鎂合金塑性變形過(guò)程中鋸齒屈服現(xiàn)象的研究進(jìn)展

李傳強(qiáng)，許道奎，韓恩厚

(1.東北大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 沈陽(yáng) 110819)(2.中國(guó)科學(xué)院金屬研究所 中國(guó)科學(xué)院核用材料與安全評(píng)價(jià)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 遼寧 沈陽(yáng) 110016)

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特約專(zhuān)稿

鎂合金塑性變形過(guò)程中鋸齒屈服現(xiàn)象的研究進(jìn)展

李傳強(qiáng)1,2，許道奎2，韓恩厚2

(1.東北大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 沈陽(yáng) 110819)(2.中國(guó)科學(xué)院金屬研究所 中國(guó)科學(xué)院核用材料與安全評(píng)價(jià)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 遼寧 沈陽(yáng) 110016)

在所有工程用金屬結(jié)構(gòu)材料中，鎂合金的密度最低，具有較高的比強(qiáng)度和比剛度。然而，鎂合金在一定的塑性變形條件下會(huì)出現(xiàn)明顯的“塑性不穩(wěn)定”現(xiàn)象，也被稱(chēng)作鋸齒屈服(流變)現(xiàn)象或Portevin-Le Chatelier(PLC)效應(yīng)，主要表現(xiàn)為應(yīng)力-應(yīng)變曲線上的鋸齒狀波動(dòng)。近年來(lái)，關(guān)于鎂合金PLC效應(yīng)的研究報(bào)道逐年增加。本文將重點(diǎn)介紹鎂合金中存在塑性不穩(wěn)定現(xiàn)象相關(guān)的研究進(jìn)展，敘述并歸納鎂合金PLC效應(yīng)發(fā)生的條件、鋸齒屈服的特征、合金元素對(duì)鋸齒屈服現(xiàn)象的影響及對(duì)應(yīng)的理論機(jī)制等。最后，指出目前研究中尚存在的問(wèn)題，提出將來(lái)的研究重點(diǎn)和發(fā)展方向。

鎂合金；Portevin-Le Chatelier效應(yīng)；鋸齒流變；變形機(jī)制；微觀組織

1 前 言

對(duì)于晶體材料而言，塑性變形是一個(gè)復(fù)雜非均勻的過(guò)程，且伴隨著一系列位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的無(wú)標(biāo)量和間歇性的剪切崩塌行為，其中應(yīng)力突變的產(chǎn)生主要由剪切帶的協(xié)同開(kāi)動(dòng)和剪切崩塌所引起的[1]。在塑性變形初期，合金的應(yīng)力應(yīng)變曲線上會(huì)出現(xiàn)一個(gè)應(yīng)力平臺(tái)[2]。另外，在一定塑性變形條件(溫度和應(yīng)變速率)下，Mg、Al和Ni基合金均會(huì)出現(xiàn)一種連續(xù)的塑性失穩(wěn)現(xiàn)象，即整個(gè)應(yīng)力-應(yīng)變曲線均呈鋸齒狀波動(dòng)，且鋸齒波的類(lèi)型會(huì)隨著變形條件的變化而變化[3-10]。1923年，Portevin和Le Chatelier首次對(duì)這種連續(xù)的鋸齒屈服現(xiàn)象進(jìn)行了系統(tǒng)的研究，并將該屈服現(xiàn)象定義為Portevin-Le Chatelier(PLC)效應(yīng)[11]。1984年，Rodriguez等歸納了導(dǎo)致PLC效應(yīng)可能的7個(gè)主要原因[12]：①位錯(cuò)密度的增加；②可動(dòng)位錯(cuò)的動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效；③可動(dòng)位錯(cuò)有序向無(wú)序的轉(zhuǎn)變，漸變或調(diào)整；④變形孿晶的產(chǎn)生；⑤位錯(cuò)切割第二相粒子；⑥材料溫度的突變或溫度的不均勻傳遞；⑦應(yīng)力或應(yīng)變誘導(dǎo)相變。

在眾多金屬材料中，鎂是地殼中儲(chǔ)量較多的金屬元素之一(2.l wt%)，僅次于鋁和鐵，居第三位，且鎂的密度為鋁的2/3，是最輕的結(jié)構(gòu)用金屬結(jié)構(gòu)材料，其比強(qiáng)度高、比剛度高、具有優(yōu)良的導(dǎo)熱和導(dǎo)電性能，具有廣泛的應(yīng)用前景[13-15]。然而，直到上世紀(jì)50～60年代，研究人員才發(fā)現(xiàn)鎂合金中也存在PLC效應(yīng)[16,17]，并揭示出Mg-0.5wt%Th合金中存在的PLC現(xiàn)象只在較高的變形溫度條件下出現(xiàn)，但在室溫條件下卻會(huì)消失。可以看出，鎂合金中存在的鋸齒屈服現(xiàn)象可能與原子氣團(tuán)對(duì)可動(dòng)位錯(cuò)的釘扎作用有關(guān)。由于室溫下鎂合金中的非基面滑移需要的臨界剪切應(yīng)力遠(yuǎn)高于基面滑移所需的臨界剪切應(yīng)力，所以溶質(zhì)原子與可動(dòng)位錯(cuò)之間的交互作用很弱，不足以引起應(yīng)力的鋸齒波動(dòng)，最終導(dǎo)致鋸齒屈服現(xiàn)象的消失。在對(duì)含氮量?jī)H為0.0008～0.0048 wt%鎂單晶材料的研究中[18]，Geiselman等發(fā)現(xiàn)只有當(dāng)材料經(jīng)高溫固溶和200 ℃時(shí)效處理后才會(huì)出現(xiàn)鋸齒屈服現(xiàn)象，且所需的變形溫度要在200 ℃以上，這主要?dú)w因于氮原子形成的Cottrell氣團(tuán)對(duì)可動(dòng)位錯(cuò)的釘扎作用。同時(shí)，Chiao和Kossn等發(fā)現(xiàn)鎂單晶材料在高溫和室溫下均能表現(xiàn)出鋸齒屈服現(xiàn)象[19,20]，且應(yīng)力下降的幅度隨變形溫度的降低而變小，表明當(dāng)進(jìn)入塑性變形階段時(shí)樣品中的位錯(cuò)密度會(huì)出現(xiàn)陡然增加。與此類(lèi)似，Huseby等也將Mg-25vol%B復(fù)合材料在拉伸過(guò)程中出現(xiàn)的鋸齒屈服現(xiàn)象歸因于位錯(cuò)密度的陡然增加[21]。近年來(lái)，Koike等報(bào)道了經(jīng)等徑道擠壓(ECAE)制備的AZ31鎂合金樣品在室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線上會(huì)出現(xiàn)應(yīng)力平臺(tái)，并將該現(xiàn)象歸因于非基面滑移的開(kāi)動(dòng)與晶界的協(xié)調(diào)作用[22]。另外，Agnew和Mora等報(bào)道孿晶的大量形成也會(huì)促使鎂合金在塑性變形時(shí)應(yīng)力的下降[23,24]?？梢钥闯?，鎂合金的鋸齒屈服現(xiàn)象可能與位錯(cuò)滑移和孿晶的啟動(dòng)有關(guān)。

