沖擊載荷下AZ31鎂合金的變形行為和組織演變

劉龍飛，姜炳春，趙 俊，盧立偉

（湖南科技大學(xué)，先進(jìn)礦山裝備教育部工程研究中心，湘潭411201）

0 引 言

鎂合金作為密度最小的金屬結(jié)構(gòu)材料，與鋁、鋼等傳統(tǒng)結(jié)構(gòu)材料相比，具有比強(qiáng)度和比剛度高，阻尼、抗震性能好，電子屏蔽能力強(qiáng)，易加工，可回收，利用率高等一系列優(yōu)點(diǎn)，在航天航空、電子通訊和汽車制造等領(lǐng)域顯示出了廣闊的應(yīng)用前景［1-3］，成為減重節(jié)能和保護(hù)環(huán)境的首選材料，被譽(yù)為21世紀(jì)的“綠色材料”［4-5］。由于鎂為密排六方結(jié)構(gòu)，獨(dú)立滑移系少，室溫下的塑性低，成型性能差，這成為了鎂合金材料大規(guī)模應(yīng)用的最大瓶頸之一［5-7］。鎂合金的塑性變形與其原始組織、應(yīng)力狀態(tài)、變形量、變形速率等密切相關(guān)，其塑性變形機(jī)制一直是廣大材料科學(xué)工作者重點(diǎn)研究的問題之一［7-11］?，F(xiàn)有研究主要集中于低變形速率下鎂合金的力學(xué)性能、晶粒細(xì)化和強(qiáng)化機(jī)制等方面［12-20］，對(duì)高應(yīng)變速率下變形組織和塑性變形機(jī)制的研究報(bào)道不多，且存在爭(zhēng)議。如，毛萍莉［21］、劉長海［22］等在高應(yīng)變速率下未發(fā)現(xiàn)AZ31B和AZ31鎂合金存在變形局部化行為，而吳秀玲等［23］則在應(yīng)變速率為2 940s-1時(shí)觀察到了AZ31鎂合金的變形局部化行為。通常，強(qiáng)度高和導(dǎo)熱性差的材料在高應(yīng)變速率下容易產(chǎn)生絕熱剪切局部化行為［24］，而鎂合金的導(dǎo)熱性較好，因此在高應(yīng)變速率下能否發(fā)生變形局部化，其發(fā)生變形局部化的條件、組織以及變形機(jī)制等尚需進(jìn)一步研究。為此，作者利用Hopkinson壓桿試驗(yàn)機(jī)和變形控制技術(shù)，并結(jié)合顯微組織觀察對(duì)AZ31鎂合金在沖擊載荷下的塑性變形行為和組織演變進(jìn)行了研究。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為擠壓態(tài)AZ31鎂合金棒材，其尺寸為φ30mm×500mm，其主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為2.9%Al，0.9%Zn，96%Mg，余0.2%。將該鎂合金棒材在400℃下固溶處理8h，之后水淬，加熱速率為6℃·min-1，保溫時(shí)間為1h。固溶處理后鎂合金的顯微組織如圖1所示，晶粒呈等軸狀且分布均勻，晶粒的平均尺寸為（10±3）μm。沿棒材擠壓方向（ND）截取φ5mm×5mm的圓柱試樣，試樣兩端用細(xì)砂紙打磨以去除表面上明顯的劃痕和缺陷，使端面盡可能光滑。采用分離式Hopkinson壓桿試驗(yàn)機(jī)（原理如圖2所示）沿試樣ND方向在室溫下進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，應(yīng)變速率為1 524～2 024s-1，試驗(yàn)時(shí)在試樣外加變形限位環(huán)（由4Cr13合金鋼加工而成），限位環(huán)的內(nèi)徑為7mm，外徑為16mm，高為4～4.8mm。每種變形量下的試樣不低于5個(gè)，試驗(yàn)結(jié)果取平均值。通過改變限位環(huán)高度來控制試樣的變形量，且在試樣兩端面涂抹凡士林以減摩擦。將沖擊后的試樣沿ND方向切開制備金相試樣，腐蝕溶液為5g苦味酸＋90mL酒精＋10mL水，采用5XB-PC型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。

圖1 固溶處理后AZ31鎂合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of AZ31 magnesium alloy after solid solution treatment

