Zr基非晶合金過冷液態(tài)區(qū)的微反擠壓實驗研究

吳 曉 李建軍 鄭志鎮(zhèn) 周華民

1.華中科技大學(xué)材料成形與模具技術(shù)國家重點實驗室,武漢,430074 2.武漢紡織大學(xué),武漢,430074

0 引言

產(chǎn)品微型化已成為工業(yè)發(fā)展的一個重要方向,推動了微成形技術(shù)的快速發(fā)展。但是人們研究發(fā)現(xiàn),利用晶態(tài)材料來成形微小零件時,表現(xiàn)出一系列明顯的尺寸效應(yīng),限制了微成形技術(shù)的發(fā)展與應(yīng)用[1]。非晶合金是一種具有長程無序而短程有序結(jié)構(gòu)的金屬材料,在微成形中不存在晶粒尺寸效應(yīng),從這個角度看,非晶合金是理想的微成形材料,將其用來成形微細(xì)零件是微成形技術(shù)的一個發(fā)展趨勢,但室溫脆性和加工性能差的特點嚴(yán)重制約了大塊非晶合金的實用化進(jìn)程。不過大量研究表明,在玻璃轉(zhuǎn)變溫度以上一定溫度范圍內(nèi),大塊非晶合金能夠在保持穩(wěn)定而不發(fā)生晶化的情況下具有良好的超塑性[2-3],而且在該區(qū)域內(nèi)體積變化小,能夠非常精確地復(fù)制模具的尺寸,在生產(chǎn)精密零件,尤其是微小精密零件時具有更加明顯的優(yōu)勢。因此研究開發(fā)先進(jìn)的非晶合金超塑性成形工藝,是一個有著非常重要意義的課題。

目前國內(nèi)外對這方面的研究比較多：張志豪等[4-5]在對 Zr41.25 Ti13.75 Ni10 Cu12.5 Be22.5塊體非晶合金超塑性成形性能進(jìn)行研究的基礎(chǔ)上,采用精密模鍛方法制備了微型非晶合金凸輪和齒數(shù)z=24、模數(shù)m=0.25mm的直齒輪;隨后張軼波等[6]利用超塑性模鍛研究了不對稱精密微型棘輪的成形工藝;郭曉琳等[7]研究了Zr基非晶在過冷液態(tài)區(qū)的微塑性成形性能,并利用閉式模鍛方法成形出分度圓直徑為1mm的微型齒輪。Saotome等[8-10]研究了Pt基非晶合金的微成形能力以及在微零件制造中的應(yīng)用;Kawamura等[11]利用擠出法研究了Zr65 Al10 Ni10 Cu15塊體非晶在過冷液態(tài)區(qū)的微成形能力;Wert等[12]采用正擠、閉式模鍛和反擠壓方法研究了非晶合金微型零件的成形工藝。

但現(xiàn)有的研究主要是集中在非晶合金的超塑性成形性能和變形行為的探討以及一些簡單零件如凸輪、齒輪、圓棒的成形工藝,在這些零件成形過程中坯料主要發(fā)生單向一維流動。復(fù)雜非晶零件微成形工藝的研究起步較晚,該技術(shù)還遠(yuǎn)未達(dá)到產(chǎn)業(yè)化應(yīng)用的程度。為了推進(jìn)塊體非晶合金微成形技術(shù)的實用化進(jìn)程,本文利用實驗方法研究了Zr55Cu30 Ni5 Al10塊體非晶在過冷液態(tài)區(qū)的超塑性微反擠壓成形工藝,分析了擠壓成形過程以及工藝參數(shù)對微反擠壓成形的影響規(guī)律。

1 實驗過程

本文以典型杯形零件為成形對象進(jìn)行實驗研究,零件的外徑D取1.2mm,內(nèi)徑d取1.0mm和1.1mm,對應(yīng)單邊壁厚為0.1mm和0.05mm。實驗材料采用Zr55 Cu30 Al10Ni5塊體非晶合金,用銅模吸鑄法制備成直徑為3mm的棒材,X射線顯示材料處于均勻的非晶狀態(tài),熱分析(DSC)曲線檢測其玻璃化起始溫度Tg為684K,晶化起始溫度Tx為770K,過冷溫度區(qū)范圍ΔT為86K。將直徑3mm的棒料磨削成直徑為1.18mm的圓棒,然后根據(jù)體積相等的原則,切割成高為0.7mm的小段,并將兩端拋光,確保兩端面平行,最后制成直徑×高度為1.18mm×0.7mm的試樣。