總體而言，關(guān)于鎂合金中PLC效應(yīng)的研究起步較晚，遠(yuǎn)不如鋁合金中的那么廣泛和深入，且學(xué)者們的觀點(diǎn)缺乏統(tǒng)一。本文將對(duì)迄今有關(guān)鎂合金PLC效應(yīng)的特征及發(fā)生的條件、鋸齒屈服的特征和合金元素對(duì)鋸齒屈服現(xiàn)象的影響及可能的理論機(jī)制方面的報(bào)道進(jìn)行歸納和總結(jié)。最后，指出目前對(duì)鎂合金中PLC效應(yīng)研究中尚存在的問(wèn)題，并對(duì)將來(lái)的研究重點(diǎn)和方向進(jìn)行展望。

2 鋸齒屈服的特征

在對(duì)AZ81鎂合金力學(xué)行為的研究中，陳立佳等提出鎂合金鋸齒屈服現(xiàn)象主要具有3個(gè)特征[25]：①出現(xiàn)負(fù)的應(yīng)變速率敏感性系數(shù)；②應(yīng)力應(yīng)變曲線在一臨界應(yīng)變點(diǎn)之后出現(xiàn)鋸齒型波動(dòng)；③強(qiáng)度隨變形溫度的升高無(wú)明顯變化或出現(xiàn)應(yīng)力平臺(tái)。然而，Stanford等在研究和對(duì)比Mg-Gd和Mg-Al合金應(yīng)變速率敏感性時(shí)[26]，發(fā)現(xiàn)兩種合金均發(fā)生鋸齒流變現(xiàn)象，且它們的延伸率在鋸齒流變的溫度變化區(qū)間內(nèi)基本不變，但在相同流變條件下Mg-Gd合金的塑性較低，表明Mg-Gd合金的應(yīng)變速率敏感性系數(shù)較負(fù)。因此，負(fù)的應(yīng)變速率敏感性系數(shù)并不是鎂合金發(fā)生PLC效應(yīng)的必要條件，但可以影響合金的塑性。Wang等在研究Mg-Li-Al合金的塑性不穩(wěn)定性時(shí)[27-29]，發(fā)現(xiàn)隨著應(yīng)變速率的升高M(jìn)g-4%Li-1%Al(LA41)合金的鋸齒波動(dòng)幅值會(huì)有所減小，但其應(yīng)變速率敏感性系數(shù)會(huì)隨著流變過(guò)程發(fā)生正負(fù)波動(dòng)。其中，鎂合金中的正應(yīng)變速率敏感性系數(shù)主要?dú)w因于[27]：應(yīng)變速率越高，鎂合金中啟動(dòng)的孿晶數(shù)量就越多，位錯(cuò)與孿晶的交互作用就越強(qiáng)，強(qiáng)度也就會(huì)越高。另外，基面的臨界剪切應(yīng)力隨著應(yīng)變速率的提高也會(huì)略有增加。由于這些微觀強(qiáng)化機(jī)制抵消了合金動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效的軟化效應(yīng)，最終使合金表現(xiàn)出正的應(yīng)變速率敏感性。對(duì)于鎂合金中負(fù)的應(yīng)變速率敏感系數(shù)，主要解釋如下[29]：在一定的溫度和應(yīng)變速率范圍內(nèi)，溶質(zhì)原子對(duì)高速率運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)的拖曳作用力小于與低速率運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)的拖曳作用力，宏觀上此作用力的差別便體現(xiàn)為在不同應(yīng)變速率下流變應(yīng)力的差異，即在達(dá)到同一應(yīng)變情況下，高應(yīng)變速率拉伸所需的應(yīng)力小，而低應(yīng)變速率拉伸所需的應(yīng)力大，致使合金的應(yīng)變速率敏感系數(shù)為負(fù)。Cai等發(fā)現(xiàn)含18R和14H長(zhǎng)周期相的兩種Mg-10%Dy-1%Zn合金在發(fā)生鋸齒流變的溫度區(qū)間內(nèi)的應(yīng)變速率敏感性系數(shù)為負(fù)，而在其它溫度區(qū)間為正[30]?？梢?jiàn)，應(yīng)變速率敏感性系數(shù)的正負(fù)與變形條件和合金的化學(xué)成分等存在一定的內(nèi)在聯(lián)系。

關(guān)于鎂合金隨變形溫度增加出現(xiàn)應(yīng)力平臺(tái)的特殊現(xiàn)象，已有很多的相關(guān)報(bào)道。Zhu等發(fā)現(xiàn)Mg-Y-Nd(WE54)合金在中間變形溫度區(qū)間內(nèi)會(huì)發(fā)生PLC效應(yīng)并出現(xiàn)應(yīng)力平臺(tái)[31]，且延伸率隨溫度升高而呈現(xiàn)出正常的遞增趨勢(shì)，如圖1所示。對(duì)于其它鎂合金如AZ81合金[25]，Mg-Gd-Zn合金[32]，Mg-Nd-Zn合金[33]等，研究人員也發(fā)現(xiàn)了類(lèi)似現(xiàn)象。可見(jiàn)，這種應(yīng)力平臺(tái)現(xiàn)象的出現(xiàn)除了與位錯(cuò)和溶質(zhì)原子之間的交互作用有關(guān)。當(dāng)然，孿晶的作用也不容忽視。另外，鎂合金在高溫變形過(guò)程中可以發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)，會(huì)對(duì)合金的強(qiáng)度和塑性產(chǎn)生一定的影響。Stanford等研究發(fā)現(xiàn)對(duì)于含稀土鎂合金而言，變形孿晶的啟動(dòng)(低溫下)和回復(fù)及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(高溫下)是影響合金塑性的主要因素[26,34]。在200 ℃溫度條件下，純鎂、Mg-Al與Mg-Gd合金的變形機(jī)制有所不同[26]，其中純鎂在該溫度下發(fā)生了再結(jié)晶，Mg-Gd合金產(chǎn)生了更多的變形孿晶，而Mg-Al合金介于兩者之間。目前，國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)存在的應(yīng)力平臺(tái)缺乏系統(tǒng)的研究和統(tǒng)一的見(jiàn)解。

