鎂及鎂合金等通道轉(zhuǎn)角擠壓研究進(jìn)展及發(fā)展趨勢

李繼忠，丁 樺

（東北大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，沈陽 110819）

鎂及鎂合金等通道轉(zhuǎn)角擠壓研究進(jìn)展及發(fā)展趨勢

李繼忠，丁 樺

（東北大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，沈陽 110819）

鎂及鎂合金屬于HCP結(jié)構(gòu)，織構(gòu)和晶粒尺寸是影響其性能的主要因素.本文對近年來鎂及鎂合金等通道轉(zhuǎn)角擠壓 （Equal channel angular pressing，ECAP）的研究狀況進(jìn)行了綜述，介紹了ECAP過程中影響鎂及鎂合金織構(gòu)的主要因素.根據(jù)晶粒細(xì)化機(jī)制的不同，從兩方面介紹了ECAP工藝制備鎂及鎂合金超細(xì)晶、納米晶的進(jìn)展，即“Bottom－up”和“Top－down”法。最后，提出了鎂及鎂合金ECAP具有發(fā)展?jié)摿Φ难芯糠较?

等通道轉(zhuǎn)角擠壓;鎂及鎂合金;織構(gòu);晶粒細(xì)化

鎂及鎂合金因其具有低密度、比強(qiáng)高、比剛度高、易加工、鑄造成本低等顯著優(yōu)點，非常適合于做結(jié)構(gòu)材料，可廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車和電子等行業(yè).但因鎂及鎂合金本身為HCP結(jié)構(gòu)，在室溫下塑性較差，并且強(qiáng)度較低，限制了鎂合金在工業(yè)領(lǐng)域的廣泛應(yīng)用［1］.如何提高鎂及鎂合金力學(xué)性能成為該領(lǐng)域研究的熱點.對鎂及鎂合金而言，織構(gòu)和晶粒尺寸是影響其性能的兩個主要因素.通常情況下材料細(xì)化晶粒到微米級別后，強(qiáng)度和塑性出現(xiàn)相互矛盾的現(xiàn)象;即晶粒細(xì)化要么在提高材料強(qiáng)度的同時降低塑性，要么塑性提高、強(qiáng)度降低.

通過劇烈塑性變形能有效細(xì)化晶粒達(dá)到提高塑性的目的，同時增加強(qiáng)度.ECAP作為晶粒細(xì)化工藝，是最有效的晶粒細(xì)化方法之一，因其能制備超細(xì)晶甚至納米晶而受到材料研究者的廣泛關(guān)注［2］.近些年來，許多學(xué)者通過各種方法希望在保證材料強(qiáng)度的同時提高塑性，其中多尺度晶粒分布［3，4］，以及在材料基體內(nèi)得到納米析出相能有效提高材料的綜合性能［5，6］.

對于HCP結(jié)構(gòu)的鎂及鎂合金［7］，ECAP不同路徑形成的剪切面系統(tǒng)對織構(gòu)的影響同樣非常顯著［8］.根據(jù)目前研究狀況，ECAP工藝晶粒細(xì)化可以分為兩大類，即“Top－down”和“Bottom－up”兩種方法.利用塊體材料通過劇烈塑性變形后得到超細(xì)晶材料，稱為“Top－down”法.另外，通過粉末成形法壓制成塊體材料，稱為“Bottomup”法.

1 鎂及鎂合金的塑性變形

在密排六方晶體中，可能的獨立滑移系如表1所示.由表可見，鎂晶體只有3個滑移系及兩個獨立滑移系.塑性變形主要局限于基面滑移和錐面孿晶，其塑性變形受到明顯的限制.

表1 HCP晶格金屬可能的滑移系［9－11］Table 1 The slip systems in HCP structure materials

圖1 HCP晶體單胞主要晶面和晶向［12］Fig.1 Principle planes and directions in the magnesium unit cell

通常，在鎂及鎂合金中主要有兩種變形模式，即滑移和孿生.圖1給出了HCP晶體單胞主要的晶面和晶向.變形溫度對鎂及鎂合金的變形機(jī)制影響最為明顯，不同溫度下塑性變形，對應(yīng)不同的變形機(jī)制.

