晶之间的晶粒位相逐渐增大。随着ECAP挤压的不断进行, 小角度亚晶界逐渐演化成大角度晶界。经过8道次挤压后, 合金中晶界主要由大角度晶界组成, 如图7 (c) 所示。对所观察的区域进行选区衍射, 可以发现合金中的选区衍射斑点趋于形成衍射环, 说明各晶粒之间的取向差较大, 大部分晶界是大角度晶界。

(a) , (b) 240-4p; (c) , (d) 240-8p

由于挤压温度较高, 合金ECAP挤压过程也伴随着时效的过程。从图7可以看出, 合金中主要存在两种强化析出相, 一种为比较粗大的块状相 (如图7 (b) , (c) 所示) , 另一种为细小弥散的短棒状相 (如图7 (d) 所示) 。根据文献报道[12,13], 块状相为MgZn2相, 而细小短棒状相为MgZn相。第二相的存在能够阻碍位错的运动和晶界迁移, 能有效地稳定亚晶界, 有利于ECAP过程中的晶粒细化。

3 分析与讨论

ECAP能够有效地细化ZK60镁合金的晶粒, 其细化效果主要受挤压温度和总变形量影响。关于ECAP过程的晶粒细化机理至今没有统一的结论。Segal[14]认为ECAP过程中的剪切带和亚晶旋转是晶粒细化的主要机制;而Zhu等[3]认为剪切面与织构以及晶体结构的相互作用是晶粒细化的主要原因;Kaibyshev等人[15]则认为ECAP过程中的晶粒细化是由应变导致的连续动态再结晶所引起的。结合ZK60合金ECAP变形过程中组织随挤压温度和道次的演变分析, 本研究认为在ZK60合金ECAP挤压的晶粒细化过程中, 连续动态回复和再结晶对晶粒细化起主要作用。

由于镁属于密排六方结构, 低温塑性变形时的滑移系较少, 因此孪生在塑性变形过程中发挥重要作用。从实验结果可以看出, 在180℃低温变形时, 合金中存在大量的孪晶 (如图2 (b) 所示) 。对于强塑性变形的镁合金, 由于低温下的有效滑移系较少, 位错滑移不能完全协调大的形变, 孪生则成为重要的变形机制[16]。当变形温度进一步升高到210℃和240℃时, 非基面滑移因温度升高而被激活, 非基面滑移使棱面和锥面方向的滑移系开动, 位错滑移容易进行, 从而使合金的塑性变形能力得到大幅度的提高。由于位错间的相互作用, 使得在晶粒内部产生大量位错缠结, 形成了复杂的胞状结构。根据低能位错结构 (LEDS) 理论[17], 这种胞状结构由于能量较高, 将通过回复过程重新排列成位错界面, 并最终形成小角度的亚晶界。在剪切力的作用下, 小角度亚晶发生旋转, 最终成为大角度晶界[15]。因此在210℃和240℃ ECAP挤压后, 合金获得较好的晶粒细化效果, 且晶粒大小分布比较均匀。但是温度进一步升高到270℃和300℃挤压时, 变形过程中的回复速率加快, 使得位错消失速度加快, 合金中的位错缠结和胞状结构减少, 反而不利于合金晶粒的细化。且温度升高后, 再结晶晶粒迅速长大, 因此也不能获得良好的晶粒细化效果。

从图3可以看出, 对于等通道挤压的ZK60合金, 经过240℃ 1道次的挤压后, 晶粒就得到明显的细化, 但是晶粒组织仍然不均匀。而后随着挤压道次的增加逐渐演变为均匀细小的等轴晶。但是经过4道次挤压后, 再继续增加挤压道次时, 晶粒细化的速度明显减慢, 经过6道次后, 合金晶粒已经很难再进一步细化了。从TEM组织可以看出, 在变形初期, 合金中分布大量的位错, 说明合金的变形机制主要是位错滑移。随着ECAP挤压的进行, 位错在晶界处塞积形成位错缠结并逐渐演化成亚晶界, 从而形成许多细小的亚晶组织 (如图7 (b) 所示) , 这其实也就是一个连续动态回复和再结晶的过程[15]。因此在ECAP变形的初期 (前4道次) , 合金晶粒细化效果比较明显。随着ECAP挤压道次的进一步增加, 变形产生的位错逐渐被亚晶界吸收, 并使亚晶界由小角度晶界转变成大角度晶界, 如图7 (c) 所示, 经过8道次挤压后, 合金中大部分都为大角度晶界。由于大部分变形产生的位错被亚晶界吸收, 因此很难在晶粒内部缠结进一步形成亚晶界, 表现在组织上则是合金晶粒细化速率减慢。

虽然ZK60合金经ECAP变形1道次后晶粒就得到明显细化, 但是合金的屈服强度没有得到相应的提高, 而且与挤压态合金相比反而降低了, 这与传统的Hall-Petch关系是相违背的。Kim等[19]认为合金的屈服强度除了与晶粒大小有关外, 还与合金中的织构密切相关, 当合金处于硬取向时, 合金的强度得到提高, 而处于软取向时, 强度反而降低。在本实验中, 原始挤压态合金具有较强的丝织构, 因此当合金处于硬取向时, 虽然合金的晶粒比较粗大, 但强度仍然较高。合金经过ECAP变形1道次后, 原有的织构被破坏, 使得强度明显降低。而且随着温度的升高, 合金发生再结晶而形成再结晶织构。这使得合金的强度降低而伸长率明显升高。合金经过多道次挤压后, 逐渐形成ECAP变形织构, 使得合金处于软取向, 导致强度逐渐降低, 伸长率逐渐提高。

4 结论

(1) ZK60镁合金较适宜的等通道挤压温度为210～240℃, 在此温度范围内, 合金挤压1道次后晶粒得到明显的细化。

(2) 在240℃下进行ECAP挤压, 随着挤压道次增加, ZK60合金的晶粒减小, 但是在挤压4道次以后, 晶粒的细化速度减慢。

(3) ZK60合金ECAP后的屈服强度与变形前相比降低, 合金的伸长率在经过多道次变形后得到明显提高。

摘要：利用等通道转角挤压法 (ECAP) 制备出了细晶ZK60合金, 通过金相组织观察, 拉伸性能测试, EBSD和透射电镜 (TEM) 研究了不同挤压温度和挤压道次对合金组织与性能的影响。结果表明:ZK60镁合金在210240℃温度范围内进行ECAP挤压能获得较好的晶粒细化效果;在240℃进行ECAP挤压时, 随着挤压道次的增加, 合金晶粒得到明显的细化, 经过4道次挤压后, 合金晶粒可细化到2.8μm;但是超过4道次后, 合金的细化效果减慢;合金ECAP后的屈服强度与变形前相比降低, 合金的伸长率经过多道次变形后得到明显提高。