圖1 WE54合金在應(yīng)變速率為5.6×10-4 s-1時(shí)的屈服強(qiáng)度σ0.2、抗拉強(qiáng)度σT、延伸率εf與溫度的關(guān)系[31]Fig.1 Temperature dependence of 0.2% yield strength σ0.2,ultimate tensile strength σT,and elongation to fracture εf.The strain rate employed is 5.6×10-4 s-1[31]

通常，鎂合金中鋸齒屈服現(xiàn)象的發(fā)生往往需要達(dá)到一個(gè)臨界應(yīng)變值εc，主要的解釋如下[25]：在固溶體合金中，溶質(zhì)原子只能通過(guò)空位來(lái)進(jìn)行有效的擴(kuò)散，而這種原子擴(kuò)散所需的空位只能通過(guò)一定量的塑性變形來(lái)獲得。因此，要出現(xiàn)鋸齒流變現(xiàn)象，就需要達(dá)到一個(gè)臨界應(yīng)變量，且臨界應(yīng)變量與應(yīng)變速率和變形溫度有著密切的關(guān)系。在對(duì)Mg-0.8%Ca合金力學(xué)行為的研究中，Peng等發(fā)現(xiàn)合金在室溫下出現(xiàn)PLC效應(yīng)所需的臨界應(yīng)變會(huì)隨著應(yīng)變速率的增高而增加[35]。Sha等發(fā)現(xiàn)Mg-3.5%Li合金在0.5 mm/min的拉伸速率下出現(xiàn)PLC效應(yīng)所需的臨界應(yīng)變值為6.7%，而在5 mm/min的拉伸速率下對(duì)應(yīng)的臨界應(yīng)變?yōu)?.3%[36]。采用聲發(fā)射技術(shù)，Trojanova等研究了AZ91鎂合金鋸齒流變的臨界應(yīng)變[37]，揭示出林位錯(cuò)的產(chǎn)生會(huì)引起變形初期局部小變形帶的形成。隨著塑性變形的進(jìn)行，這些小的變形帶會(huì)逐漸增多并疊加，從而增加變形帶所引起的局部應(yīng)變量，直至出現(xiàn)宏觀的鋸齒屈服現(xiàn)象。利用公式Δεvb≥i[37]，可以清楚表達(dá)這一過(guò)程。式中，Δε是變形帶引起的局部應(yīng)變量，vb是變形帶的移動(dòng)速率，i是外加試樣的宏觀應(yīng)變速率。當(dāng)應(yīng)變量較低時(shí)，異種位錯(cuò)形成的林位錯(cuò)密度較低，變形帶所產(chǎn)生的應(yīng)變量較小，不能滿(mǎn)足上述公式，位錯(cuò)將以平滑方式擴(kuò)展運(yùn)動(dòng)。隨著應(yīng)變量的增加，林位錯(cuò)的密度增大，臨近的小變形帶將合并而增加單個(gè)變形帶所引起的應(yīng)變量，直至滿(mǎn)足公式。此時(shí)，試樣將表現(xiàn)出明顯的宏觀鋸齒效應(yīng)。

在鎂合金鋸齒屈服所需的臨界應(yīng)變和溫度的關(guān)系研究中，Zhu等發(fā)現(xiàn)WE54合金在溫度為150～225 ℃和應(yīng)變速率為5.6×10-4s-1的條件下具有PLC效應(yīng)，且對(duì)應(yīng)的臨界應(yīng)變量會(huì)隨著溫度升高而減小[31]。采用數(shù)值模擬計(jì)算方法，Cai等證明了鎂合金中PLC效應(yīng)發(fā)生時(shí)對(duì)應(yīng)臨界應(yīng)變量隨著溫度的升高而減小的變化關(guān)系[38]。另外，Wang等發(fā)現(xiàn)Mg-2.7%Nd-0.6%Zn-0.5%Zr合金發(fā)生PLC效應(yīng)時(shí)對(duì)應(yīng)的臨界應(yīng)變?chǔ)與與溫度并不是呈簡(jiǎn)單的線性關(guān)系，而是隨著溫度的升高先降低后升高[39]?？梢?jiàn)，PLC效應(yīng)對(duì)應(yīng)的臨界應(yīng)變量是由多種因素決定的。基于此，Wang提出了新的概念，即溶質(zhì)原子釘扎位錯(cuò)的臨界應(yīng)變?chǔ)與p(Critical Strain for Pinning)和位錯(cuò)脫釘?shù)呐R界應(yīng)力σcu(Critical Stress for Unpinning)[39]，并用示意圖清楚表達(dá)了溶質(zhì)原子釘扎位錯(cuò)時(shí)對(duì)應(yīng)的臨界應(yīng)變?chǔ)與p、位錯(cuò)脫釘時(shí)對(duì)應(yīng)的臨界應(yīng)力σcu、臨界應(yīng)變?chǔ)與、鋸齒波類(lèi)型和變形溫度等之間的關(guān)系，如圖2所示。其中，εcp值隨著溫度的升高而降低，σcu值隨著溫度的升高而增加。當(dāng)應(yīng)力(σ)達(dá)到位錯(cuò)脫釘所需的臨界應(yīng)力σcu，而應(yīng)變?chǔ)判∮谖诲e(cuò)被釘扎所需的臨界應(yīng)變?chǔ)與p時(shí)，即σ>σcu和ε<εcp，如區(qū)域Ⅰ，鋸齒流變將不能發(fā)生，主要因?yàn)榇藭r(shí)溶質(zhì)原子對(duì)位錯(cuò)的釘扎很弱。當(dāng)應(yīng)變(ε)達(dá)到位錯(cuò)被釘扎所需的臨界應(yīng)變?chǔ)與p，而應(yīng)力σ小于位錯(cuò)脫釘所需的臨界應(yīng)力σcu時(shí)，即σ<σcu和ε>εcp，如區(qū)域Ⅳ，鋸齒流變也不能發(fā)生，主要因?yàn)楸会斣奈诲e(cuò)很難脫釘。當(dāng)應(yīng)變?chǔ)胚_(dá)到位錯(cuò)被釘扎所需的臨界應(yīng)變?chǔ)與p，應(yīng)力σ也達(dá)到位錯(cuò)脫釘所需的臨界應(yīng)力σcu時(shí)，即σ>σcu和ε>εcp，如區(qū)域Ⅱ和Ⅲ，鋸齒流變才能發(fā)生。