圖2 Hopkinson壓桿試驗(yàn)原理Fig.2 Test schematic diagram of Hopkinson pressure bar

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 應(yīng)力-應(yīng)變曲線與顯微組織

由圖3可見，AZ31鎂合金的屈服強(qiáng)度約為50MPa，屈服后的應(yīng)力隨著應(yīng)變的增加而增大，具有明顯的應(yīng)變強(qiáng)化效應(yīng)，但是應(yīng)變速率效應(yīng)不明顯，這與文獻(xiàn)［21］的報(bào)道一致。在1 524，1 800，1 810，2 024s-14種應(yīng)變速率下變形時(shí)，當(dāng)應(yīng)變分別達(dá)到0.08，0.10，0.12，0.13時(shí)，應(yīng)力急劇增大。這是因?yàn)榇藭r(shí)合金的變形使得入射桿撞擊到了限位環(huán)，從而使試樣的塑性變形結(jié)構(gòu)在不同階段被“凍結(jié)”而保留下來。

圖3 不同應(yīng)變速率下AZ31鎂合金的沖擊應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.3 Impact stress-strain curves of AZ31 magnesium alloy at different strain rates

由圖4可見，當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.08時(shí)，絕大部分晶粒中有滑移線（箭頭1）和孿晶（箭頭2），在同一個(gè)晶粒中滑移線呈平行狀態(tài)，部分晶粒中還有幾組不同方向的滑移線；當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.10時(shí)，大部分晶粒中滑移線和孿晶的數(shù)量減少，出現(xiàn)了晶粒細(xì)化現(xiàn)象；當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.12時(shí)，有變形局部化剪切帶形成，剪切帶內(nèi)的晶粒細(xì)化，存在少量孿晶；當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.13時(shí)，剪切帶內(nèi)形成了裂紋，進(jìn)而使試樣發(fā)生沿剪切帶的斷裂。這種現(xiàn)象在四種應(yīng)變速率下類似。

2.2 變形機(jī)制

晶體滑移必須要有一定的臨界切應(yīng)力，常溫下鎂合金基面滑移的臨界切應(yīng)力為0.5～0.7MPa，且臨界切應(yīng)力隨溫度的升高變化不大，而鎂合金柱面滑移和錐面滑移的臨界切應(yīng)力比基面滑移的高1個(gè)數(shù)量級(jí)［25-26］，因此常溫下基面滑移是鎂合金中最容易啟動(dòng)的滑移。隨著溫度升高，柱面滑移和錐面滑移的臨界切應(yīng)力急劇降低，當(dāng)溫度升至300℃后，柱面滑移和錐面滑移的臨界切應(yīng)力與基面滑移的已非常接近［27］。在常溫下，密排六方結(jié)構(gòu)的晶體只有1個(gè)滑移面（0001）以及此滑移面上的3個(gè)滑移方向因此鎂合金只有2個(gè)獨(dú)立的滑移系，其晶體的塑性變形能力差，易發(fā)生脆性斷裂。在高應(yīng)變速率條件下，由塑性功轉(zhuǎn)變產(chǎn)生的熱量較大，這使得鎂合金棱柱面（1010）和棱錐面（1011）滑移系被熱激活，從而改變了其塑性變形機(jī)制，提高了鎂合金的塑性變形能力。

圖4 不同應(yīng)變下AZ31鎂合金的顯微組織（應(yīng)變速率為2 024s-1）Fig.4 Microstructure of AZ31 magnesium alloy at strain rate of 2 024s-1 and different strain

從圖4可以看出，AZ31鎂合金在應(yīng)變?yōu)?.08時(shí)的變形以滑移為主，多數(shù)滑移線平行且較為稀疏。由于鎂的滑移線少，位錯(cuò)能低，較難發(fā)生交滑移，在單個(gè)晶粒內(nèi)產(chǎn)生單系滑移且滑移線成平行分布，為典型的基面滑移［27］；此時(shí)還可觀察到較多的透鏡狀孿晶［28］，且大多數(shù)晶粒中孿晶的方向均相同，少數(shù)晶粒中的孿晶存在橫縱交叉現(xiàn)象，這與毛萍莉研究的結(jié)果相符［21］。在室溫變形過程中，高應(yīng)變速率不利于鎂合金滑移的傳播和連續(xù)性，從而在晶界處產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中，只靠單純的滑移無法釋放較大的應(yīng)力，因此，孿生在鎂合金變形過程中起到了協(xié)調(diào)晶粒變形的關(guān)鍵作用［29］。孿晶的方向與最大切應(yīng)力方向基本一致。在高應(yīng)變速率的外加載荷作用下，特定晶體學(xué)取向的晶粒會(huì)傾向于發(fā)生孿生變形，并且隨著應(yīng)變速率的增大，這種傾向越明顯［16］；在變形較小時(shí)，晶體變形以滑移為主、孿晶為輔，兩者協(xié)調(diào)變形；當(dāng)塑性變形進(jìn)一步進(jìn)行時(shí)，應(yīng)變?cè)龃螅?.10），滑移和孿晶面上的法向應(yīng)力使早期形成的滑移變形晶粒和孿晶晶粒發(fā)生切割旋轉(zhuǎn)，使得部分大晶粒切割形成不規(guī)則的小晶粒，晶粒中的滑移線大量減少，導(dǎo)致部分晶粒細(xì)化。