Galiyev等人［13］對 ZK60鎂合金做了比較系統(tǒng)的研究，他們發(fā)現(xiàn)在200℃之上鎂合金形變在不同的溫度范圍有兩種主導(dǎo)機(jī)制.根據(jù)變形溫度不同變形機(jī)制的改變，可以分為以下3個溫度階段:（1）溫度在200℃以下，其塑性變形僅限于基面（0001）＜1120＞滑移和錐面{10－12}＜1011＞孿生.變形機(jī)制主要以基面滑移和孿晶為主，基面上滑移所需的臨界剪切分力較小，并且孿晶較其他滑移系容易啟動.當(dāng)變形溫度為室溫或低于室溫時，在鎂中（0001）＜1120＞滑移占主導(dǎo)地位，同時激發(fā)非基面滑移體系以提高材料的塑性;（2）在200～250℃溫度范圍內(nèi)，第一類錐滑移面{1011}啟動，當(dāng)變形溫度高于225℃時，第二類錐面{1120}也可產(chǎn)生滑移，其獨立滑移系數(shù)目增加到5個，滿足Von－Mises準(zhǔn)則，塑性大大提高;此時，兩個棱柱面{1010}也可產(chǎn)生滑移并能夠抑制孿晶的形成，從而使其塑性變形能力進(jìn)一步提高;同時因溫度較高而誘發(fā)的回復(fù)、再結(jié)晶而導(dǎo)致材料的軟化，也提高了鎂及鎂合金塑性;另外，形變行為與交滑移有關(guān)，這種交滑移是基面位錯滑移至非基滑移面而產(chǎn)生的，交滑移主要在鄰近原始晶界處應(yīng)力高度集中區(qū)域激活;（3）當(dāng)變形溫度高于250℃時，鎂合金的變形行為受擴(kuò)散過程的控制，位錯運動以攀移為主;非基面的臨界分切應(yīng)力（Critical Resolved Shear Stress，CRSS）逐漸降低，當(dāng)溫度超過300℃時，基面和非基面的CRSS值幾乎相同.

2 ECAP變形機(jī)理

圖2給出ECAP模具結(jié)構(gòu)示意圖［14］，通過橫截面相同的通道，兩通道呈一定角度，將材料施加壓力從垂直通道擠壓通過轉(zhuǎn)角后在另一出口擠出.其變形原理如圖3所示［15］，假設(shè)在材料內(nèi)取變形前后的兩個單元格1和2，變形前后比較可以看出，受通道的彎角作用，在單元格通過轉(zhuǎn)角后各邊產(chǎn)生巨大的剪切作用力而使單元格發(fā)生轉(zhuǎn)動，從而導(dǎo)致材料組織細(xì)化.其變形量大小可以根據(jù)公式（1）計算得到.以通道轉(zhuǎn)角Φ=90（°）的模具為例，道次擠壓后應(yīng)變量γ大于1.

圖3 ECAP工作原理示意圖Fig.3 The principle of ECAP show ing the shearing plane w ithin the die

其中，Φ為通道轉(zhuǎn)角;Ψ為外轉(zhuǎn)角;N為擠壓道次.

ECAP工藝因變形前后材料形狀和尺寸保持不變，可以將試樣反復(fù)地多道次擠壓，從而累計大量的變形能.材料內(nèi)引入大的塑性變形，能夠使材料內(nèi)晶粒充分細(xì)化，得到超細(xì)甚至納米級別的晶粒;并且隨著應(yīng)變量的增加，有利于小角晶界向大角晶界的轉(zhuǎn)變［16］.此外，在擠壓過程中，由于不同擠壓路徑多道次擠壓后，道次逐漸剪切面形成不同類型的織構(gòu)［17］.

3 鎂及鎂合金ECAP研究現(xiàn)狀

對于HCP結(jié)構(gòu)來說，ECAP工藝對鎂及鎂合金織構(gòu)演變的影響非常明顯，因織構(gòu)差異在變形行為上表現(xiàn)出明顯的差異［7］.織構(gòu)直接影響到材料的綜合性能，甚至在有些情況因織構(gòu)軟化作用不遵循Hall－Petch關(guān)系，即隨著晶粒細(xì)化，材料強(qiáng)度不但未增加，反而呈下降趨勢，這是主要歸因于織構(gòu)軟化作用［8］.目前，ECAP擠壓后，鎂及鎂合金主要表現(xiàn)為 ＜1010＞//ED絲織構(gòu)和＜2576＞//ED傾斜織構(gòu)，即基面平行于擠壓軸，或者與擠壓軸成一定夾角.