圖2 溶質(zhì)原子釘扎位錯(cuò)的臨界應(yīng)變?chǔ)與p，位錯(cuò)脫釘?shù)呐R界應(yīng)力σcu，臨界應(yīng)變?chǔ)與，鋸齒波類(lèi)型和變形溫度的關(guān)系示意圖[39]Fig.2 Diagram of the relationships among critical strain εc,critical strain for pinning εcp,critical stress for unpinning σcu,serration types and temperature [39]

3 鋸齒屈服的條件

鎂合金鋸齒屈服的發(fā)生除了要達(dá)到一臨界應(yīng)變外，還需滿(mǎn)足一定的外部條件如變形溫度和加載速率等。在研究鑄態(tài)Mg-2.7%Nd-0.6%Zn-0.5%Zr(NZ31)鎂合金高溫力學(xué)行為的過(guò)程中[33]，Wu等發(fā)現(xiàn)合金在200 ℃和250 ℃時(shí)表現(xiàn)出明顯的鋸齒屈服現(xiàn)象，且延伸率隨溫度的升高呈現(xiàn)出先升后降的反?，F(xiàn)象，這主要?dú)w因于高溫變形時(shí)鋸齒屈服更易引起應(yīng)力局部集中并導(dǎo)致塑性的降低。當(dāng)溫度低于200 ℃時(shí)，合金的應(yīng)力應(yīng)變曲線上并沒(méi)有鋸齒波動(dòng)現(xiàn)象，這主要因?yàn)榈蜏叵挛诲e(cuò)運(yùn)動(dòng)能力較低，且時(shí)效析出相可以進(jìn)一步抑制位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)。相反，高溫條件下位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)能力很強(qiáng)，位錯(cuò)可以切過(guò)第二相，從而導(dǎo)致了PLC效應(yīng)。軋制態(tài)Mg-2.74%Gd-1.06%Zn(GZ31)合金在150～250 ℃中間溫度和應(yīng)變速率為1×10-4～ 1×10-2s-1條件下塑性變形時(shí)，將會(huì)出現(xiàn)鋸齒屈服現(xiàn)象，但塑性也會(huì)有所損失[32]。Cai等發(fā)現(xiàn)含長(zhǎng)周期相的Mg-10%Dy-1%Zn合金也只在應(yīng)變速率為5×10-2s-1和變形溫度為150～250 ℃的條件下，鋸齒屈服現(xiàn)象才會(huì)發(fā)生[30]。對(duì)于Mg-Y-Nd合金而言，其PLC效應(yīng)出現(xiàn)需要的應(yīng)變速率為5.6×10-4s-1，所需的變形溫度為150～225 ℃[31]。在對(duì)Mg-4.9%Y-4.2%Nd-0.56%Zr合金的平面應(yīng)變壓縮和單軸壓縮行為的研究中，Azzeddine等發(fā)現(xiàn)合金在兩種塑性變形條件下發(fā)生PLC效應(yīng)所需的溫度為300 ℃和400 ℃，所需的應(yīng)變速率為1×10-4s-1[40]。Wang等[41]發(fā)現(xiàn)T4和T6態(tài)Mg-4%Zn-3%RE(ZE43)合金僅在120～240 ℃溫度區(qū)間存在鋸齒屈服現(xiàn)象，而其它溫度條件下不會(huì)出現(xiàn)。當(dāng)應(yīng)變速率為5×10-5～1×10-4s-1時(shí)，熱擠壓AZ81鎂合金發(fā)生PLC效應(yīng)的溫度范圍為125～200 ℃，而當(dāng)應(yīng)變速率為5×10-4s-1時(shí)，合金發(fā)生PLC效應(yīng)的溫度范圍為150～200 ℃[25]。然而，在對(duì)Mg-3%Al-1%Zn-0.1%RE合金PLC效應(yīng)的研究中[42]，Qiu等發(fā)現(xiàn)當(dāng)應(yīng)變速率為1×10-4s-1時(shí)，合金可在393～453 K的溫度區(qū)間表現(xiàn)出PLC效應(yīng)，而當(dāng)應(yīng)變速率為5×10-4～1 s-1時(shí)，合金僅在453K溫度下出現(xiàn)PLC效應(yīng)。Sha等對(duì)Mg-3.5%Li合金的力學(xué)行為進(jìn)行了研究[36]，發(fā)現(xiàn)合金在0.5 mm/min和5 mm/min拉伸速率下具有明顯的PLC效應(yīng)，但在0.05 mm/min和50 mm/min拉伸速率下拉伸曲線是光滑的，無(wú)PLC效應(yīng)。Hidalgo等對(duì)Mg-1%Mn-1%Nd(MN11)合金在中間變形溫度(150～300 ℃)存在明顯的鋸齒效應(yīng)給予了解釋[43]：HCP結(jié)構(gòu)的鎂合金在中間溫度變形，位錯(cuò)的啟動(dòng)會(huì)引起應(yīng)力與溫度反常的關(guān)系，并計(jì)算出在1×10-3s-1的應(yīng)變速率下鎂合金中的基面、柱面和錐面滑移及孿晶啟動(dòng)所需的臨界剪切應(yīng)力與溫度的關(guān)系，如圖3所示?？梢?jiàn)，隨著溫度的升高，非基面位錯(cuò)密度將會(huì)增大。因此，MN11合金的PLC效應(yīng)與非基面位錯(cuò)的啟動(dòng)關(guān)系很大。

圖3 應(yīng)變速率為1×10-3 s-1時(shí)，不同變形機(jī)制模型的臨界剪切應(yīng)力(CRSS)與溫度的關(guān)系[43]Fig.3 Critical resolved shear stress (CRSS)values for the different deformation modes at 1×10-3 s-1 as a function of temperature [43]

