超輕鎂-鋰合金超塑性變形研究現(xiàn)狀及展望

林 奔，杜 玥，尹雨晨，耿 瓊

(1.中國(guó)運(yùn)載火箭技術(shù)研究院，北京 100076；2.航天材料及工藝研究所，北京 100076)

鎂-鋰合金是以Mg(密度為1.74 g/cm3)與Li(密度為0.534 g/cm3)為主要元素的合金材料，其密度僅為1.35 g/cm3～1.65 g/cm3，比鋁合金輕1/3～1/2，甚至比傳統(tǒng)鎂合金還輕1/4～1/3，因此也被稱為超輕合金。此外，鎂-鋰合金還具有較高的比強(qiáng)度、比剛度，良好的延展性、導(dǎo)熱性、阻尼特性、電磁屏蔽性能以及較高的抗高能粒子穿透能力等諸多優(yōu)點(diǎn)，在航空航天領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景[1]。

自20世紀(jì)40年代始，美國(guó)相繼開發(fā)出了LA141A、LA91、LAZ933A等Mg-Li基合金，代替一部分常用的鎂合金、鋁合金及鈹?shù)炔牧?，在火箭、航天飛機(jī)和衛(wèi)星的設(shè)備外殼、支座、支架等部件上獲得應(yīng)用。美國(guó)NASA采用LA141和LA91A鎂-鋰合金，成功制備了壓力容器；同時(shí)期，蘇聯(lián)也開發(fā)出了MA18、MA21等超輕鎂-鋰合金。我國(guó)關(guān)于鎂-鋰合金的研究雖然起步晚于國(guó)外，但是近些年在基礎(chǔ)理論研究和產(chǎn)業(yè)化開發(fā)等方面均取得了大量研究成果。目前，我國(guó)自主開發(fā)了LA43M、LA103M等新型鎂-鋰合金材料，并已經(jīng)實(shí)現(xiàn)了在輕量化需求迫切的航天領(lǐng)域的應(yīng)用，例如，“浦江一號(hào)”、神舟7號(hào)伴星、科學(xué)實(shí)驗(yàn)衛(wèi)星等國(guó)產(chǎn)衛(wèi)星結(jié)構(gòu)框架中采用了鎂-鋰合金材料[2]。但由于在制備與研制上仍然需要克服和解決大量技術(shù)難題，限制了鎂-鋰合金在航天飛行器結(jié)構(gòu)復(fù)雜、較大尺寸的主承力結(jié)構(gòu)件上的應(yīng)用。

1 鎂-鋰合金的特點(diǎn)

對(duì)于Mg-Li二元合金，當(dāng)鋰含量低于5.7%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)時(shí)，Li固溶于Mg中形成α相，具有密排六方(hcp)晶格；而當(dāng)鋰含量超過(guò)10.3%時(shí)，合金為Mg固溶于Li形成的β-Li單相組織，為體心立方晶體結(jié)構(gòu)(bcc)；當(dāng)鋰的含量介于5.7%～11%之間時(shí)，合金則具有的α+β雙相組織[3]。鎂-鋰合金由于良好的低溫成形性能，使其在150 ℃～250 ℃范圍內(nèi)展現(xiàn)出良好的超塑性加工性能，這是由于加入Li導(dǎo)致α-Mg的軸比(c/a)降低，使鎂合金晶格對(duì)稱性提高，從而使{10-10}〈11-20〉棱柱面滑移系和{11-22}〈11-23〉錐面滑移系更容易被激活。因此，α單相的鎂-鋰合金也具有良好的變形能力。而具有bcc結(jié)構(gòu)的β-Li相有更多的滑移系，因此表現(xiàn)出較高的延展性。對(duì)于α+β兩相合金，在既保持了α相一定強(qiáng)度的同時(shí)，又因?yàn)橛笑孪嗔己玫难诱剐?，其冷熱變形能力進(jìn)一步增強(qiáng)[4]。在Mg-(8～10%)Li合金中添加少量的Al、Zn、Ag或Y后可以產(chǎn)生超塑性(super plasticity，SP)現(xiàn)象，且具有最大超塑性伸長(zhǎng)率，可用其板材在一定溫度下超塑成形復(fù)雜的零件。但由于起步晚，目前鎂-鋰合金的超塑性相關(guān)研究還很不充分，超塑成形技術(shù)還不成熟和完善，有待進(jìn)一步發(fā)展。