在晶粒細(xì)化過程中，Kaibyshev等人［18］認(rèn)為，降低溫度是得到納米結(jié)構(gòu)材料的有效方法之一.因此，在劇烈塑性變形過程中，降低溫度能得到超細(xì)、納米結(jié)構(gòu)材料.但是，在低溫下鎂及鎂合金本身塑性較差，在ECAP變形過程中，材料受剪切力作用，易導(dǎo)致材料產(chǎn)生鋸齒形斷裂.因此，在擠壓過程中通常將鎂及鎂合金變形溫度提高到0.5 Tm以上（Tm，為熔點溫度，K）.近年來，隨著對ECAP工藝的研究進(jìn)展，鎂及鎂合金已經(jīng)能成功地細(xì)化到超細(xì)、納米晶.

3.1 ECAP對鎂及鎂合金織構(gòu)的影響

關(guān)于ECAP的織構(gòu)演變，已有很多報道，主要包括模擬和實驗兩方面.在擠壓過程中主要演變?yōu)閮煞N織構(gòu)特征，即 ＜1010＞//ED絲織構(gòu)和＜2576＞//ED傾斜織構(gòu)，其織構(gòu)（0002）極圖如圖4所示.擠壓溫度一般在0.5 Tm以上，但是對不同鎂合金系和不同ECAP溫度下，織構(gòu)表現(xiàn)出非常明顯的差別.Yoshida等人［19］認(rèn)為:當(dāng)溫度低于250℃時，得到的是＜1010＞//ED絲織構(gòu);當(dāng)溫度高于300℃時，得到的是＜2576＞//ED傾斜織構(gòu).可以看出:在ECAP過程中溫度在織構(gòu)轉(zhuǎn)變過程中占主導(dǎo)作用.Agnew等人［20］在擠壓溫度為200～300℃時，研究鎂合金AZ和ZK系列合金，結(jié)果表明:ZK系列合金逐漸演變?yōu)椋?010＞//ED絲織構(gòu);而 AZ系列合金逐漸演變?yōu)椋?576＞//ED傾斜織構(gòu)，其傾斜角約為20（°）.他們認(rèn)為:合金元素在織構(gòu)演變過程中占主要作用.Lin等人［21］認(rèn)為傳統(tǒng)擠壓得到的是＜1010＞//ED絲織構(gòu);而ECAP得到的為＜2576＞//ED傾斜織構(gòu).對于＜1010＞//ED絲織構(gòu)，基面平行于擠壓軸，當(dāng)受力方向平行于擠壓軸時，Schmid因子為零導(dǎo)致強(qiáng)度較高，即表現(xiàn)出明顯的織構(gòu)強(qiáng)化;相比較于＜2576＞//ED傾斜織構(gòu)，當(dāng)受力方向平行于擠壓軸時，基面與受力方向成一定角度，處于軟取向狀態(tài)，因此呈現(xiàn)出織構(gòu)軟化現(xiàn)象.由此可知，不同類型的織構(gòu)對材料力學(xué)性能起重要作用，尤其對于受織構(gòu)影響較明顯的鎂及鎂合金.;

（b）＜2576＞//ED slanting texture

此外，背壓對織構(gòu)轉(zhuǎn)變的影響目前研究的還比較少.Kang 等人［22，23］研究鎂合金 AZ31 時施加125 MPa的背壓，結(jié)果表面未施加背壓時，得到傾斜的織構(gòu)，其傾斜角約為 50（°），施加背壓后（0002）極圖分為兩個峰值，其中一個峰值與為施加背壓時相同，另一峰值順時針轉(zhuǎn)動25（°）.作者認(rèn)為出現(xiàn)新的織構(gòu)峰值是由于新的變形機(jī)制導(dǎo)致的，即激活了＜c+a＞非基面滑移使（0002）極圖分為兩個峰值.施加背壓使＜2576＞//ED織構(gòu)的傾斜角與擠壓軸之間的夾角降低到～15（°），導(dǎo)致＜2576＞//ED傾斜織構(gòu)逐漸向＜1010＞//ED絲織構(gòu)轉(zhuǎn)變.此外，作者還認(rèn)為施加背壓使剪切帶變窄，有利于動態(tài)再結(jié)晶的進(jìn)行，并且施加背壓后擠壓溫度升高，由此可以得到更均勻的細(xì)化晶粒組織.

對于鎂及鎂合金ECAP擠壓，影響其織構(gòu)演變的主要因素還包括:（1）第一道次擠壓后的織構(gòu)［24］;（2）模具轉(zhuǎn)角［25］;（3）擠壓路徑和道次［26］.