當(dāng)塑性變形繼續(xù)增加至應(yīng)變?yōu)?.12時(shí)，沿最大剪應(yīng)力方向附近的晶粒相繼被細(xì)化，形成由細(xì)化晶粒組成的區(qū)域，即發(fā)生了變形局部化，形成剪切帶，剪切帶寬度約為25μm。在高應(yīng)變速率作用下塑性變形較大時(shí)，變形前期大尺寸孿晶晶粒在最大剪應(yīng)力方向上的剪應(yīng)力作用于孿晶，從而將大尺寸孿晶切割成細(xì)小的晶粒。細(xì)小晶粒在外力作用下旋轉(zhuǎn)導(dǎo)致剪應(yīng)力集中，從而在晶界處出現(xiàn)晶格扭轉(zhuǎn)，亞晶界出現(xiàn)并且移動(dòng)而產(chǎn)生大角度晶界，在剪應(yīng)力集中區(qū)域的晶粒得到細(xì)化。剪切帶內(nèi)孿晶數(shù)量少而剪切帶外有較多的孿晶和滑移線，進(jìn)一步說明剪切帶內(nèi)的滑移變形晶粒和孿晶晶粒在旋轉(zhuǎn)后，重新排列形成細(xì)晶粒，從而形成剪切帶。

一般來說，在沖擊載荷作用下變形局部化的產(chǎn)生與發(fā)展在極短的時(shí)間內(nèi)完成是材料變形硬化和熱軟化彼此競(jìng)爭(zhēng)的結(jié)果。在動(dòng)態(tài)高應(yīng)變速率下的組織演變過程中，發(fā)生了絕熱溫升，并且可能對(duì)剪切帶的形成產(chǎn)生一定影響，溫升的大小與影響因材料不同而異。剪切帶內(nèi)絕熱溫升Δθ的大小可以依據(jù)局部絕熱溫升過程中的功熱轉(zhuǎn)換關(guān)系估算［30］。

式中：τ和γ分別為剪切帶內(nèi)的剪應(yīng)力和剪應(yīng)變；ρ為材料的密度，1 780kg·m-3；cp為材料的比熱容，1 050J·（kg·K）-1；K 為功熱轉(zhuǎn)換系數(shù)，與材料和應(yīng)變速率有關(guān)，K＝0.9。

由圖4和圖3估計(jì)，剪切帶內(nèi)的最大剪應(yīng)變?chǔ)眉s為1，對(duì)應(yīng)的最大剪應(yīng)力τ為500MPa，從而可估算出絕熱溫升Δθ為241K，剪切帶內(nèi)的溫度在剪切帶形成時(shí)約為536K，此溫度已達(dá)到孿生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形核溫度423～573K［29］，促進(jìn)了剪切帶內(nèi)再結(jié)晶形核。但是剪切帶內(nèi)的溫升由于時(shí)間短，再結(jié)晶晶粒來不及長大，從而細(xì)化了晶粒，故短暫的溫升促進(jìn)了剪切帶內(nèi)晶粒的細(xì)化。

根據(jù)Mukai理論，當(dāng)應(yīng)變速率較高或變形溫度較低時(shí)，應(yīng)變速率受熱激活控制，應(yīng)變速率和變形溫度對(duì)變形的影響可以由Zener-Hollomon參數(shù)（Z）表示：

高應(yīng)變速率下剪切帶內(nèi)的溫升時(shí)間極短，而鎂合金的導(dǎo)熱系數(shù)較高，從而使應(yīng)變速率的大小成為影響Z參數(shù)的主要因素。試驗(yàn)中的應(yīng)變速率較大，相對(duì)于靜態(tài)而言，Z參數(shù)增大，而再結(jié)晶晶粒直徑d的自然對(duì)數(shù)與Z參數(shù)的自然對(duì)數(shù)呈線性關(guān)系，故而d變小，達(dá)到了細(xì)晶強(qiáng)化的效果［31-32］。