2 鎂-鋰合金超塑性研究現(xiàn)狀

超塑性是指金屬材料在特定組織結(jié)構(gòu)、變形溫度和速率條件下，能夠獲得很高的伸長(zhǎng)率和很小的變形抗力的特性[5]。一般來(lái)說(shuō)，材料的伸長(zhǎng)率能超過(guò)100%的現(xiàn)象即可稱之為超塑性，而具有這種特性的材料稱為超塑性材料。LANGDON[6]認(rèn)為應(yīng)變速率敏感性指數(shù)(m)為0.5，伸長(zhǎng)率大于等于400%為真超塑性；應(yīng)變速率敏感性指數(shù)為0.33，伸長(zhǎng)率低于400%為準(zhǔn)超塑性或類超塑性。

通常，鎂合金在室溫塑性加工性能較差，但在特定條件下具有很高的塑性，以致出現(xiàn)明顯的超塑性。鎂-鋰合金由于其自身的特點(diǎn)，不同組織結(jié)構(gòu)的鎂-鋰合金其超塑性變形機(jī)制也不相同。α單相及低鋰含量的α+β雙相鎂合金，其主要變形機(jī)制為晶界滑移，同時(shí)需要有另外的協(xié)調(diào)機(jī)制，主要協(xié)調(diào)機(jī)制有原子晶界擴(kuò)散，晶格擴(kuò)散，晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)、旋轉(zhuǎn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶以及孔洞移動(dòng)擴(kuò)散機(jī)制來(lái)協(xié)調(diào)晶界的滑移。高鋰含量的α+β雙相鎂合金其主要變形可能為晶內(nèi)滑移，同時(shí)超塑性變形過(guò)程中β相參與變形也是一種協(xié)調(diào)α相變形的機(jī)制[7-8]。

2.1 超塑性鎂-鋰合金制備及超塑性行為

按照獲得超塑性的條件，可以將金屬和合金材料的超塑性分為兩大類：即細(xì)晶超塑性和相變超塑性。相變超塑性要求動(dòng)態(tài)熱循環(huán)環(huán)境，操作上十分復(fù)雜困難，只能成形小尺寸零件。當(dāng)鎂合金晶粒細(xì)化到1 μm左右獲得超細(xì)晶組織時(shí)，能夠激活新的變形機(jī)制，導(dǎo)致晶界滑動(dòng)以及室溫下新的流變過(guò)程，大大改善延展性甚至產(chǎn)生超塑性。鎂-鋰合金的超塑性變形則不受晶粒尺寸小于10 μm的超塑性變形條件的限制。這是由于鎂-鋰合金在超塑性變形過(guò)程中更易發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，從而細(xì)化晶粒，使晶界滑移能夠繼續(xù)進(jìn)行。

目前，超細(xì)晶超塑性仍然是鎂-鋰合金主要研究方向，其研究熱點(diǎn)是采用不同成形方法對(duì)材料進(jìn)行預(yù)處理以獲得超細(xì)晶鎂-鋰合金材料。除了擠壓[9-11]、軋制[12-15]等常規(guī)塑性成形方法以外，等通道轉(zhuǎn)角擠壓[16-17]、高壓扭轉(zhuǎn)[18]、攪拌摩擦加工[19]等劇烈塑性變形(SPD)也引起了廣泛的關(guān)注。