圖5給出了ECAP擠壓過程中形成兩種典型的晶體排列示意圖.從圖中可以看出，擠壓后主要形成兩種典型的織構(gòu)形式，一種是主要受剪切面作用明顯而產(chǎn)生的傾斜織構(gòu)，基面與剪切面平行，與擠壓方向呈約45（°）.這可能主要受以下兩種因素的影響:（1）擠壓溫度較低;（2）受合金元素的影響使晶體轉(zhuǎn)動能力降低.另一種為絲織構(gòu)，即基面平行于擠壓軸，形成這種織構(gòu)可能是由于:（1）溫度較高發(fā)生強(qiáng)烈的動態(tài)再結(jié)晶抑制了擇優(yōu)取向的形成;（2）變形機(jī)制與低溫完全不同，使晶體取向演變?yōu)榻z織構(gòu);（3）合金元素也可能影響晶體取向轉(zhuǎn)變;（4）在擠壓過程中施加背壓也阻礙了晶體轉(zhuǎn)動，促使基面與擠壓面之間的夾角減小.

圖5 ECAP過程中晶體取向形成示意圖［19］Fig.5 Schematic illustration of crystallographic orientations formed by ECAP processing

在具有HCP結(jié)構(gòu)的材料中，主要存在3種滑移體系，即:{0001}＜1120＞基面滑移系、{1010}＜1120＞棱柱面滑移系和{1011}＜1120＞棱錐面滑移系.而在兩種不同類型的織構(gòu)情況下，對應(yīng)的平均Schmid因子不同，兩種織構(gòu)與3種滑移系之間的平均Schmid因子如表2所示.從表2中可以看出，對應(yīng)的絲織構(gòu)，其{0001}＜1120＞基面滑移具有較高的Schmid因子約為0.27;而傾斜織構(gòu)的基面滑移Schmid因子則為零.因此當(dāng)溫度低于動態(tài)再結(jié)晶的150℃時，位錯滑移為主要控制機(jī)制.可以推測:具有傾斜織構(gòu)的材料其屈服強(qiáng)度較低，但卻具有較高的塑性變形能力.而當(dāng)溫度高于250℃時，織構(gòu)的影響將會消失，這是由于發(fā)生了明顯的晶粒長大，位錯運動以攀移為主［21］.

表2 不同織構(gòu)對應(yīng)的平均Schm id因子［21］Table 2 The average schm id factors calculated for fiber and slanting textures

3.2 ECAP制備超細(xì)、納米晶鎂及鎂合金

3.2.1 Top－down法制備鎂及鎂合金

從1997 年 Mabuchi［27］首次使用 ECAP 工藝擠壓鎂合金AZ61至今，ECAP已經(jīng)成功應(yīng)用于不同系列的鎂及鎂合金材料.隨著對ECAP擠壓工藝的深入研究和擠壓設(shè)備施可加背壓的改進(jìn)，通過多步降溫和施加背壓的方式提高材料塑性，能抑制在擠壓過程中產(chǎn)生裂紋.其中，通過多步降溫工藝能有效地降低ECAP處理溫度，得到超細(xì)甚至納米結(jié)構(gòu)材料［28～30］.如，Xia 等人［28］在研究AZ31時，在施加背壓的條件下，首先將材料在150℃、背壓為100 MPa的情況下擠壓4道次，然后將擠壓溫度降低到100℃再擠壓4道次，最后得到晶粒為1μm以內(nèi)的超細(xì)晶材料.Ding等人［29］研究AZ31，在未施加背壓的條件下，通過四步降溫處理材料，首先在200℃、10 cm/min下擠壓4道次;接下來在150℃、3 cm/min下擠壓4道次;然后在125℃、1 cm/min下擠壓2道次;最后降溫溫度降低到115℃、1 cm/min擠壓2道次;最終得到的晶粒約為0.37μm、屈服強(qiáng)度高達(dá)372 MPa.Suwas［30］課題組研究純鎂，通過五步降溫后最終將擠壓溫度降低到室溫，得到0.25μm的平均晶粒尺寸;但是組織很不均勻，擠壓后材料呈現(xiàn)明顯的正態(tài)分布趨勢.