綜上所述，鎂合金往往傾向于在中間變形溫度區(qū)間內(nèi)發(fā)生PLC效應(yīng)。其原因可做如下解釋?zhuān)寒?dāng)溫度較低時(shí)，溶質(zhì)原子擴(kuò)散能力較差，在位錯(cuò)被障礙物阻礙過(guò)程中的停留時(shí)間內(nèi)，不能形成氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)進(jìn)行有效釘扎。隨著變形量的增加或應(yīng)變速率的提高，位錯(cuò)將可以進(jìn)行平滑地?cái)U(kuò)展運(yùn)動(dòng)，宏觀上應(yīng)力將不會(huì)出現(xiàn)波動(dòng)。當(dāng)在中間變形溫度區(qū)間內(nèi)塑性變形時(shí)，溶質(zhì)原子擴(kuò)散能力增強(qiáng)，可以對(duì)可動(dòng)位錯(cuò)實(shí)施有效釘扎。隨著應(yīng)變速率的升高，位錯(cuò)將會(huì)脫釘，導(dǎo)致應(yīng)力的下降，繼而位錯(cuò)可再被釘扎和脫釘。如此往復(fù)，宏觀上將表現(xiàn)出鋸齒屈服現(xiàn)象。當(dāng)在高溫條件下變形時(shí)，溶質(zhì)原子氣團(tuán)和位錯(cuò)將一起運(yùn)動(dòng)，位錯(cuò)不容易發(fā)生脫釘，應(yīng)力不會(huì)發(fā)生突變，從而抑制了PLC效應(yīng)。

另外，早期關(guān)于鎂合金中存在PLC效應(yīng)的研究主要側(cè)重于應(yīng)變速率往往小于1×103s-1的加載條件。然而，在一些高速運(yùn)動(dòng)的物體發(fā)生碰撞時(shí)，瞬間應(yīng)變速率可超過(guò)1×103s-1，材料的變形行為將會(huì)發(fā)生改變。Feng等在對(duì)AZ31B鎂合金的高應(yīng)變速率拉伸行為的研究中[44]，發(fā)現(xiàn)當(dāng)應(yīng)變速率大于1397 s-1時(shí)，合金的拉伸曲線表現(xiàn)出明顯的鋸齒波動(dòng)現(xiàn)象，且強(qiáng)度和延伸率均明顯高于低應(yīng)變速率條件下的，如圖4所示。同樣，Hidalgo等發(fā)現(xiàn)MN11合金在快速應(yīng)變速率為103s-1時(shí)的鋸齒流變效應(yīng)也很明顯[43]。Dudamell等揭示出MN11合金在高應(yīng)變速率條件下基面滑移所需的剪切應(yīng)力會(huì)減小，且孿晶對(duì)PLC效應(yīng)的作用會(huì)減弱[45]。迄今，關(guān)于鎂合金在高應(yīng)變速率條件下的鋸齒屈服現(xiàn)象的相關(guān)研究報(bào)道較少，相關(guān)機(jī)理性的解釋還很缺乏，與慢應(yīng)變速率條件下發(fā)生鋸齒屈服現(xiàn)象的差別尚不清楚。

圖4 室溫下，AZ31B合金的動(dòng)態(tài)和準(zhǔn)靜態(tài)拉伸實(shí)驗(yàn)的工程應(yīng)力應(yīng)變曲線[44]Fig.4 The engineering stress-strain curves of AZ31B alloys under dynamic and quasi-static tensile tests at room temperature [44]

除應(yīng)變速率和變形溫度外，鎂合金的晶粒尺寸和合金元素與PLC效應(yīng)的出現(xiàn)也存在著一定的關(guān)系，Rodriguze等[12]發(fā)現(xiàn)合金的晶粒尺寸越小，鋸齒流變?cè)揭装l(fā)生，原因?yàn)榫ЯＴ叫【Ы缇驮蕉?，可為溶質(zhì)原子在晶界的偏聚提供更多位置，最終增強(qiáng)了位錯(cuò)與溶質(zhì)原子之間的交互作用。

4 合金元素對(duì)鎂合金PLC效應(yīng)的影響

合金元素加入到鎂基體中，將形成不同濃度的固溶體，勢(shì)必會(huì)影響到鎂合金的PLC效應(yīng)。Stanford等研究并對(duì)比了純鎂、Mg-1.4%Gd和Mg-1%Al三種材料在200 ℃的變形溫度條件下的鋸齒流變行為[26]。采用三維原子探針技術(shù)，檢測(cè)了溶質(zhì)原子的分布，發(fā)現(xiàn)溶質(zhì)原子Gd主要呈線性集中分布(如L1和L2)或呈團(tuán)簇集中分布(如C1和C2)，如圖5所示。對(duì)不同區(qū)域的溶質(zhì)原子進(jìn)行定量分析，表明Gd原子在位錯(cuò)處的濃度是基體中的2倍以上，而其它元素(如Al和Mn)卻沒(méi)有明顯的聚集現(xiàn)象。

圖5 200 ℃溫度下Mg-1.4Gd合金應(yīng)變速率突變后Gd元素的三維分布圖：(a)所有Gd原子的分布圖，(b)～(c)是高濃度Gd原子的分布位置[26]Fig.5 APT reconstruction of the Mg-1.4Gd alloy after strain rate jump tests at 200 ℃:(a)image showing all detected Gd atoms,(b)～(c)images showing the high concentration locations of Gd atoms [26]