Qu等人[9]將鑄態(tài)Mg-8Li合金在300 ℃下直接擠壓成棒，擠壓比為9∶1，并研究了擠壓態(tài)合金的超塑性性能。發(fā)現(xiàn)經(jīng)過(guò)熱擠壓變形后，Mg-8Li合金晶粒尺寸小于10 μm，在變形溫度高于250 ℃、初始應(yīng)變速率小于2×10-4s-1條件下表現(xiàn)出了超塑性，在290 ℃、5×10-5s-1條件下拉伸獲得164.5%的伸長(zhǎng)率。同時(shí)，研究還發(fā)現(xiàn)了合金中空洞的數(shù)量和尺寸與應(yīng)變速率有關(guān)，隨初始應(yīng)變速率降低，空洞含量和尺寸增加。越接近裂尖的位置，空洞尺寸變得越大?？斩粗饾u合并至尺寸足夠大時(shí)，合金將會(huì)發(fā)生斷裂。

Dong等人[10]通過(guò)對(duì)Mg-8.5Li-xZn(x=0,1,3)合金進(jìn)行大擠壓比(100∶1)擠壓，合金均發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶并且晶粒得到顯著細(xì)化，表現(xiàn)出優(yōu)異的高應(yīng)變速率超塑性。在350 ℃、1.1×10-2s-1條件下，Mg-8.5Li-1Zn合金伸長(zhǎng)率可達(dá)到400%，而同一條件下，Mg-8.5Li-3Zn合金可獲得的540%的伸長(zhǎng)率。經(jīng)過(guò)對(duì)合金變形激活能計(jì)算，MgLiZn合金的變形機(jī)制均為晶界擴(kuò)散控制的晶界滑移。

劉旭賀[11]在300 ℃下采用兩道次擠壓以實(shí)現(xiàn)大擠壓比變形，得到LZ82鎂-鋰合金板，并在200 ℃～320 ℃的溫度范圍內(nèi)及1.5×10-4-7.5×10-4s-1的初始應(yīng)變速率范圍下進(jìn)行拉伸測(cè)試，結(jié)果如圖1所示。表明經(jīng)過(guò)兩道次擠壓的LZ82鎂-鋰合金發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，變形后合金具有典型的雙相組織，且α相和β相的晶粒均呈等軸狀的再結(jié)晶組織，平均晶粒尺寸小于10 μm。當(dāng)在溫度為290 ℃下，初始應(yīng)變速率為290 ℃、1.5×10-4s-1條件下拉伸獲得了758%的最大伸長(zhǎng)率，表現(xiàn)出優(yōu)異的超塑性。對(duì)應(yīng)變速率敏感系數(shù)及變形激活能的計(jì)算表明，兩道次擠壓LZ82鎂-鋰合金的應(yīng)變速率敏感系數(shù)均大于0.3，而最佳變形條件下，m=0.55，說(shuō)明其具有良好的超塑性變形能力，超塑性變形機(jī)制為晶界擴(kuò)散控制的晶界滑移。

圖1 290 ℃、1.5×10-4 s-1條件下二道次擠壓的LZ82鎂-鋰合金板取樣拉伸試驗(yàn)Fig.1 Tensile test of LZ82 Mg-Li alloy sample by two-pass extrusion at 290 ℃ and 1.5×10-4 s-1

Higashi和Wolfenstine[12]溫軋Mg-8.5Li合金，使非再結(jié)晶組織材料具有高達(dá)610%的伸長(zhǎng)率。Dutta等人[13]發(fā)現(xiàn)，通過(guò)在300 ℃軋制Mg-8Li-6.5Al合金鑄錠，然后在200 ℃軋制成帶材，在400 ℃，初始應(yīng)變速率為1.67×10-3s-1時(shí)測(cè)試，其伸長(zhǎng)率可達(dá)到379%。Kawasaki等[14]對(duì)(α+β)雙相合金Mg-9.5Li-1Zn進(jìn)行軋制并獲得帶狀組織，該合金在250 ℃，1.0×10-4s-1條件下最大伸長(zhǎng)率達(dá)到290%，表現(xiàn)出準(zhǔn)超塑性流變特點(diǎn)，應(yīng)變速率敏感系數(shù)和變形激活能分別為0.33和92 kJ/mol。Cao等人[15]采用在300 ℃熱軋減薄76%，以及冷軋減薄70%，整體壓下率超過(guò)90%，后續(xù)進(jìn)行300 ℃、1 h的退火處理，獲得1.8 mm厚的Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金板材，在300 ℃、1.67×10-4s-1條件下獲得566.7%的最大伸長(zhǎng)率。計(jì)算表明，α相和β相在300 ℃下的較快的原子擴(kuò)散速率導(dǎo)致了晶界快速遷移和動(dòng)態(tài)晶粒的長(zhǎng)大。另外，m=0.527，超塑性變形機(jī)制是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和晶格擴(kuò)散控制的晶界滑移。