當(dāng)應(yīng)變達(dá)到0.13時(shí)，剪切帶內(nèi)的晶粒被拉長，沿著晶界產(chǎn)生微裂紋，微裂紋沿著形變帶發(fā)展，微裂紋合并長大，材料最終斷裂。

以上分析表明，在變形初期，由于鎂合金基面的臨界切應(yīng)力較小，故優(yōu)先進(jìn)行基面滑移；隨著應(yīng)變的增大，在變形過程中高應(yīng)變速率不利于滑移的傳播和連續(xù)性，在晶界處產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中，單憑滑移無法釋放較大的應(yīng)力，此時(shí)，孿生參與協(xié)調(diào)晶粒變形；在變形中期，孿晶數(shù)量越來越多，具有高密度滑移線和孿晶的大晶粒被旋轉(zhuǎn)切割成小晶粒，從而導(dǎo)致更多的大晶界產(chǎn)生，使晶粒得以細(xì)化。同時(shí)，試樣內(nèi)部溫度升高促進(jìn)這一過程轉(zhuǎn)變并促進(jìn)孿生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生，使材料發(fā)生變形局部化，形成剪切帶；形成剪切帶后，隨著載荷進(jìn)一步增大，剪切帶內(nèi)產(chǎn)生微裂紋，微裂紋最終長大、合并，試樣沿著剪切帶發(fā)生斷裂。

3 結(jié) 論

（1）在1 524～2 024s-1應(yīng)變速率范圍內(nèi)，AZ31鎂合金的流變應(yīng)力隨著應(yīng)變的增大而增大，表現(xiàn)為明顯的應(yīng)變強(qiáng)化效應(yīng)，但應(yīng)變速率效應(yīng)不明顯。

（2）AZ31鎂合金變形機(jī)制隨著塑性變形的增加發(fā)生轉(zhuǎn)變，塑性變形較小時(shí)變形機(jī)制以滑移為主、孿生為輔；隨著應(yīng)變?cè)龃螅?.10），剪切面上的法向應(yīng)力使得滑移和孿晶晶粒旋轉(zhuǎn)而重新排列成細(xì)晶粒，即發(fā)生晶粒細(xì)化；隨著應(yīng)變進(jìn)一步增加（0.12），在最大剪應(yīng)力附近形成由細(xì)化晶粒組成的變形局部化區(qū)域，從而形成剪切帶；在應(yīng)變達(dá)到0.13時(shí)，剪切帶內(nèi)形成微裂紋；應(yīng)變速率對(duì)塑性變形機(jī)制的影響不明顯。

（3）利用局部絕熱溫升的功熱轉(zhuǎn)換關(guān)系初步估算出的局部溫升為241K，達(dá)到了AZ31鎂合金發(fā)生孿生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形核溫度，短暫的溫升促進(jìn)了剪切帶內(nèi)晶粒的細(xì)化。

［1］李曉敏.壓鑄鎂合金在汽車中的應(yīng)用及其發(fā)展前景［J］.世界有色金屬，2001（9）：16-18.

［2］張同俊，李星國.鎂合金的應(yīng)用和中國鎂工業(yè)［J］.材料導(dǎo)報(bào)，2002，16（7）：11-13.

［3］唐全波，黃少東，伍太賓.鎂合金在武器裝備中的應(yīng)用分析［J］.兵器材料科學(xué)與工程，2007，3（2）：69-71.

［4］POLMERI J.Magnesium alloys and applications［J］.Materials Science and Technology，1994，10：1-16.

［5］RAVI KUMAR N V，BLANDIN J J，DESRAYAUD C，et al.Grain refinement in AZ91magnesium alloy during thermomechanical processing［J］.Materials Science and Engineering：A，2003，359（1/2）：150-157.

［6］劉子利，丁文江，袁廣銀，等.鎂鋁基耐熱鑄造鎂合金的進(jìn)展［J］.機(jī)械工程材料，2001，25（11）：1-4.

［7］劉慶.鎂合金塑性變形機(jī)理研究進(jìn)展［J］.金屬學(xué)報(bào)，2010，46（11）：1458-1472.

［8］MORDIKE B L，EBERT T.Magnesium properties-applica-tions-potential［J］.Materials Science and Engineering：A，2001，302：37-45.

［9］曲家惠，岳明凱，劉燁.鎂合金塑性變形機(jī)制的研究進(jìn)展［J］.兵器材料科學(xué)與工程，2009，32（2）：116-119.