通過“Top－down”方法制備后的材料在未處理時得到的晶粒細(xì)小，雖然強(qiáng)度有大幅度提高，但材料的塑性非常差.這主要是因為，在劇烈塑性變形過程中晶粒內(nèi)位錯密度達(dá)到飽和，在接下來的測試過程中不能儲存新的位錯，因此使材料表現(xiàn)為脆性［31］.通常，經(jīng)過劇烈塑性變形后的材料要在適當(dāng)?shù)臏囟群蜁r間進(jìn)行退火處理，使材料內(nèi)位錯密度降低，并有部分相對粗大晶粒存在.經(jīng)過熱處理后的材料雖然強(qiáng)度略有降低，但塑性有明顯提高.確定正確的熱處理溫度是關(guān)鍵，比如純銅［31］大變形后在200℃退火3 min，得到的綜合性能最好;純鈦大變形之后在300℃、經(jīng)過1 h熱處理后綜合性能得到改善［32］.

對于“Top－down”方法處理鎂及鎂合金，很難得到具有納米尺度的材料，即使多道次擠壓，也不能將晶粒尺寸細(xì)化到100 nm以下.因為在劇烈塑性變形過程中，材料內(nèi)累積大量的變形能，在一定溫度下，動態(tài)再結(jié)晶和動態(tài)回復(fù)臨界溫度顯著降低，導(dǎo)致晶粒細(xì)化到一定程度后不再細(xì)化.另一方面，由于鎂合金材料本身塑性較差，在低于100℃以下進(jìn)行多道次擠壓，即使施加背壓也不能有效地防止斷裂，之前的研究表明，純鎂在室溫成功的擠壓一道次后，平均晶粒細(xì)化到0.25μm，但是材料內(nèi)累積更高的變形能后，導(dǎo)致動態(tài)再結(jié)晶和動態(tài)回復(fù)而不能進(jìn)一步細(xì)化［18］.

3.2.2 Bottom－up法制備鎂及鎂合金超細(xì)、納米晶

Moss等人［33］使用平均粒度約為100μm的純鎂粉末進(jìn)行ECAP擠壓成形，主要研究背壓大小和溫度對成形塊體材料性能的影響.結(jié)果表明:在較低溫度或低背壓下，擠壓后的塊體材料致密度較低并且易導(dǎo)致塊體斷裂;受剪切應(yīng)力作用使粉末表面破碎，增加背壓更有利于粉末表面破碎，使粉末之間更有效地結(jié)合在一起;在150℃下擠壓，球形粉末的屈服強(qiáng)度低于不規(guī)則形狀粉末成形后的材料;當(dāng)擠壓溫度提高到250℃后，塊體材料的強(qiáng)度進(jìn)一步提高，但致密度較低;成形后塊體強(qiáng)度取決于背壓的大小和粉末的形態(tài)，高背壓、不規(guī)則粉末有利于塊體成形.研究結(jié)果表明:在150℃、背壓175 MPa下得到的材料綜合性能最好.

Choi等人［34］使用傳統(tǒng)熱擠壓，將純鎂切屑球磨后得到的純鎂粉末在高速、大擠壓比的情況下進(jìn)行擠壓成形，得到不同晶粒尺寸的塊體材料.實驗結(jié)果表明:具有粗大晶粒的鑄態(tài)純鎂，其屈服強(qiáng)度只有50 MPa左右，當(dāng)晶粒尺寸為100 nm左右時其屈服強(qiáng)度可達(dá)270 MPa，與鑄態(tài)粗大晶粒材料相比，其強(qiáng)度提高到將近5.3倍;然而對具有晶粒尺寸為60 nm的材料，其屈服強(qiáng)度反而呈下降趨勢.作者認(rèn)為:當(dāng)晶粒尺寸細(xì)化到60 nm時，在隨后的變形中動態(tài)回復(fù)起主導(dǎo)作用，同時由于晶粒較小，位錯無法在晶粒內(nèi)累積，因此出現(xiàn)無加工硬化現(xiàn)象.

表3 劇烈塑性變形中粉末成形特征與變形參數(shù)之間的關(guān)系［35］Table 3 The relationship between particle characteristics and processing conditions during SPD consolidation

Ying等人［36］利用鎂合金 AZ91切屑進(jìn)行普通擠壓和ECAP聯(lián)合的方式擠壓，得到鎂合金塊體材料.由于擠壓溫度較高，促使動態(tài)再結(jié)晶并發(fā)生晶粒發(fā)生長大現(xiàn)象（首先在350℃普通擠壓，然后再分別在300和350℃下ECAP擠壓一道次），擠壓成形后的材料晶粒尺寸較大;雖然擠壓后材料呈現(xiàn)軟取向織構(gòu)，但與鑄態(tài)AZ91相比，其強(qiáng)度仍提高一倍以上，同時塑性也提高了3倍左右.