等通道擠壓技術(shù)(ECAP)是獲得超細(xì)晶鎂-鋰合金材料的一種主要的大塑性成形方法。Karami[16]采用等通道轉(zhuǎn)角擠壓制備了細(xì)晶Mg-11.8Li-0.8Zn合金，采用剪切沖頭實(shí)驗(yàn)研究了合金的超塑性，獲得的應(yīng)變速率敏感性指數(shù)為0.45，變形激活能為71 kJ/mol，表現(xiàn)出晶界滑移控制的超塑性剪切變形行為。Yang等[17]采用等通道轉(zhuǎn)角擠壓制備Mg-9Li-1Zn合金，8道次變形后合金內(nèi)α和β相平均晶粒尺寸均降至5 μm以下，在300 ℃下合金獲得563.7%的伸長(zhǎng)率。并且發(fā)現(xiàn)最大m值超塑性方法在鎂-鋰合金中的是否適用與不同成形工藝所產(chǎn)生的晶粒的各向異性有關(guān)。Matsunoshita等人[18]成功對(duì)Mg-8%Li合金進(jìn)行了室溫高壓扭轉(zhuǎn)，使得平均晶粒尺寸僅為500 nm。因此，Mg-8Li合金在初始應(yīng)變速率為1×10-3s-1、溫度50 ℃條件下即表現(xiàn)出400%的超塑性；溫度升高至200 ℃時(shí)，合金的伸長(zhǎng)率可達(dá)到1330%。

為進(jìn)一步加大變形量以細(xì)化合金組織，越來(lái)越多的研究人員嘗試將不同的變形工藝方法進(jìn)行組合。Furi等[20-21]發(fā)現(xiàn)采用擠壓后等室溫等通道轉(zhuǎn)角擠壓的方法可顯著細(xì)化晶粒組織至1 μm～3 μm，Mg-8Li合金試樣在200 ℃、1.5×10-4s-1條件下獲得1780%的最大伸長(zhǎng)率，這是迄今為止，鎂-鋰合金所報(bào)道的最大超塑性。Cao等[22]采用多向鍛造與軋制方法制備了Mg-10.2Li-2.1Al-2.3Zn-0.2Sr板材，在623 K，1.67×10-3s-1條件下獲得712.1%的最大伸長(zhǎng)率。Zhang等人[23]開發(fā)出一種包含了擠壓和軋制的復(fù)合大塑性變形方法，實(shí)現(xiàn)將雙相Mg-8Li-5Zn合金的粗大晶粒組織顯著細(xì)化，最終使得合金在150 ℃和200 ℃的低溫下表現(xiàn)出良好的超塑性，如圖2～3所示。結(jié)果表明：在200 ℃下0.001 s-1時(shí)觀察到1400%的最大伸長(zhǎng)率。即使在0.01 s-1的較高的應(yīng)變速率下，仍可獲得620%的伸長(zhǎng)率，m值達(dá)到0.46。在150 ℃時(shí)，應(yīng)變速率0.001 s-1，最大伸長(zhǎng)率為720%，m值達(dá)到0.53。

圖2 擠壓和軋制復(fù)合大塑性變形方法過(guò)程示意圖Fig.2 Process diagram of composite severe-plastic- deformation method in extrusion and rolling

圖3 不同條件下Mg-8Li-5Zn合金拉伸試樣實(shí)物圖Fig.3 Tensile specimens of Mg-8Li-5Zn alloy under different conditions