［10］WATANABE H，MUKAI T，MABUCHI M，et al.Superplastic deformation mechanism in powder metallurgy magnesium alloys and composites［J］.Acta Materialia，2001，49（11）：2027-2037.

［11］夏偉軍，楊春花，黃長清，等.變形量和變形速率對(duì)AM60鑄錠壓縮過程中孿晶的影響［J］.機(jī)械工程材料，2006，30（8）：13-15.

［12］尉胤紅，王渠東，劉滿平，等.鎂合金超塑性的研究現(xiàn)狀及發(fā)展趨勢(shì)［J］.材料導(dǎo)報(bào)，2002（9）：20-23.

［13］賀峰，李建平，楊忠，等.鑄態(tài)AM61-Ti鎂合金的顯微組織與力學(xué)性能［J］.特種鑄造及有色金屬，2008，28（3）：227-229.

［14］NUSS B M.52nd annual IM world magnesium conference［J］.Light Metal Age，1995，53（7/8）：58-63.

［15］沙桂英，徐永波，于濤，等.AZ91鎂合金的動(dòng)態(tài)應(yīng)力-應(yīng)變行為及其應(yīng)變速率效應(yīng)［J］.材料熱處理學(xué)報(bào)，2006，27（4）：77-81.

［16］TAN J C，TAN M J.Dynamic continuous recrystallization characteristics in two stage deformation of Mg-3Al-1Zn alloy sheet［J］.Materials Science and Engineering：A，2003，339（1/2）：124-132.

［17］YANG X Y，SUN Z Y，ZHANG L.Preparation of submicro and nanosized magnesium alloys by multiply compressed deformation［J］.Acta Metallurgica Sinica，2010，46（5）：607-612.

［18］楊續(xù)躍，張之嶺，張雷，等.應(yīng)變速率對(duì)AZ61鎂合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為的影響［J］.中國有色金屬學(xué)報(bào)，2011，21（8）：1801-1807.

［19］陳勇軍，王渠東，翟春泉，等.大塑性變形制備高強(qiáng)度鎂合金的研究與展望［J］.機(jī)械工程材料，2006，30（3）：1-3.

［20］孫述利，張敏剛，周俊琪，等.AZ31鎂合金在熱壓縮過程中的變形行為［J］.機(jī)械工程材料，2010，34（8）：88-90.

［21］毛萍莉，劉正，王長義，等.高應(yīng)變率下AZ31B鎂合金的壓縮變形組織［J］.中國有色金屬學(xué)報(bào)，2009，19（5）：816-819.

［22］劉長海.AZ31合金的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能研究［D］.錦州：遼寧工程技術(shù)大學(xué)，2003：42-43.

［23］吳秀玲，譚成文.沖擊載荷作用下AZ31鎂合金中的變形局域化［J］.稀有金屬材料與工程，2008，37（6）：1111-1113.

［24］BAI Y L，BODD B.Adiabatic shear localization：occurrence，theories and applications［M］.Oxford：Pergamon Press，1992.

［25］STOHR J F，POIRIER J P.Etude en microscopie electronique du glissement pyramidal｛1122｝〈1123〉dans le magnesium［J］.Philosophical Magazine，1972，25：1313-1329.

［26］OBARA T，YOSHINGA H，MOROZUMI S.｛1122｝〈1123〉slip system in magnesium［J］.Acta Metallurgica，1973，21：845-853.

［27］辛仁龍，劉慶.鎂合金塑性變形力學(xué)行為與微觀組織研究進(jìn)展［J］.中國材料進(jìn)展，2011，30（2）：16-27.

［28］余琨，黎文獻(xiàn)，王日初.鎂合金塑性變形機(jī)制［J］.中國有色金屬學(xué)報(bào)，2005，15（7）：1081-1086.

［29］陳振華.變形鎂合金［M］.北京：化學(xué)工業(yè)出版社，2005.

［30］劉龍飛.大塊金屬玻璃剪切帶形成機(jī)理［D］.北京：中國科學(xué)院大學(xué)，2006：57.

［31］PEREZ-PRADO M T，DEL VALLE J A，CONTRERAS J M，et al.Microstructural evolution during large strain hot rolling of an AM60Mg alloy［J］.Scripta Materialia，2004，50：661-665.

［32］汪凌云，黃光勝，范永革，等.變形AZ31鎂合金的晶粒細(xì)化［J］.中國有色金屬學(xué)報(bào)，2003，13（3）：594-598.