稀土鎂合金的超塑性研究進展

盛華，寧江利，2，何紅丹

1.華北理工大學冶金與能源學院 河北唐山 063210

2.現代冶金技術教育部重點實驗室 河北唐山 063210

1 序言

鎂合金因密度小、比強度和比剛度高、電磁屏蔽性能好等優點，在航空航天、3C、汽車行業有著良好的應用前景。近年來，通過添加稀土元素來強化鎂合金，使鎂合金的室溫和高溫強度得到提升，增加了鎂合金的應用領域。但是，因鎂合金的滑移系數量較少，導致鎂合金塑性變形能力較差，且添加稀土元素后，這一情況并未發生明顯的改善，所以導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雜工件成為了可能，并能降低因機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行大變形成形的方式。鎂合金的超塑性一般認為是在高溫（0.5～0.9Tm）和一定的應變速率（10-4～10-1/s）表現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（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晶結構，其更容易出現超塑性行為。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超塑性行為，并且與細晶鎂合金的超塑性變形機制也不同。

2 稀土鎂合金超塑性變形理論

2.1 晶界滑移機理

超塑性的典型特征是在高溫及低應變速率下，晶界塑性是主要機制[9]。ROSENHAIN提出了材料伸長率的提高與晶界塑性相關的觀點[10]。BACKOFEN也認為晶界塑性能夠提高伸長率，并進一步提出了BACKOFEN本構方程來更好地描述超塑性的力學特征。其中BACKOFEN本構方程為

式中m——應變速率敏感性指數；

σ——拉伸應力（MPa）；

——拉伸應變速率（1/s）。

同時，BACKOFEN認為，在一定溫度、應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，進而提高了材料的塑性[11]。m值是確定稀土鎂合金能否表現出超塑性的一個重要參數，科研工作者認為，當m值在0.3～0.7時，晶界滑移（GBS）是超塑性變形的主要機制。晶界滑移是由于在熱變形過程中，晶界兩側的晶粒受到了切應力的作用，使相鄰晶粒間的位置產生相互滑移，在此過程中晶粒本身不發生變形。當m值太小時，稀土鎂合金很難出現超塑性現象[4-8，12-14]。一般來說，要達到較高的m值，需要滿足兩個基本條件[2，15]。首先，晶粒尺寸需要足夠細小，并且大角度晶界要達到一定數量，這是因為晶界GBS在應力作用下更容易在無序的大角度晶界處發生。其次，需要適量熱穩定性較好的第二相顆粒，以防止晶粒在熱變形時的快速長大。

2.2 溶質牽制位錯蠕變機理

通常，蠕變速率或應變速率受應力和溫度影響，即

式中——蠕變速率（1/s）；

f（s）——微觀結構函數，主要受晶粒尺寸影響；

E——楊氏模量（GPa）；

n——應力指數；

Q——塑性流變激活能（kJ/mol）。

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

溶質牽制位錯蠕變機理與晶界滑移機理相似，都可以使合金在高溫變形時達到大伸長率，且溶質牽制蠕變機理使大尺寸晶粒合金也能夠進行超塑性成形。溶質牽制蠕變屬于位錯蠕變，當固溶體合金中的溶質原子與基體原子尺寸相差較大時，容易出現這種機理。當溶質原子與基體原子尺寸相差較大時，溶質原子在運動過程中會與位錯形成柯氏氣團，并通過擴散與位錯一起運動。由于柯氏氣團的擴散速率要比位錯的滑移速率慢，位錯滑移受柯氏氣團的拖曳而速率減慢，因此在熱變形過程中，鎂合金的塑性變形由位錯滑移控制[16，17]。

3 稀土鎂合金超塑性變形協調機制

稀土鎂合金在進行超塑性變形時，晶界滑移后的晶粒會出現應變不兼容，從而導致應力集中，這種現象容易出現在三角晶界及晶界凸起處。應力集中會阻礙晶界的進一步滑移，這時就需要一些協調機制來緩解應力集中現象。

3.1 擴散協調機制

擴散協調模型最初是基于擴散蠕變理論構造的，擴散蠕變分為兩種：Nabarro -Herring蠕變（晶格擴散過程）和Coble蠕變（晶界擴散過程）。在進行超塑性變形時，晶界滑移應伴有擴散蠕變過程，這樣可以協調因局部體積變化而引起的應變不兼容[9，13，14]。伴有擴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個相同的等軸晶構成，在垂直方向作用著拉應力σ，初始狀態通過擴散質量通量由晶界向內過渡到中間狀態，最后達到最終狀態。這個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構。

圖1 Ashby-Verrall模型[18]

稀土鎂合金可以通過計算變形激活能Q來確定出其擴散協調的類型，即

式中n——應力指數；

R——氣體常數，R＝8.314 kJ/mol；

T——絕對溫度（K）。

在稀土鎂合金中，晶格擴散激活能為134kJ/mol、晶界自擴散激活能為75kJ/mol，當計算出變形激活能Q值后，可以確定出不同的擴散協調機制[13，14]。SABBAGHIAN等[14]研究了熱軋Mg-3Gd-1Zn板材經不同道次FSP后在400～475℃的超塑性變形，并計算出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制是晶界擴散控制的晶界滑移機制。

