《往复挤压大塑性变形制备高性能镁合金》系统介绍了作者科研团队有关往复挤压纯镁、AZ31、AZ61、AZ91、ZK60、Mg-Gd、Mg-10Gd-2Y-0.5Zr镁合金、n-SiCp/AZ91D和CNT/AZ91D镁基纳米复合材料等的研究结果。主要内容包括:往复挤压镁合金、镁基纳米复合材料过程中的组织结构、织构的演变,第二相的分布,坯料的温度场、应力应变、流动行为,所制备材料的拉伸、硬度、阻尼、摩擦磨损等性能,以及往复挤压工艺参数对镁合金及其复合材料的影响,提出了往复挤压镁合金及其复合材料的组织细化和均匀化机制、强韧化机制,总结了组织结构对所制备复合材料阻尼性能和摩擦磨损性能的影响规律。

**篇 往复挤压AZ系镁合金的组织结构与力学性能研究
　　**章 绪论
　　1.1 变形镁合金
　　1.1.1 变形镁合金的研究现状
　　镁合金是继钢铁和铝合金之后发展起来的第三类金属结构材料，也是迄今在工程中应用的*轻的金属结构材料［1，2］。它具有密度小、比强度和比刚度高、阻尼性和电磁屏蔽性好、资源丰富、适应节能和环保要求等优点，被誉为21世纪的绿色工程结构材料［3］。普通镁合金的密度仅为1.7×103～1.9×103kg/m3［4］，约为铝的2/3、钢的1/4［5］，因此在航空航天、国防**、交通运输、电器壳体等领域得到了日益广泛的应用。特别是近年来对汽车轻量化和环保要求的不断提高以及能源日趋紧张，极大地刺激了镁工业的迅速发展，镁合金在世界范围内的年增长率高达20%，显示出极大的应用前景［6］。
　　尽管如此，镁合金的研究和应用发展仍较缓慢，其规模只有铝工业的1/50、钢铁工业的1/160。其主要原因在于：①由于镁合金的层错能低，*立滑移系少，因此塑性变形能力差，被长期认为是难以塑性变形的金属材料，导致几十年来，镁合金的生产主要采用单一的压铸工艺；②常规镁合金的强度和塑韧性有待进一步提高；③对镁合金的塑性变形理论研究不足，镁合金的加工成型新技术的研究与开发缺乏理论指导［7］；④高强度新型镁合金的开发严重滞后。
　　图1-1 变形镁合金与砂铸、压铸镁合金性能［9］
　　变形镁合金是指适合于塑性变形工艺如挤压、轧制、冲压、锻造等的一类镁合金。与铸造镁合金相比，变形镁合金具有更细小致密的组织、更高的强度、更好的延展性以及更多样化的力学性能和产品规格［8］。图11对比了变形镁合金与砂铸、压铸镁合金的典型力学性能［9］。因此，对变形镁合金的研究和开发将是镁合金进一步满足工业应用的重要发展方向。目前，对变形镁合金技术的研究主要有两种思路：加入合金元素开发新型变形合金；开发新型塑性变形工艺。
　　变形镁合金的合金设计主要考虑引入固溶强化、弥散强化、沉淀强化以及细晶强化等手段以开发高强、超轻和耐热变形镁合金。Patrick等采用快速凝固的方法开发出强度高达600MPa、伸长率达16%的Mg1Zn3Y高强镁合金［10］。AlliedSignal公司也采用快速凝固法制备了RSMgAlZn基EA55RS高性能镁合金型材［11］，其拉伸屈服强度达343MPa，抗拉强度达423MPa，压缩屈服强度达384MPa，伸长率达13%。MgLi系合金是变形镁合金中的超轻合金。由于加入了Li元素，进一步减轻了合金的重量，并且使镁合金的塑性变形能力大大提高［12］。目前需要解决的问题是如何提高镁合金的强度和耐蚀性。研究表明［1315］，通过在镁合金中添加稀土元素（Ce、La、Nd、Sm、Gd）、碱土元素（Ca、Sr）和个别可形成耐高温相的元素Si、Ba等可以有效地提高耐热性。
　　1.1.2 镁合金的塑性加工技术研究现状
　　轧制工艺可生产镁合金的板材和带材，生产效率高，适合工业化大批量生产。其主要的技术参数为变形温度和压下量。镁合金的轧制温度范围一般为225～450℃。AZ31镁合金的轧制温度为225～400℃，压下量可达85.7%以上不产生裂纹。轧制温度在200℃以下易出现裂纹［16］。为了减少在轧制后镁合金板材强烈的基面织构对强度、塑性和随后的深冲、深拉等的不利影响，Watanabe等［17］采用异步轧制AZ31镁合金使基面织构有效地减弱。采用大压下量以获得大应变的轧制镁合金技术是细化晶粒、提高强度、走向工业化应用的重要思路。PerezPrado等［18］研究了375℃大应变热轧AM60镁合金，压下量的研究范围为10%～80%。研究结果表明，在一道次压下量超过68%后，再结晶的体积分数不再明显改变。压下量在68%～80%时，平均再结晶晶粒尺寸为1～3μm。为了解决压下量超过一定值后对组织改变有限性的问题，人们发明了累积轧制（accumulative roll bonding，ARB）技术，详细介绍见1.2.2.3节。