微反擠壓模具采用凸凹模自身導(dǎo)向,這樣模具的整體體積和外形尺寸都非常小,加熱和冷卻速度快,操作方便。實驗時先將加熱爐加熱至實驗溫度,然后開爐將放有試樣的模具放入爐內(nèi)的擠壓板上定位,試樣隨模具一起加熱到設(shè)定溫度,保溫90s后進(jìn)行反擠壓實驗。為了保護(hù)沖頭,所有實驗的最大擠壓載荷都設(shè)定為1600N。整個反擠壓實驗在ZWich材料試驗機(jī)上進(jìn)行,選取不同的溫度(705～735K,5K一個間隔)和不同的沖頭速度(2μm/s～8μm/s,遞增1μm/s)進(jìn)行交叉實驗。對成形后的零件進(jìn)行鑲樣并磨出縱截面,采用掃描電鏡(SEM)來測量杯子的深度、表觀質(zhì)量和幾何尺寸。

2 實驗結(jié)果及討論

2.1 微型杯反擠壓成形過程

圖1所示是在沖頭速度v=6μm/s、擠壓溫度為720K的條件下成形時沖頭載荷-位移曲線。由圖1可以看出該曲線具有三個明顯的拐點,因此可以將擠壓過程分為四個階段。在各個階段中擠壓載荷對位移的敏感程度相差很大,第Ⅰ階段和第Ⅲ階段的斜率小,尤其是第Ⅰ階段的載荷幾乎不隨位移的增加而增加。第Ⅱ和第Ⅳ階段的斜率較大,載荷對位移的增加很敏感。顯然,第Ⅰ階段屬于坯料的鐓粗過程,材料還沒有進(jìn)入凸凹模間隙,此時成形載荷主要來自于坯料被鐓粗時的變形抗力,其大小取決于沖頭下端坯料的流動應(yīng)力,該階段材料發(fā)生大范圍的塑性變形,其變形速率較小,流動應(yīng)力低,因此沖頭載荷小。當(dāng)材料進(jìn)入凸凹模間隙后,可以將坯料的變形和流動分為幾個區(qū),如圖2所示。沖頭正下端以及杯壁的上面部分為材料發(fā)生剛性移動的區(qū)域;沖頭下端與凹模底面之間的一個環(huán)形區(qū)域是材料發(fā)生均勻塑性變形流動區(qū);凸模底部拐角外側(cè)環(huán)形區(qū)域的材料發(fā)生非均勻變形;凹模底部拐角是材料的流動死區(qū)。沖頭的擠壓載荷P主要用于克服坯料與模具之間的摩擦阻力F 1以及沖頭下端坯料塑性變形流動阻力F2,F1和F2可分別表示為

圖1 微反擠壓的載荷-位移曲線

圖2 反擠壓模型

式中,p為坯料對沖頭側(cè)壁的正壓力;μ為坯料與模具之間的摩擦因數(shù);A1為坯料與沖頭側(cè)壁的接觸面積;d0為沖頭直徑;h為杯子的深度;σ為坯料的流動應(yīng)力;A2為沖頭的截面積。

由式(1)可知,摩擦阻力F1與杯子的深度h成正比,而阻力F 2正比于材料的流動應(yīng)力。當(dāng)材料剛被擠入凸凹模間隙時,杯子深度h很小,摩擦阻力F1很低,此時非均勻變形區(qū)開始形成,而且該變形區(qū)的應(yīng)變速率急劇增大并遠(yuǎn)大于均勻塑性變形區(qū)的應(yīng)變速率,非晶合金在高應(yīng)變速率時將出現(xiàn)明顯的應(yīng)力過沖現(xiàn)象[13],流動應(yīng)力σ快速上升,因此材料的流動阻力F2也快速上升,并直接導(dǎo)致擠壓載荷P的快速增加,即成形的第二階段。隨著擠壓的進(jìn)行,流動應(yīng)力F2將隨應(yīng)力過沖的消失而下降,但此時摩擦阻力F1隨著杯子深度h的增加而增加,它們的綜合效果使擠壓載荷P緩慢上升,即形成擠壓的第三階段。當(dāng)沖頭繼續(xù)下行且其下端的剛性變形區(qū)與凹模接觸后,流動阻力F 2將急劇增大,因此使得擠壓載荷P快速上升,即形成擠壓的第四階段。由此可見擠壓成形過程應(yīng)該在第三階段內(nèi)結(jié)束較好。