3.2 位錯協調機制

位錯協調機制可用Ball-Hutchison模型[19]（見圖2）來解釋。晶粒群在沿晶界滑移時，遇到阻礙晶粒，會停止滑移，并在阻礙晶粒晶界處產生應力集中，這會使阻礙晶粒內部開始出現位錯運動，并在晶粒內部逐漸運動至對面晶界上出現位錯塞積，產生應力集中。當應力達到一定值時，阻礙晶粒中的位錯沿晶界攀移而消失，使應力集中得到緩解，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，發現隨應變速率的增加，擴散激活能發生下降，但是試樣的伸長率依然很高，說明隨應變速率的降低，晶界滑移的協調機制從擴散機制轉變為位錯蠕變機制。同時VáVRA也發現，在變形方向上晶粒被明顯地拉長，這進一步說明了伴有位錯蠕變的晶界滑移的發生。

3.3 動態再結晶協調機制

動態再結晶機理是稀土鎂合金超塑性變形過程中的重要輔助機理。對于晶粒粗大的稀土鎂合金，在一定應變速率和溫度下，動態再結晶可使原本的粗晶得到細化，進而起到提高超塑性的作用[13，21-23]。此外，動態再結晶后會出現大量的大角度晶界，這些大角度晶界成為快速擴散的通道，促進了晶界滑移時擴散的進行，進而提高超塑性[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，發現在450℃、 5×10-4/s時獲得最大伸長率300%。該合金的平均晶粒尺寸在未高溫拉伸前約為208μm，但是在預熱時多向沖擊鍛造產生的孿晶誘發了靜態再結晶，并在后續的高溫拉伸過程中發生了動態再結晶，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轉變為大角度晶界，這些都促進了超塑性變形。

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

對于超塑性變形機制是擴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重要因素。主要由于晶粒細化能夠促進擴散的進行，進而促進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構，同時稀土鎂合金在經過劇塑性變形后不易產生基面織構，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。試驗發現，相比擠壓和ECAP，HPT后的試樣在350℃時就達到了最大m值，而擠壓和ECAP則在450℃時才達到。該研究者認為這是由于HPT后的合金因晶粒細小而有更多的晶界，促進了晶界擴散。同時，其發現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合金超塑性變形時也發現了這個規律，當應變速率敏感指數達到最大時，繼續升溫會使應變速率敏感指數下降，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化后顯著增加，明顯地增強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變速率下也能夠產生超塑性變形[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，這明顯增強了合金在高應變速率下的晶界滑移，這使得在10-1/s和10-2/s時的最大伸長率都接近了1000%，且在這兩個應變速率條件下，最大m值為0.6。作者認為，在高應變速率下仍有較高的伸長率，主要是由于超細晶具有優秀的熱穩定性。

4.2 第二相對稀土鎂合金超塑性的影響

除了穩定的晶粒尺寸是稀土鎂合金發生超塑性變形的重要因素外，第二相也是一個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，同時稀土鎂合金的超塑性變形會延伸到第二相上，使應力集中得到釋放；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生，導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均勻的相組成，在長時間的加熱中，因缺少熱穩定性良好的第二相，晶粒會發生嚴重的長大，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FSP后在400～425℃下的超塑性行為，發現在415℃、1×10-3/s時達到最大伸長率為1100%，且此時高伸長率與細晶、大量的大角度晶界以及在415℃時析出的適量β相顆粒有關。其在試驗過程中發現，β相過多或過少時均會對鎂合金的超塑性產生不利的影響。過多的β相會嚴重抑制晶粒的長大，在β相與基體之間產生應力集中，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嚴重的長大，在晶界三角地帶出現應力集中，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，也能避免過度的應力集中，提高超塑性。

在Mg-Zn-RE合金中還有一種特殊結構的第二相——長周期有序結構（LPSO）相。LPSO相分布在晶界處，起到阻礙晶界移動和強化基體的作用，同時提高了晶粒的熱穩定性和變形兼容性，好的變形兼容性能使合金在超塑性變形過程中產生的孔洞最小化。此外，Zn促進了LPSO相析出，同時抑制了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，這是因為超塑性變形過程中一部分應變轉變到了β相中[29-32]。SUN等[29]研究了峰時效狀態下的Mg-10Gd-3Y-1.5Zn-1Zr合金超塑性，在450℃、5×10-3/s時達到了最大伸長率972%。其發現，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變承載能力。而在450℃時，14H LPSO析出相最多，因此在450℃時達到了最大伸長率，如圖3所示。

圖3 峰時效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 結束語

本文通過稀土鎂合金超塑性變形機理、協調機制以及影響超塑性變形的因素對稀土鎂合金超塑性進行了介紹，并提出了以下要點。

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

2）稀土鎂合金在進行晶界滑移時會出現應力集中現象，這需要協調機制來緩解應力集中。稀土鎂合金的協調機制主要分為擴散協調機制、位錯協調機制以及動態再結晶協調機制。

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晶的情況下出現超塑性，且更容易表現出更大的伸長率。由于稀土鎂合金存在熱穩定性好的第二相，因此在超塑性變形時，會抑制晶粒的長大，進而促進超塑性變形。

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，同時由于稀土鎂合金輕質化能夠節約大量資源，在汽車行業、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。