　　挤压工艺可生产镁合金管材、棒材、型材、带材等产品。由于挤压变形区材料处于三向压应力状态，因此特别适合难变形金属（如镁合金等）的塑性变形。挤压工艺的重要参数有挤压温度、挤压速度和挤压比。镁合金的典型挤压温度范围为225～460℃。为了获得良好的力学性能，降低变形温度以获得更细小的组织是一种重要手段。在有背压的情况下，AZ31镁合金在150℃以下即可挤压成形［19］。ZK60镁合金经150℃挤压后抗拉强度上升到500MPa以上［20］。为了获得更大的应变，大比率挤压（high ratio extrusion，HRE）成为当前研究的热点。大比率挤压的基本原理是［1］：通过大的挤压比，使材料在较大的挤压力作用下产生大塑性变形，从而达到细化晶粒的目的。大比率挤压区别于一般挤压工艺的特点是：①挤压比大，通常大于50∶1；②挤压工艺可以分为一次大比率挤压和多次累积大比率挤压。
　　本书作者团队［21］研究了一次挤压比70和两道次挤压（**次挤压，挤压比为7，接着进行第二次挤压，挤压比为10）AZ31镁合金，挤压温度为250～350℃。研究结果表明，无论是一道次大比率挤压还是两道次大比率挤压，都具有强烈的细化能力，平均晶粒尺寸为2～7μm。在温度低于300℃时，相同挤压比的两道次大比率挤压比一道次大比率挤压细化能力更强，但获得的伸长率更低。本书作者团队［22］还在较大的挤压比范围内（7～100）研究了挤压比对AZ31镁合金组织和性能的影响。研究结果表明，在变形温度为250℃时，随着挤压比的增加，晶粒明显细化，力学性能明显提高。但存在一个临界挤压比，使大于该挤压比的变形对组织和性能无明显影响。Lin等［23］对AZ91D镁合金的研究结果表明，采用一次挤压，挤压温度为250～350℃、挤压比为100以上（*好150以上）和采用两次挤压（**次挤压温度为250～350℃、挤压比为20∶1～50∶1；接着进行第二次挤压，挤压温度为200～300℃，挤压比为3∶1～8∶1）都可以使铸态AZ91D镁合金的初始晶粒由125μm减小到2.5μm，同时，细化后的材料在温度为300℃、应变速率为1×10－3s－1时，表现出优异的低温超塑伸长率1200%。Wang等［24］还对纯镁和AZ31、AZ61、AZ91等镁合金在温度为250～350℃时采用大比率挤压工艺（挤压比为10～166），获得了晶粒大小为2～10μm的细晶材料。该细晶材料在温度为250～300℃时，低温超塑伸长率达1200%，应变敏感系数为0.42。
　　锻造工艺采用冲击力对材料进行塑性变形，因此具有其他塑性变形工艺无法比拟的优点，如对第二相具有强烈的细化能力。锻件的力学性能决定于锻造过程中的应变硬化。温度是决定性参数。温度低应变硬化明显但易开裂，温度高易氧化。Ogawa等［25］研究ZK60镁合金的锻造工艺得出：*佳锻造温度为300～400℃，400℃以上坯料发生严重氧化。为了获得更加均匀细小的组织，多向锻造（multi-direction forging， MDF）技术应运而生。
　　1.1.3 镁合金的塑性变形机制研究进展
　　温度对镁合金的塑性变形机制存在重要影响。塑性变形能力的好坏取决于滑移系的多少，而滑移系的开动取决于该滑移系开动所需要的临界分切应力（critical resolved shear stress， CRSS）。镁晶体基面滑移和棱柱面滑移临界剪切应力与温度的关系见图12［26］。可见镁基面滑移的CRSS在室温下为0.6～0.7MPa，而棱柱面滑移的CRSS则高达40MPa。因此室温下镁多晶体的塑性变形仅限于基面{0001}<1120>方向滑移和锥面{1012}<1011>方向孪晶。200℃以上时，**类角锥面{1011}产生滑移；225℃以上时，第二类角锥面{1012}产生滑移，棱柱面{1010}<1120>也产生滑移［27］。当温度在300℃附近时，基面滑移和棱柱面滑移的CRSS相差不大，此时镁合金的塑性变形能力大大提高。
　　图1-2 镁晶体基面滑移和棱柱面滑移临界剪切应力与温度的关系［26］