“Bottom－up”法能有效地制備出納米塊體鎂及鎂合金材料.在ECAP擠壓過程中，受剪切力作用使粉末表面破碎，使粉末之間焊合在一起，得到較高致密度的納米塊體材料.Xia［35］系統(tǒng)地介紹了粉末ECAP成形過程中，影響其成形的主要因素.影響因素－粉末變形－變形機(jī)制，三者之間的關(guān)系歸納為表3.對于ECAP粉末成形來說，在擠壓過程中粉末變形有利于使表面的氧化膜破碎，粉末之間有較好的結(jié)合力，同時氧化物分散到基體內(nèi)起到一定的強(qiáng)化作用.但從表中可以看出，當(dāng)粉末尺寸達(dá)到納米級后不利于粉末變形，粉末之間主要以滑移為主，不利于得到結(jié)合較好的材料，導(dǎo)致材料塑性降低.雖然提高擠壓溫度和增大背壓有利于粉末變形，當(dāng)粉末晶粒尺寸達(dá)到納米級別時，仍然不能使粉末顆粒變形.因此成形后的材料內(nèi)容易出現(xiàn)納米空洞，不能得到高致密度的材料.

4 鎂及鎂合金ECAP發(fā)展展望

隨著能源儲存的枯竭和保護(hù)環(huán)境意識的逐漸提高，進(jìn)入21世紀(jì)，人們越來越深刻地體會到節(jié)能和環(huán)境保護(hù)的重要性.鎂及鎂合金因其優(yōu)異的特性受到越來越廣泛的關(guān)注，這也推動了鎂合金的研究和應(yīng)用.目前對鎂及鎂合金基礎(chǔ)理論的研究還不夠深入，許多變形機(jī)制還不清楚，需要對其基本變形理論做更詳細(xì)的工作.ECAP工藝能夠在不同溫度下對鎂及鎂合金進(jìn)行塑性加工，可以有效控制其晶粒尺寸，并且ECAP不同的擠壓路徑可以控制得到不同的織構(gòu)類型，為鎂及鎂合金的深入研究提供了有效的制備方法.

（1）目前低溫ECAP方面的研究還比較少（低于100℃），低溫下織構(gòu)的演變也沒有相關(guān)的報道.此外，影響織構(gòu)的因素比較復(fù)雜，還需要更系統(tǒng)的研究.

（2）雖然目前已經(jīng)有大量關(guān)于鎂及鎂合金ECAP方面的報道，并且處理后的材料綜合力學(xué)性能較鑄態(tài)材料有較大幅度的提高，但仍存在綜合性能不高，塑性和強(qiáng)度相互排斥的現(xiàn)象.通過向材料內(nèi)引入第二相析出物并且控制其顆粒大小，能有效地保持材料強(qiáng)度的同時提高塑性.目前，已有一些課題組將稀土元素加入鎂及鎂合金中，雖然對材料性能有所提高，但還不能滿足當(dāng)前工業(yè)需求，需要進(jìn)一步提高材料性能并希望得到新的合金系.

（3）通過“Top－down”法制備超細(xì)、納米晶材料，溫度是影響材料晶粒細(xì)化最重要的因素之一，降低溫度能得到更細(xì)小的晶粒，甚至納米晶材料.但是目前由于ECAP設(shè)備的局限性，在變形過程中為了避免材料斷裂通常將處理溫度保持在室溫以上，并且擠壓道次較少.通過改善設(shè)備，使材料在更高的靜水壓力條件下進(jìn)行擠壓，可以提高材料的塑性，同時也為進(jìn)一步將處理溫度降低到室溫以下提供可能性.此外，在保證材料無斷裂的條件下，盡可能地將材料多道次擠壓，使之有利于小角度晶界逐漸向大角度晶界演變，有效提高材料的塑性.