Dutkiewicz等人[24]將Mg-9Li-2Al-0.5Sc合金均勻化后，采用KoBo擠壓和循環(huán)鍛造的方式產(chǎn)生大塑性變形，導(dǎo)致α相的晶粒細(xì)化至0.5 μm～2 μm范圍內(nèi)。合金在200 ℃的拉伸試驗(yàn)中獲得了接近200%的伸長(zhǎng)率，并證實(shí)了晶界滑移變形機(jī)制。變形合金中的金屬間相如MgSc相主要在α相中，而MgSc2顆粒在β相中。金屬化合物起到合金室溫強(qiáng)化的作用，并稍微降低了合金在超塑性變形過(guò)程中的伸長(zhǎng)率。在拉伸變形合金中，在β相內(nèi)部觀察到α相。

2.2 鎂-鋰合金超塑成形加工方法

利用材料的超塑性，可一次成形結(jié)構(gòu)復(fù)雜構(gòu)件、成形精度高、設(shè)備噸位小、模具壽命長(zhǎng)、構(gòu)件具有良好的尺寸精度和表面光潔度，成形后的構(gòu)件不會(huì)發(fā)生回彈。目前主要的超塑成形加工方法有氣壓成形、液壓成形、擴(kuò)散焊接等。但由于起步晚，目前鎂-鋰合金的超塑性相關(guān)研究還很不充分，這導(dǎo)致超塑成形技術(shù)還不成熟和完善，僅進(jìn)行了實(shí)驗(yàn)室的驗(yàn)證。

哈爾濱工業(yè)大學(xué)的賈勇[25]針對(duì)一種負(fù)角度盒形件，對(duì)LZ91鎂-鋰合金板材超塑性能、微觀組織演變、成形工藝進(jìn)行了研究，并在此基礎(chǔ)上實(shí)現(xiàn)了LZ91鎂-鋰合金負(fù)角度盒形件的超塑成形。研究發(fā)現(xiàn)，相比于氣壓成形過(guò)程中零件圓角附近易發(fā)生破裂，選擇固體粉末作為脹形介質(zhì)，板材的變形更加均勻，厚度減薄量更小。最終，研制出壁厚分布符合要求的負(fù)角度盒形件，如圖4所示。

圖4 LZ91鎂-鋰合金負(fù)角度盒形件Fig.4 Negative-angle box of LZ91 Mg-Li alloy

為研究液壓成形鎂-鋰合金的可行性，Matsunoshita[18]在沸水中對(duì)Mg-8Li合金進(jìn)行拉伸，研究表明在初始應(yīng)變速率為1×10-2s-1的條件下，合金的伸長(zhǎng)率達(dá)到330%，從而驗(yàn)證了鎂-鋰合金用于液壓成形是可行的。

3 鎂-鋰合金材料超塑性研究趨勢(shì)

盡管目前很多鎂合金都具有超塑性，但是鎂合金較高的伸長(zhǎng)率一般都在較低的應(yīng)變速率和較高的溫度下獲得，很大程度上限制了超塑性鎂合金在工業(yè)中的應(yīng)用。在較高的應(yīng)變速率可以適應(yīng)大量快速生產(chǎn)的工業(yè)化生產(chǎn)效率，而在較低的溫度下，獲得超塑性將有利于節(jié)約能源，有效防止合金的高溫氧化，提高成形后合金質(zhì)量。因此，研究較高應(yīng)變速率和較低溫度下的超塑性鎂合金材料具有很重要的實(shí)際意義。

另一方面，目前經(jīng)典超細(xì)晶鎂合金超塑性是研究的主流，但一些不具備微細(xì)晶粒的工業(yè)鎂合金也能在一定程度上實(shí)現(xiàn)超塑性，稱之為粗晶超塑性或準(zhǔn)超塑性。這樣可以降低獲取超細(xì)晶鎂合金組織的熱機(jī)械加工技術(shù)難度。鎂-鋰合金的超塑性變形不受晶粒尺寸小于10 μm的先決條件的限制，因此發(fā)展大晶粒超塑性鎂-鋰合金也是研究方向之一。