在研究不同Zn和Al元素含量的Mg-Zn、Mg-Al和Mg-Al-Zn等五種鎂合金的力學(xué)行為過(guò)程中，Corby等發(fā)現(xiàn)僅有AZ91鎂合金存在鋸齒屈服現(xiàn)象[46]。可見(jiàn)，Al和Zn的共同作用與AZ91合金中存在的PLC效應(yīng)密切相關(guān)。Lukác等對(duì)此現(xiàn)象進(jìn)行了兩種機(jī)制性解釋[47,48]：一是擴(kuò)散機(jī)制：即隨著Zn含量的增加，柱面滑移的臨界剪切應(yīng)力將明顯減小。在塑性變形過(guò)程中，基面位錯(cuò)向柱面雙交滑移而形成的林位錯(cuò)密度會(huì)有所增加，致使Al原子可通過(guò)管擴(kuò)散機(jī)制向位錯(cuò)附近擴(kuò)散，從而達(dá)到釘扎位錯(cuò)的效果。由于Zn原子的半徑比Al大，Zn擴(kuò)散能力相對(duì)較差。因此，Al產(chǎn)生動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效的程度比Zn大。二是非擴(kuò)散機(jī)制：即鎂合金在變形過(guò)程中基面滑移最先啟動(dòng)，從而形成基面位錯(cuò)團(tuán)，導(dǎo)致應(yīng)力的局部集中，繼而通過(guò)二次滑移(柱面)釋放應(yīng)力而形成林位錯(cuò)。隨著塑性變形的進(jìn)行，林位錯(cuò)密度不斷增加，穿過(guò)此位錯(cuò)林就需更多位錯(cuò)的塞積。同時(shí)，位錯(cuò)林也隨著變形的增大而增多，導(dǎo)致位錯(cuò)源可以釋放出更多的位錯(cuò)。若由此引起的微觀應(yīng)變速率大于外加的宏觀應(yīng)變速率，則應(yīng)力將會(huì)出現(xiàn)陡然降低現(xiàn)象。因此，Zn的作用是促進(jìn)柱面滑移，形成更多的林位錯(cuò)，而Al原子可通過(guò)擴(kuò)散機(jī)制對(duì)位錯(cuò)進(jìn)行釘扎，最終致使AZ91合金的鋸齒屈服現(xiàn)象。

在對(duì)溶質(zhì)原子濃度與PLC效應(yīng)的關(guān)系性研究中，Gao等揭示出不同Y含量(0.2,0.34,0.86,1.32和1.88 at%)對(duì)二元鑄態(tài)單相Mg-Y合金PLC效應(yīng)的影響規(guī)律[49]。在250 ℃溫度條件下，幾種Mg-Y合金均表現(xiàn)出明顯的PLC效應(yīng)，且隨著Y含量的增多，鋸齒效應(yīng)越加明顯，如圖6a所示。Azzeddine等發(fā)現(xiàn)在同樣的壓縮條件下，WE54合金的PLC效應(yīng)明顯強(qiáng)于AZ31合金[40]，如圖6b所示?？赡艿慕忉屖牵烘V基體中Y、Nd溶質(zhì)原子與位錯(cuò)的交互作用要強(qiáng)于Al和Zn原子。Stanford等研究發(fā)現(xiàn)Al的原子半徑比Mg小20%，Gd的原子半徑比Mg大13%，但Mg-Gd合金的鋸齒效應(yīng)卻更加明顯[26]。綜上所述，鎂合金中存在的PLC效應(yīng)不是決定于溶質(zhì)原子/溶劑原子半徑差的絕對(duì)值，而是與溶質(zhì)原子的擴(kuò)散能力及溶質(zhì)原子的濃度更為相關(guān)。

圖6 (a)當(dāng)溫度為250 ℃，應(yīng)變速率為10-3 s-1時(shí)不同Y含量的Mg-Y合金的應(yīng)力應(yīng)變曲線[49]和(b)當(dāng)溫度為400 ℃，應(yīng)變速率為10-4 s-1時(shí)WE54 和AZ31合金的流變屈服曲線[40]Fig.6 (a)Segments of flow curves obtained at 250 ℃ and a strain rate of 10-3 s-1 for the Mg-Y alloys,the labels in image (a)indicate the yttrium concentration in at% [49]and (b)stress-strain curves of WE54 and AZ31 alloys at 400 ℃ and a strain rate of 10-4 s-1 [40]

鋰是最輕的金屬元素，當(dāng)加入到鎂基體中，會(huì)形成一種最輕的金屬材料即Mg-Li合金[10,50-54]。由于Li原子的半徑很小，擴(kuò)散能力很強(qiáng)，且Li的加入可降低鎂合金的c/a軸比，有效降低非基面滑移的臨界剪切應(yīng)力。因此，Mg-Li合金PLC效應(yīng)將會(huì)更易發(fā)生[10]。Mg-Li合金所具有的獨(dú)特特點(diǎn)是：隨著Li含量的增多，合金的結(jié)構(gòu)會(huì)發(fā)生轉(zhuǎn)變[55,56]，即HCP結(jié)構(gòu)(Li：<5.5 wt%)→(HCP+BCC)結(jié)構(gòu)(Li：5.5～11.2 wt%)→ BCC結(jié)構(gòu)(Li：>11.2 wt%)，這種相結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變對(duì)鎂鋰合金PLC效應(yīng)的影響尚不清楚。通常，Mg-Li合金發(fā)生PLC效應(yīng)的溫度區(qū)間明顯比其它系列鎂合金的低，甚至在低于室溫條件下也能發(fā)生?？赡艿慕忉屖牵篖i原子的半徑很小，所需的擴(kuò)散能比其它溶質(zhì)原子要低，可在較低溫度下發(fā)生擴(kuò)散并產(chǎn)生動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效。對(duì)固溶態(tài)Mg-14.3%Li-0.8%Zn合金的低溫力學(xué)性能的研究中，Wu等發(fā)現(xiàn)合金在-25和-50 ℃溫度條件下具有最明顯的PLC效應(yīng)，且鋸齒的幅值最大[57]。Li等發(fā)現(xiàn)在高于100 ℃的變形條件下，擠壓態(tài)Mg-4%Li-6%Zn-1.2%Y合金的宏觀應(yīng)力應(yīng)變曲線上將觀察不到明顯的PLC效應(yīng)[10]。另外，李廷取等發(fā)現(xiàn)在LAZ532-2RE合金的拉伸曲線中存在兩種塑性失穩(wěn)現(xiàn)象[58,59]。其中，第一種是小鋸齒形波動(dòng)的失穩(wěn)現(xiàn)象，第二種是大鋸齒形波動(dòng)的嚴(yán)重失穩(wěn)現(xiàn)象。對(duì)于小鋸齒波的出現(xiàn)，可能是由固溶原子與位錯(cuò)相互作用引起的，即“動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效”機(jī)制。對(duì)于大的鋸齒波的出現(xiàn)，可能是由切變孿晶誘發(fā)的，即“孿晶誘導(dǎo)穩(wěn)態(tài)塑性失穩(wěn)”機(jī)制。在研究Mg-Li-Al合金的PLC效應(yīng)過(guò)程中，Wang等發(fā)現(xiàn)沒(méi)有鋸齒效應(yīng)的LA11合金的聲發(fā)射信號(hào)要弱于具有PLC效應(yīng)的LA41合金[60]，其原因?yàn)長(zhǎng)A41合金的軸比c/a較低，柱面滑移啟動(dòng)比LA11的容易，較多的滑移系的啟動(dòng)引起了更強(qiáng)烈的聲發(fā)射信號(hào)。在室溫變形條件下，具有較低軸比c/a的Mg-Li合金中基面位錯(cuò)向柱面的雙交滑移而導(dǎo)致林位錯(cuò)的形成，致使Li和Al等溶質(zhì)原子可以管道機(jī)制進(jìn)行擴(kuò)散。另外，雙相結(jié)構(gòu)的鎂鋰合金往往沒(méi)有PLC效應(yīng)，這與兩相的協(xié)調(diào)變形有密切的關(guān)系。例如，Xu等[8-10,50,53]研究發(fā)現(xiàn)在同樣的變形條件下，單相Mg-4%Li-(6%Zn-1.2%Y)合金表現(xiàn)出明顯的PLC效應(yīng)，而Mg-6%Li-(6%Zn-1.2%Y)合金卻沒(méi)有PLC效應(yīng)。