（4）通過“Bottom－up”法制備超細(xì)、納米晶鎂及鎂合金.傳統(tǒng)工藝主要是通過燒結(jié)方法制備鎂及鎂合金塊體材料，由于燒結(jié)溫度較高，破壞了粉末本身的結(jié)構(gòu)，因此需要在低溫度下對鎂及鎂合金粉末材料進(jìn)行加工才能保持粉末的結(jié)構(gòu)特性.ECAP工藝能在較低溫度下將粉末擠壓成塊體材料，因此在擠壓過程中不會破壞粉末結(jié)構(gòu)，經(jīng)過擠壓后能得到高致密度的塊體材料.此外，ECAP工藝可以將不同基體的粉末材料混合后擠壓成型，使制備多尺度、多相材料成為可能.最后，可以按任意比例混合粉末材料，方便地制備出不同比例的新合金材料，為開發(fā)新材料提供便捷的途徑.

［1］ Mordike B L，Ebert T.Magnesium －properties－applications－potential［J］.Materials Science and Engineering A，2001，302（1）:37.

［2］Valiev R Z，Langdon T G.Principles of equal－ channel angular pressing as a processing tool for grain refinement［J］.Progress in Materials Science，2006，51（7）:881.

［3］Wang Y M，Chen M W，Zhou F H，et al.High tensile ductility in a nanostructured metal［J］.Nature，2002，419（6910）:912.

［4］ Zhao Y H，Bingert J E，Liao X Z，et al.Simultaneously increasing the ductility and strength of ultra－fine－grained pure copper［J］.Advanced Materials，2006，18（22）:2949.

［5］ Horita Z，Ohashi K，F(xiàn)ujita T，et al.Achieving high strength and high ductility in precipitation － hardened alloys ［J］.Advanced Materials，2005，17（13）:1599.

［6］ Zhao Y H，Liao X Z，Cheng S，et al.Simultaneously increasing the ductility and strength of nanostructured alloys［J］.Advanced Materials，2006，18（17）:2280.

［7］Kelley E W，Hosford W F.Plane－strain compression of mangnesium and mangnesium alloy crystals［J］.Transactions of the Metallurgical Society of Aime，1968，242（1）:5.

［8］ Kim W J，An CW，Kim Y S，etal.Mechanical propertiesand microstructures of an AZ61 Mg alloy produced by equal channel angular pressing［J］.Scripta Materialia，2002，47（1）:39.

［9］ Roberts C S.Magnesium and its alloys［M］.New York:John Wiley and Sons，1960:81.

［10］ Wonsiewi BC，BackofenW A.Plasticity ofmagnesium crystals［J］.Transactions of the Metallurgical Society of Aime，1967，239（9）:1422.

［11］ HarttW H，Reedhill R E.Internal deformation and fracture of second－ order［1011］－［1112］ twins in magnesium ［J］.Transactions of the Metallurgical Society of Aime，1968，242（6）:1127.

［12］ Eliezer D， Aghion E， Froes F H. Magnesium science，technology and applications ［J］. Advanced Performance Materials，1998，5（3）:201.

［13］ Galiyev A，Kaibyshev R，Gottstein G.Correlation of plastic deformation and dynamic recrystallization in magnesium alloy Zk60 ［J］.Acta Materialia，2001，49（7）:1199.

［14］ Berbon P B，F(xiàn)urukawa M，Horita Z，et al.Influence of pressing speed on microstructural development in equalchannel angular pressing ［J］.Metallurgical and Materials Transactions A，1999，30（8）:1989.

［15］ Nakashima K，Horita Z，Nemoto M，et al.Development of a multi－pass facility for equal－channel angular pressing to high total strains［J］.Materials Science and Engineering A，2000，281（1－2）:82.

［16］ Ma A B，Jiang JH，Saito N，et al.Improving both strength and ductility of a Mg alloy through a large number of ECAP passes［J］.Materials Science and Engineering A，2009，513－14（1－2）:122.

［17］ Beyerlein IJ，Toth L S.Texture evolution in equal－ channel angular extrusion［J］.Progress in Materials Science，2009，54（4）:427.

［18］ Kaibyshev R，Galiev A，Sitdikov O.On the possibility of producing a nanocrystalline structure in magnesium and magnesium alloys［J］.Nanostructured Materials，1995，6（5－8）:621.

［19］ Yoshida Y， Cisar L， Kamado S， et al. Effect of miscrostructure factors on tensile properties of an ECAE－processed AZ31 magnesium alloy［J］.Materials Transactions，2003，44（4）:468.

［20］ Agnew S R，Mehrotra P，Lillo T M，et al.Crystallographic texture evolution of three wrought magnesium alloys during equal channel angular extrusion ［J］.Materials Science and Engineering A，2005，408（1－2）:72.