2.2 溫度對擠壓成形的影響

圖3所示為限定最大成形載荷情況下,微型杯在過冷液態(tài)區(qū)的成形深度與成形溫度之間的關(guān)系曲線(圖中1、2、3、4分別代表一種成形速度)。由圖3可以看出,溫度對杯的擠壓深度有明顯的影響,并且可將其大致分為三個區(qū)間：第Ⅰ區(qū)間為705～710K的較低溫度范圍,杯子的深度幾乎不變,而且深度很淺;第Ⅱ區(qū)間為710～725K的溫度范圍,該區(qū)間內(nèi)杯子的成形深度隨溫度的上升而快速增大;725～735K為第Ⅲ區(qū)間,此時杯子深度隨成形溫度的上升而緩慢增大。

按照自由體積模型,非晶在較低溫度下成形時,由于原子躍遷能力低,還不能提供足夠的自由體積,所以變形抗力較高。在該溫度下擠壓時,材料的流動阻力F2將占擠壓載荷P的主要部分,擠壓力隨著沖頭位移的增大而快速上升,因此擠壓深度很淺,如圖3中第I區(qū)間,表明該溫度范圍不適合Zr55Cu30Al10Ni5的超塑性擠壓成形。隨著成形溫度的升高,原子躍遷能力增強(qiáng),自由體積數(shù)量增加,所以流動黏度和流變應(yīng)力隨之降低,材料進(jìn)入超塑性階段,成形載荷相應(yīng)降低,杯子的擠壓深度也隨之增加,即出現(xiàn)第Ⅱ溫度區(qū)間。而且該區(qū)間內(nèi)曲線的斜率最大,表明擠壓深度對溫度最敏感,因此在該區(qū)間內(nèi)提高成形溫度對增大零件的擠壓深度最有效。第Ⅲ溫度區(qū)間內(nèi),曲線上升的斜率明顯減小,這主要是因為在高溫成形時,擠壓后期非晶材料將會因為在高溫環(huán)境下的停留時間過長而晶化,從而使擠壓載荷急劇增大。由此分析可知,在725K以后升高溫度對零件的擠壓深度貢獻(xiàn)不大,并且還會導(dǎo)致材料的晶化從而失去非晶材料的優(yōu)良性能。

圖4 零件擠壓深度隨沖頭速度的變化

2.3 沖頭速度對成形的影響

圖4 所示為零件的成形深度隨沖頭擠壓速度的變化關(guān)系曲線,由圖4可以看出零件的擠壓深度隨沖頭速度的增加而減小(圖中1、2、3、4分別代表一種成形溫度)。這主要是由于材料的變形速率隨著沖頭速度的增加而增加,其流動應(yīng)力也會由于應(yīng)變速率的上升而增大,因此高速擠壓比低速需要更大的載荷,在相同最大載荷下零件的擠壓深度將會降低。另外,零件的擠壓深度對沖頭速度的敏感程度也不一樣,當(dāng)擠壓速度在2～6μm/s時,隨速度的增加零件深度有比較明顯的降低,而速度從6μm/s增大到 8μm/s時,零件深度并沒有明顯的變化。這主要是由于在較低的擠壓速度成形時,材料因應(yīng)變速率較低而處于牛頓流體的流變狀態(tài),而高速擠壓時,材料將因應(yīng)變速率的增大而從牛頓流體轉(zhuǎn)變?yōu)榉桥ｎD流體[14-16]。在低應(yīng)變速率的牛頓流體狀態(tài)下,其黏度敏感系數(shù)m近似等于1[17],此時材料的流動應(yīng)力隨應(yīng)變速率的增大而線性增大,表現(xiàn)在擠壓工藝上就是成形載荷隨沖頭速度的增大而明顯上升,因此擠壓深度會有所降低。當(dāng)沖頭速度超過6μm/s后,坯料的流變狀態(tài)因應(yīng)變速率的增加而轉(zhuǎn)變?yōu)榉桥ｎD流體,黏度敏感系數(shù)m下降至0.4左右[18],此時其流動應(yīng)力對應(yīng)變速率不敏感,表現(xiàn)在擠壓工藝上就是擠壓載荷對沖頭速度的增大不敏感,因此零件的擠壓深度不會因為沖頭速度的增大而明顯降低,即圖4所示的情況。