　　晶粒大小对镁合金的塑性变形机制存在明显的影响。晶粒细化使晶界的塑性变形协调能力大大增强。对于单晶镁，塑性变形机制主要是滑移和孪生。而对于多晶体镁合金，由于相邻晶粒的取向差造成各个晶粒在滑移面上的滑移方向的Schmid因子不同，塑性变形在各个晶粒之间不均匀的特点要求晶界协调变形。晶粒越细小，单位体积内的晶界面积就越大，在外部应力作用下，晶粒间发生滑动、转动的可能性就大大增加，晶界的协调能力就越强。晶粒细化容易激发棱柱面滑移。Wang等［28］的研究认为，超细晶镁合金中，室温时棱柱面滑移与基面滑移的CRSS比值为1.1～5.5。而粗晶镁合金中这一比值为57.1～66.7。一般而言，经过常规塑性变形的镁合金，伸长率为10%～15%；经过大塑性变形的细晶、超细晶镁合金，伸长率可达30%以上。这说明在细晶、超细晶镁合金中滑移、孪生和晶界滑动等多种塑性变形机制并存。
　　1.滑移
　　滑移是指单晶体或者多晶体中的一个晶粒在应力的作用下，其一部分沿一定的晶面上的一定晶向相对于另外一部分发生的相对移动。滑移的本质是通过位错运动实现的，在镁合金中，主要存在以下几种可能的位错［7］：①运动能力*强的a位错，是柏氏矢量为a/3<1120>的单位位错，能沿基面、棱柱面及锥面发生滑移；②c位错，柏氏矢量为c<0001>的单位位错；③c+a位错，柏氏矢量为c2+a2<1123>的全位错。c+a位错与a位错是镁合金中*常见的两种位错，c+a位错的柏氏矢量大，晶面间距较小，位错芯较窄，运动能力较差而不易发生滑移；④不全位错，其实质是相应层错的边界线。
　　在镁合金中，原子的*密排方向是<1120>，是*容易发生滑移的方向。包含<1120>方向的晶面有（0001）基面、三个{1010}棱柱面和六个{1011}锥面，棱柱面和锥面等非基面滑移一般只有在应力集中较严重的晶界附近才发生。此外，还有<1123>晶向是潜在的滑移方向，包含<1123>晶向的晶面有{1011}、{1021}、{1012}、{1122}等锥面。按照滑移方向分类，镁合金的滑移可以分为a滑移和a+c滑移；而按照滑移面分类，可以分为基面滑移和非基面滑移（包括棱柱面滑移和锥面滑移），如表11所示［7］。
　　表1-1 镁合金中的*立滑移系［7］
　　从图13和表11可以看出，镁合金的基面滑移系和棱柱面滑移系一共只能提供4个*立的滑移系。根据von Mises判据，晶体必须有至少五个*立的滑移系，才能产生塑性变形，而且基面滑移系和棱柱面滑移系无法协调沿c方向的应变。因此，要获得良好的塑性变形能力，必须借助孪晶或开动锥面滑移系。由于镁合金的层错能低、扩展位错宽，大部分镁合金在室温下不易发生交滑移，只有当温度升高或者晶粒细化到一定程度时，才可能发生基面和棱柱面的交滑移。
　　图1-3 镁晶体的滑移系示意图［7］
　　（a）主滑移系{0001}<1120>和棱柱面滑移系{1010}<1120>；（b）Burger矢量为a/3<1120>的一级锥面{1011}和{1012}滑移系；（c）Burger矢量为1/3（c+a）<1123>的一级锥面{1121}和二级锥面{1122}滑移系
　　2.孪生
　　孪生是晶体在剪切力作用下，晶体的一部分沿着一定的晶面和晶向发生的均匀切变。孪生是通过部分位错的运动来实现的，是一种重要的晶内塑性变形机制，需要的CRSS比滑移大。在密排立方镁合金中，由于滑移系少，当金属滑移变形剧烈进行又受到障碍时，在应力集中处会诱发孪生变形，从而改变变形部分的位向，为晶体的滑移创造条件。镁合金中常出现的孪晶是{1012}拉伸孪晶和{1011}压缩孪晶。
　　3.晶界滑动

Contents目录
**篇 往复挤压AZ系镁合金的组织结构与力学性能研究1
**章 绪论1
1.1 变形镁合金1
1.2 大塑性变形技术7
1.3 往复挤压技术的研究现状12
1.4 选题意义及研究内容15
参考文献17
第二章 实验过程23
2.1 合金制备23
2.2 往复挤压技术25
2.3 力学性能测试27
2.4 微观分析27
2.5 原位EBSD拉伸分析31
2.6 本章小结32
参考文献33
第三章 往复挤压工艺的数值模拟及优化34
3.1 引言34
3.2 往复挤压有限元模型的建立34
3.3 往复挤压模具结构及工艺的优化40
3.4 往复挤压工艺过程模拟及分析44