［21］ Lin H K，Huang J C，Langdon T G.Relationship between texture and low temperature superplasticity in an extruded AZ31 Mg alloy processed by ECAP ［J］.Materials Science and Engineering A，2005，402（1－2）:250.

［22］ Kang F，Liu JQ，Wang JT，et al.The effect of hydrostatic pressure on the activation of non－basal slip in a magnesium alloy［J］.Scripta Materialia，2009，61（8）:844.

［23］ Kang F，Liu JQ，Wang J T，et al.Equal channel angular pressing of a Mg－3Al－1Zn alloy with back pressure［J］.Advanced Engineering Materials，2010，12（8）:730.

［24］ Shin D H，Kim I，Kim J，et al.Microstructure development during equal－channel angular pressing of titanium［J］.Acta Materialia，2003，51（4）:983.

［25］ Figueiredo R B，Beyerlein IJ，Zhilyaev A P，et al.Evolution of texture in a magnesium alloy processed by ECAP through dies with different angles ［J］. Materials Science and Engineering A，2010，527（7－8）:1709.

［26］ Tong L B，Zheng M Y，Hu X S，et al.Influence of ECAP routes on microstructure and mechanical properties of Mg－Zn－Ca alloy［J］.Materials Science and Engineering A，2010，527（16－17）:4250.

［27］ Mabuchi M，Iwasaki H，Yanase K，et al.Low temperature superplasticity in an AZ91magnesium alloy processed by ECAE［J］.Scripta Materialia，1997，36（6）:681.

［28］ Xia K，Wang J T，Wu X，et al.Equal channel angular pressing ofmagnesium alloy AZ31［J］.Materials Science and Engineering A，2005，410－411（1－2）:324.

［29］ Ding S X，Lee W T，Chang C P，et al.Improvement of strength ofmagnesium alloy processed by equal channel angular extrusion［J］.Scripta Materialia，2008，59（9）:1006.

［30］ Biswas S，Dhinwal S S，Suwas S.Room －temperature equal channel angular exrusion of pure magnesium ［J］. Acta Materialia，2010，58（9）:3247.

［31］ Wang Y M，Ma E.Three strategies to achieve uniform tensile deformation in a nanostructured metal［J］.Acta Materialia，2004，52（6）:1699.

［32］ Yang D K，Hodgson PD，Wen C E.Simultaneously enhanced strength and ductility of titanium viamultimodal grain structure［J］.Scripta Materialia，2010，63（9）:941.

［33］ Moss M，Lapovok R，Bettles C J.The equal channel angular pressing of magnesium and magnesium alloy powders ［J］.Jom，2007，59（8）:54.

［34］ Choi H J，Kim Y，Shin JH，et al.Deformation behavior of magnesium in the grain size spectrum from nano－ to micrometer［J］.Materials Science and Engineering A，2010，527（6）:1565.

［35］ Xia K N. Consolidation of particles by severe plastic deformation:mechanism and applications in processing bulk ultrafine and nanostructured alloys and composites ［J］.Advanced Engineering Materials，2010，12（8）:724.

［36］ Ying T，Zheng M Y，Hu X S，et al.Recycling of AZ91 Mg alloy through consolidation ofmachined chips by extrusion and ECAP ［J］. Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2010，20（S2）:S604.

The development of current situation and prospect for magnesium and its alloys by equal channel angular pressing

LIJi-zhong，DING Hua
（School of Materials and Metallurgy，Northeastern University，Shenyang 110819，China）

For Mg and its alloys with hcp structure，the texture and grain size are the two most important factors affecting themechanical properties.In this paper，the development of Mg and its alloys by equal channel angular pressing was briefly introduced，especially for the effects of parameters on textural evolutions during ECAP processing.According to the difference of grain refinementmechanisms，twomethods for grain refinement of Mg and its alloys by ECAPwere systemically introduced，i.e.“bottom － up”and“top － down”.Finally，some potential research directions for Mg and its alloys by ECAP are presented.

equal channel angular pressing;Mg and its alloys;texture;grain refinement

TG 142.1

A

1671-6620（2011）01-0039-07

2010-01-15.

李繼忠 （1982—），男，安徽阜陽人，東北大學(xué)博士研究生，E－mail:liji408@gmail.com;丁樺 （1958—），女，安徽合肥人，東北大學(xué)教授，博士生導(dǎo)師.