從上面的分析可知,較低的沖頭速度有利于增加零件的擠壓深度,但低速擠壓不利于提高成形效率,更重要的是,低速成形可能導(dǎo)致非晶材料因在高溫環(huán)境的停留時間過長而晶化,從而失去非晶合金的優(yōu)良性能。事實上,在沖頭速度為2μm/s時,計上放樣和取件時間,材料在高溫下的停留時間達(dá)到 7.2min,已經(jīng)大大超過Zr55Cu30 Ni5 Al10在該溫度下的晶化孕育時間[19],零件因此而晶化。圖5為溫度為725K、成形壁厚為0.1mm零件的透射電鏡(TEM)照片,圖片顯示當(dāng)速度為2μm/s時,零件已經(jīng)明顯晶化,而當(dāng)沖頭速度為6μm/s時,成形后的零件仍然保持較好的非晶狀態(tài),但是當(dāng)沖頭速度達(dá)到8μm/s時,TEM顯示零件內(nèi)部已經(jīng)出現(xiàn)許多微小的沉積物。這主要是由于高的擠壓速度導(dǎo)致應(yīng)變速率增大,而過高的應(yīng)變速率將會使非晶合金的微粒子有序化,甚至導(dǎo)致非晶的納米晶化[20-21],因此擠壓速度不能太高。不導(dǎo)致零件晶化的最大允許速度應(yīng)該與成形溫度、零件壁厚等因素有關(guān)。由上面分析可知,溫度為725K、成形壁厚為0.1mm零件的最佳擠壓速度約為6μm/s。圖6是在該實驗條件下成形零件的ESEM照片,可以看出零件壁厚均勻,杯口整齊。零件的內(nèi)外徑分別為1.009mm和1.207mm,對應(yīng)凸凹模直徑分別為1.003mm和1.201mm,零件幾何尺寸與模具對應(yīng)尺寸的誤差在0.6%以內(nèi),可見成形零件較好地復(fù)制了模具的幾何尺寸;但是零件表面不夠光滑,并存在氧化現(xiàn)象,這是由于實驗時坯料直接與高溫空氣接觸的原因,因此非晶合金在過冷液態(tài)區(qū)內(nèi)的超塑性成形時應(yīng)采取保護(hù)性措施,以防零件表面氧化。

3 結(jié)論

(1)由于非晶合金具有應(yīng)力過沖特性,Zr55Cu30 Al10Ni5塊體非晶在過冷液態(tài)區(qū)內(nèi)的超塑性微反擠壓過程可以分為四個階段,各階段內(nèi)擠壓載荷對沖頭位移的敏感程度相差較大,擠壓過程應(yīng)在第Ⅲ階段內(nèi)完成較好。

圖5 在725K下成形零件的TEM照片

圖6 反擠壓成形的微型杯

(2)在705～735K的溫度區(qū)間擠壓時,成形零件的深度隨溫度的升高而增大,且在 710～725K內(nèi),擠壓深度對溫度最敏感,超過725K后,升高溫度對增加零件成形深度的影響不大,反而容易導(dǎo)致零件晶化。

(3)在2～8μm/s的沖頭速度下擠壓時,零件的成形深度隨速度的增大而減小,且在 2～6 μm/s內(nèi)影響明顯,但是超過6μm/s后,沖頭速度對零件深度影響不明顯。

(4)在低速(沖頭速度小于4μm/s)或者高溫(725K以上)的條件下擠壓時,零件會因為在高溫環(huán)境停留時間超過相應(yīng)溫度下的晶化孕育時間而晶化,因此擠壓成形應(yīng)在725K左右、6μm/s的速度下完成。

[1] 申昱,于滬平,阮雪榆.材料塑性與幾何尺寸關(guān)系研究[J].鍛壓技術(shù),2006(3)：64-67.

[2] Somekawa H,Inoue A,Higashi K.Superplastic and Diffusion Bonding Behavior on Zr-Al-Ni-Cu Metallic Glass in Supercooled Liquid Region[J].Scripta Materialia,2004,50(11)：1395-1399.