5 鎂合金鋸齒屈服現(xiàn)象的理論機(jī)制

5.1 動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效

通常，應(yīng)變時(shí)效分為靜態(tài)和動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效，前者是合金材料在發(fā)生塑性變形時(shí)或產(chǎn)生塑性變形后所發(fā)生的時(shí)效過(guò)程；后者是變形和時(shí)效同時(shí)發(fā)生的過(guò)程，即溶質(zhì)原子與位錯(cuò)的交互作用[61]。在解釋PLC效應(yīng)的理論機(jī)制中，動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效是最先被建立的，也是被學(xué)者們廣泛接受的。塑性變形時(shí)，位錯(cuò)被溶質(zhì)原子氣團(tuán)釘扎時(shí)，其密度將會(huì)有所增加。當(dāng)位錯(cuò)掙脫溶質(zhì)原子的束縛時(shí)(往往這是一個(gè)突變過(guò)程)，應(yīng)力將迅速減小。若溶質(zhì)原子擴(kuò)散速率與位錯(cuò)的移動(dòng)速度相當(dāng)，則溶質(zhì)原子可再次對(duì)位錯(cuò)實(shí)施釘扎，導(dǎo)致應(yīng)力再次增加，繼而位錯(cuò)再脫釘，應(yīng)力再減小。如此反復(fù)，應(yīng)力應(yīng)變曲線就呈鋸齒狀變化[62]。然而，基于目前的研究技術(shù)，很難直接觀察到動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效現(xiàn)象，而學(xué)者們往往利用靜態(tài)應(yīng)變時(shí)效的試驗(yàn)間接證明動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效的存在。在應(yīng)變速率為0.05 s-1和變形溫度為200 ℃的靜態(tài)應(yīng)變時(shí)效條件下，Cai等[30]發(fā)現(xiàn)含18R長(zhǎng)周期相的Mg-10%Dy-1%Zn合金在時(shí)效1～10 min后出現(xiàn)了明顯的屈服點(diǎn)，即應(yīng)力值陡然升高，如圖7所示。由此說(shuō)明，靜態(tài)應(yīng)變時(shí)效過(guò)程中溶質(zhì)原子會(huì)向位錯(cuò)周?chē)奂?，這也間接說(shuō)明含18R長(zhǎng)周期相合金的鋸齒流變現(xiàn)象與動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效密切相關(guān)。Zhu[31]和Wu[32]等對(duì)Mg-Y-Nd和Mg-Gd-Zn合金中存在PLC效應(yīng)的解釋也采用了類(lèi)似的方法。

圖7 當(dāng)溫度為473 K (200 ℃)，應(yīng)變速率為0.05 s-1時(shí)，含18R-LPSO相的Mg-10%Dy-1%Zn合金靜態(tài)應(yīng)變時(shí)效后的真應(yīng)力應(yīng)變曲線[30]Fig.7 True stress-strain curves showing the effect of statically aged Mg-10%Dy-1%Zn alloy containing 18R-LPSO at 473 K (200 ℃)and a strain rate of 0.05 s-1 [30]

5.2 位錯(cuò)切割第二相

Wang等認(rèn)為因位錯(cuò)切割第二相顆粒所導(dǎo)致的PLC效應(yīng)最終也歸結(jié)為動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效的作用[41]。由于位錯(cuò)切割第二相會(huì)引起相的快速溶解，并使溶質(zhì)原子在位錯(cuò)線周?chē)匦路峙?，從而?dǎo)致動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效的發(fā)生，這個(gè)過(guò)程也被稱(chēng)作二次動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效。另外，鎂合金中第二相的體積分?jǐn)?shù)、分布、尺寸及其與基體的取向關(guān)系等都與PLC效應(yīng)有一定關(guān)系[41]。通過(guò)DMD(Disintegrated Melt Deposition)方法，Hassan等制備出Y2O3納米顆粒強(qiáng)化鎂基復(fù)合材料[63]。在室溫條件下，該鎂基復(fù)合材料的拉伸曲線表現(xiàn)出明顯的PLC效應(yīng)。然而，經(jīng)粉末冶金法制備出類(lèi)似鎂基復(fù)合材料的鋸齒效應(yīng)卻不明顯。Qiu等將Mg-3%Al-1%Zn-0.1%RE合金在不同溫度和應(yīng)變速率下表現(xiàn)出的PLC效應(yīng)也歸因于位錯(cuò)切割第二相粒子[42]。Wu等[32]發(fā)現(xiàn)軋制態(tài)GZ31合金在200 ℃拉伸時(shí)表現(xiàn)出PLC效應(yīng)，但經(jīng)480 ℃保溫1 h后，合金中第二相被固溶，PLC效應(yīng)也相應(yīng)消失，可能原因是基體中溶質(zhì)原子過(guò)多，位錯(cuò)不能擺脫氣團(tuán)的束縛，動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效也很難發(fā)生。隨后，再在300或350 ℃溫度下進(jìn)行時(shí)效處理，第二相將大量析出，PLC效應(yīng)又會(huì)重新出現(xiàn)。這一結(jié)果充分說(shuō)明位錯(cuò)切割第二相是GZ31合金中存在PLC效應(yīng)的主要原因。通過(guò)對(duì)變形后的表面進(jìn)行微觀觀察，Wu等獲得到了位錯(cuò)切割第二相粒子的直接證據(jù)，如圖8所示。