3.5 本章小结52
参考文献53
第四章 往复挤压镁合金的组织演变55
4.1 引言55
4.2 往复挤压工艺对AZ31镁合金组织的影响55
4.3 往复挤压工艺对ZK60镁合金组织的影响80
4.4 往复挤压GW102K镁合金的组织演变85
4.5 本章小结88
参考文献89
第五章 往复挤压镁合金的织构演变91
5.1 引言91
5.2 往复挤压工艺对AZ31镁合金织构的影响92
5.3 往复挤压工艺对ZK60镁合金织构和晶粒位向差的影响100
5.4 往复挤压工艺对GW102K镁合金织构和晶粒位向差的影响109
5.5 本章小结113
参考文献114
第六章 第二相在往复挤压镁合金组织演变中的作用116
6.1 往复挤压过程中第二相形貌及分布演化116
6.2 第二相对镁合金在往复挤压过程中组织演变的影响117
6.3 往复挤压镁合金组织细化机制讨论123
6.4 本章小结126
参考文献126
第七章 往复挤压镁合金的晶粒细化机制128
7.1 引言128
7.2 往复挤压过程中的再结晶128
7.3 往复挤压晶粒复合细化机制138
7.4 本章小结139
参考文献140
第八章 往复挤压镁合金的力学性能与断裂行为研究142
8.1 引言142
8.2 往复挤压AZ系列镁合金的室温力学性能142
8.3 往复挤压AZ系列镁合金的断裂行为研究145
8.4 AZ31镁合金的原位EBSD拉伸研究153
8.5 分析与讨论164
8.6 往复挤压ZK60和GW102K镁合金的力学性能167
8.7 往复挤压ZK60和GW102K镁合金的室温变形及断裂机制174
8.8 本章小结189
参考文献192
第九章 往复挤压镁合金的强韧化机制195
9.1 引言195
9.2 细晶强韧化机制195
9.3 织构强韧化机制198
9.4 第二相强化机制200
9.5 热处理强化201
9.6 位错密度的影响201
9.7 晶界结构的影响202
9.8 本章小结205
参考文献205
第二篇 往复挤压制备超细晶nSiCp/AZ91D和CNT/AZ91D镁基纳米复合材料的研究206
第十章 绪论207
10.1 金属基纳米复合材料的研究现状207
10.2 镁基纳米复合材料大塑性变形的研究进展216
10.3 镁基复合材料的阻尼行为及阻尼机制222
10.4 选题意义及研究内容227
参考文献229
第十一章 实验材料与制备方法236
11.1 实验材料236
11.2 往复挤压工艺237
11.3 组织结构分析237
11.4 力学性能测试239
11.5 阻尼性能测试240
11.6 摩擦磨损性能测试240
11.7 本章小结241
参考文献241
第十二章 往复挤压镁基纳米复合材料的组织演变242
12.1 引言242
12.2 往复挤压nSiCp/AZ91D镁基复合材料的微观组织242
12.3 往复挤压CNT/AZ91D镁基复合材料的微观组织263
12.4 不同种类的纳米增强相对往复挤压镁基复合材料组织的影响273
12.5 本章小结273
参考文献274
第十三章 往复挤压镁基纳米复合材料的力学性能278
13.1 引言278
13.2 往复挤压镁基纳米复合材料的硬度278
13.3 往复挤压nSiCp/AZ91D镁基复合材料的室温拉伸性能280
13.4 往复挤压CNT/AZ91D镁基复合材料的室温拉伸性能282
13.5 不同种类的纳米增强相对镁基复合材料力学性能的影响283
13.6 纳米增强超细晶镁基复合材料的强韧化机制285
13.7 本章小结288
参考文献289
第十四章 往复挤压镁基纳米复合材料的阻尼行为291
14.1 引言291
14.2 往复挤压nSiCp/AZ91D镁基复合材料的阻尼行为291
14.3 往复挤压CNT/AZ91D镁基复合材料的阻尼行为304
14.4 影响镁基纳米复合材料阻尼性能的因素310
14.5 纳米增强超细晶镁基复合材料的阻尼机制311
14.6 本章小结313
参考文献314
第十五章 往复挤压镁基纳米复合材料的摩擦磨损性能316
15.1 引言316
15.2 往复挤压nSiCp/AZ91D镁基复合材料的摩擦磨损性能316
15.3 往复挤压CNT/AZ91D镁基复合材料的摩擦磨损性能320
15.4 本章小结330
参考文献331