[3] Kawamura Y,Nakamura T,Inoue A.Superplasticity in Pd40Ni40P20 Metallic Glass[J].Scripta Materialia,1998,39(3)：301-306.

[4] 張志豪,劉新華,周成,等.Zr基塊體非晶合金的超塑性成形性能[J].中國有色金屬學(xué)報,2004,14(7)：1073-1077.

[5] 張志豪,劉新華,謝建新.Zr基非晶合金精密直齒輪超塑性成形實驗研究[J].機(jī)械工程學(xué)報,2005,41(3)：151-154.

[6] 張軼波,張志豪,謝建新.塊體非晶合金精密模鍛成形流動行為[J].塑性工程學(xué)報,2008,15(5)：37-41.[7] 郭曉琳,王春舉,周健,等.Zr基塊體非晶合金的微塑性成形性能[J].中國有色金屬學(xué)報,2006,16(7)：1190-1195.

[8] Saotome Y,Itoh K,Zhang T,et al.Superplastic Nanoforming of Pd-based Amorphous Alloy[J].Scripta Materialia,2001,44(8/9)：1541-1545.

[9] Saotome Y,Okamoto T.An In-situ Incremental Microforming System for Three-dimensional Shell Structures of Foil Materials[J].Journal of Materials Processing Technology,2001,113(1/3)：636-640.

[10] Saotome Y,Fukuda Y,Yamaguchi I,et al.Superplastic Nanoforming of Optical Components of Pt-based Metallic Glass[J].Journal of Alloys and Compounds,2007,434：97-101.

[11] Kawamura Y,Shibata T,Inoue A,et al.Workability of the Supercooled Liquid in the Zr65Al10Ni10Cu15Bulk Metallic Glass[J].Acta M aterialia,1997,46(1)：253-263.

[12] Wert J A,Thornsen C,Jensen R D,et al.Forming of Bulk Metallic Glass Microcomponents[J].Journal of Materials Processing Technology,2009,209(3)：1570-1579.

[13] Lu J,Ravichandran G,Johnson W L.Deformation Behavior of the Zr41.2Ti13.8CU12.5Ni10Be22.5Bulk Metallic Glass over a Wide Range of Strain-rates and Temperatures[J].Acta Materialia,2003,51(12)：3429-3443.

[14] Demetriou M D,Johnson W L.Shear Flow Characteristics and Crystallization Kinetics during Steady Non-isothermal Flow of Vitreloy-1[J].Acta Materialia,2004,52(12)：3403-3412.

[15] Gun B,Laws K J,Ferry M.Superplastic Flow of a Mg-based Bulk Metallic Glass in the Supercooled Liquid Region[J].Journal of Non-crystalline Solids,2006,352(36/37)：3896-3902.

[16] Chan Kengcheung,Chen Qi,Liu Lin.Deformation Behavior of Zr55.9Cu18.6Ta8Al7.5Ni10Bulk Metallic Glass Matrix Composite in the Supercooled Liquid Region[J].Intermetallics,2007,15(4)：500-505.

[17] Heilmaier M,Eckert J.Elevated Temperature Deformation Behavior of Zr-based Bulk Metallic Glasses[J].Advanced Engineering Materials,2005,7(9)：833-841.

[18] Chan Kengcheung,Liu Lin,Wang Jingfeng.Superplastic Deformation of Zr55Cu30Al10Ni5Bulk Metallic Glass in the Supercooled Liquid Region[J].Journal of Non-crystalline Solids,2007,353(32/40)：3758-3763.

[19] Liu Lin,Wu Zhifang,Zhang Jie.Crystallization Kinetics of Zr55Cu30Al10Ni5Bulk Amorphous Alloy[J].Journal of Alloys and Compounds,2002,339(1/2)：90-95.

[20] Zhang P N,Li JF,Hu Y,et al.Structure Evolution of Bulk Zr60Cu20Pd10Al10Amorphous alloy during Rolling Deformation[J].Journal of Materials Science,2008,43(22)：7179-7183.

[21] Heggen M,Spaepen F,Feurbacher M.Creation and Annihilation of Free Volume during Homogeneous Flow of a Metallic Glass[J].Journal of Applied Physics,2005,97(3)：1-8.