從工業(yè)產(chǎn)品生產(chǎn)的角度來(lái)說(shuō)，鎂-鋰合金高速超塑性的需求是應(yīng)變速率大于1.0×10-2s-1及伸長(zhǎng)率大于100%。低溫超塑性是指合金低于0.5Tm的溫度下，能夠體現(xiàn)超塑性。Furi等人[20-21]將常規(guī)擠壓和ECAP工藝相結(jié)合制備Mg-8Li合金，在200 ℃、應(yīng)變速率1×10-4s-1條件下獲得970%的超塑伸長(zhǎng)率，應(yīng)變速率敏感指數(shù)為0.4～0.6。Yoshida[26-27]發(fā)現(xiàn)經(jīng)過(guò)ECAE加工的(α+β)雙相Mg-Li-Zn合金，在100 ℃下在約10-4s-1的相對(duì)低的應(yīng)變速率下發(fā)生低溫超塑性，該溫度是(α+β)雙相Mg-Li-Zn合金超塑性研究中的最低溫度之一。然而，變形仍然需要較低的應(yīng)變率。為了在較高應(yīng)變速率時(shí)獲得較好的低溫超塑性，將LZ101鎂-鋰合金在四道次ECAP擠壓后，α-Mg與β-Li兩相組織明顯細(xì)化。在150 ℃(低于0.5Tm)、1×10-2s-1的條件下，獲得了206%的伸長(zhǎng)率。同時(shí)，筆者認(rèn)為超塑性變形過(guò)程中，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶細(xì)化晶粒組織增強(qiáng)了α-Mg相和β-Li相的晶界滑動(dòng)。此外，沿α-Mg晶界并在三角晶界處析出顆粒β-Li相，從而有助于變形協(xié)調(diào)過(guò)程。這是材料在較低溫和較高應(yīng)變速率下獲得超塑性的主要原因，其機(jī)制如圖5所示。

圖5 ECAP成形LZ101鎂-鋰合金超塑性變形機(jī)制示意圖Fig.5 Superplastic deformation mechanism of LZ101 Mg-Li alloy formed by ECAP

Sivakesavam[28]在研究鑄態(tài)Mg-11.5Li-1.5Al合金的熱加工圖超塑性區(qū)域時(shí)發(fā)現(xiàn)，即使鑄態(tài)Mg-11.5Li-1.5Al合金的晶粒尺寸達(dá)到450 μm，在溫度為400 ℃、應(yīng)變速率為0.001 s-1的條件下，試樣依然能獲得200%的變形量。分析認(rèn)為，這種超塑性與變形過(guò)程中細(xì)晶?；騺喚Я５男纬蔁o(wú)關(guān)，而是由系統(tǒng)中的大量的擴(kuò)散過(guò)程引起的。林楷[29]采用等通道轉(zhuǎn)角擠壓制備了粗晶(155 μm)Mg-10.73Li-4.49Al-0.52Y合金，在200 ℃、1×10-2s-1條件下獲得150%的伸長(zhǎng)率，表現(xiàn)出高應(yīng)變速率準(zhǔn)超塑性，筆者認(rèn)為晶界擴(kuò)散和晶格擴(kuò)散協(xié)同控制的晶界滑移機(jī)制是主要的變形機(jī)制。

3 結(jié)束語(yǔ)

目前，鎂-鋰合金在我國(guó)航天領(lǐng)域的應(yīng)用尚處于起步階段，無(wú)論是超塑性鎂-鋰合金材料的開發(fā)，還是對(duì)于其制備方法均有待系統(tǒng)和深入研究。此外，對(duì)于超塑性鎂-鋰合金應(yīng)用技術(shù)，尤其是針對(duì)典型構(gòu)件的超塑成形加工技術(shù)的研究亟待開展。對(duì)于鎂-鋰合金在超塑成形過(guò)程中的組織演變機(jī)制也仍需進(jìn)行進(jìn)一步探索和研究。隨著對(duì)鎂-鋰合金超塑性變形等方面深入系統(tǒng)的研究，必將推動(dòng)鎂-鋰合金在航空航天等領(lǐng)域的廣泛應(yīng)用。