圖8 GZ31合金的掃描電鏡照片：(a)和(b)分別為200 ℃和1×10-3 s-1的拉伸應(yīng)變速率條件下應(yīng)變量為0.1時(shí)第二相粒子的前后變化情況[32]Fig.8 SEM micrographs to the secondary phase particles in GZ31 alloy:(a)before and (b)after being tensile deformed to ε=0.1 at 200 ℃and a strain rate of 1×10-3 s-1[32]

5.3 孿晶的作用

由于密排六方結(jié)構(gòu)的鎂合金所具有的獨(dú)立滑移系較少，孿晶是其主要的變形機(jī)制之一。近年來(lái)，學(xué)者們也逐步重視孿晶與鎂合金PLC效應(yīng)的關(guān)系性研究。Dudamell等[45]發(fā)現(xiàn)MN11合金在200 ℃變形時(shí)，PLC效應(yīng)最明顯，同時(shí)變形孿晶也最多。當(dāng)PLC效應(yīng)減弱時(shí)，合金中的孿晶數(shù)量也減少。李廷取等[58,59]發(fā)現(xiàn)LAZ532-2RE合金應(yīng)力應(yīng)變曲線的中期，鋸齒波幅值較大，在初期和末期的鋸齒波幅值較小，并對(duì)3個(gè)試樣分別在嚴(yán)重鋸齒屈服前、嚴(yán)重鋸齒屈服時(shí)、嚴(yán)重鋸齒屈服后停載并觀察其微觀組織的變化，如圖9所示。可以看出，在嚴(yán)重鋸齒屈服前幾乎沒(méi)有孿晶，在嚴(yán)重鋸齒屈服時(shí)存在少量的孿晶，在嚴(yán)重鋸齒屈服后觀察到了大量的孿晶。因此，大鋸齒波的出現(xiàn)主要?dú)w因于孿晶的啟動(dòng)和增加。Wang等[27]發(fā)現(xiàn)LA41合金經(jīng)過(guò)退火處理，基體中存在較多的退火孿晶，但該狀態(tài)合金卻無(wú)PLC效應(yīng)，這主要是因?yàn)閷\晶可以阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，致使動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效和位錯(cuò)切割第二相都不能發(fā)生。因此，合金中預(yù)先存在的孿晶可以抑制PLC效應(yīng)。王聰?shù)萚29]對(duì)變形過(guò)程中形成的孿晶與LA41合金PLC效應(yīng)的關(guān)系進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)LA41合金在應(yīng)變速率為6.66×10-4s-1，應(yīng)變量分別為4.5%，10%和17%時(shí)，變形孿晶并未隨應(yīng)變量的增加而增多，說(shuō)明變形孿晶并不是引起LA41合金塑性不穩(wěn)定的直接起因。Zhu等[31]發(fā)現(xiàn)Mg-Y-Nd合金在150～225 ℃溫度條件下出現(xiàn)PLC效應(yīng)，但從變形3%的微觀組織中發(fā)現(xiàn)，在沒(méi)有出現(xiàn)PLC效應(yīng)的室溫條件和表現(xiàn)明顯PLC效應(yīng)的200 ℃溫度條件下合金中均存在滑移帶和孿晶，說(shuō)明孿晶和PLC效應(yīng)沒(méi)有必然關(guān)系。綜上所述，早期報(bào)道的關(guān)于孿晶與鎂合金PLC效應(yīng)的關(guān)系存在一定矛盾性，關(guān)于其中的機(jī)理性解釋至今尚未有深入的報(bào)道。

圖9 (a)LAZ532-2RE合金以應(yīng)變速率1×10-3 s-1進(jìn)行的分段拉伸曲線，(b)嚴(yán)重鋸齒屈服前對(duì)應(yīng)的微觀組織，(c)嚴(yán)重鋸齒屈服時(shí)對(duì)應(yīng)的微觀組織，(d)嚴(yán)重鋸齒屈服后對(duì)應(yīng)的微觀組織[58]Fig.9 (a)Step-tensile curves of LAZ532-2RE alloy tested at a strain rate of 1×10-3 s-1,(b)initial microstructure before the occurrence of serrated flow PLC effect,(c)microstructure corresponding to the occurred severe PLC effect,(d)microstructure after severe PLC effect [59]

5.4 其它

鎂合金PLC效應(yīng)的發(fā)生需要滿(mǎn)足一定的溫度條件，而在高溫變形條件下位錯(cuò)可掙脫溶質(zhì)原子的束縛，同時(shí)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶也易于發(fā)生。因此，Azzeddine等將WE54鎂合金在400 ℃的高溫變形下表現(xiàn)的PLC效應(yīng)歸因于不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[40]。在對(duì)含14H長(zhǎng)周期相Mg-10%Dy-1%Zn合金中PLC效應(yīng)的研究中，Cai等發(fā)現(xiàn)在靜態(tài)應(yīng)變時(shí)效過(guò)程中合金的屈服點(diǎn)無(wú)明顯突變現(xiàn)象[30]，進(jìn)一步微觀分析表明合金的鋸齒屈服現(xiàn)象主要與{10-12}晶面處形成的微裂紋有關(guān)，如圖10所示。

圖10 含14H-LPSO相Mg-10%Dy-1%Zn合金的透射電鏡照片，表明在鋸齒屈服過(guò)程中形成了微裂紋并與14H-LPSO相呈一定角度[30]Fig.10 TEM micrograph of Mg-10%Dy-1%Zn alloy containing 14H-LPSO phases,indicating some micro-cracks and 14H-LPSO phases intersected with each other during the serrated flow[30]

6 結(jié) 語(yǔ)

輕質(zhì)鎂基合金材料的PLC效應(yīng)無(wú)論在時(shí)域還是空域上都是一個(gè)復(fù)雜的過(guò)程，也是材料科學(xué)前沿領(lǐng)域中的熱門(mén)研究課題。在塑性變形時(shí)因PLC現(xiàn)象所產(chǎn)生的變形帶會(huì)造成鎂合金板面上的帶狀跡痕，影響板材的外觀，限制了其在功能和結(jié)構(gòu)件中的應(yīng)用。目前，雖然學(xué)者們對(duì)鎂合金PLC效應(yīng)的研究逐漸增多，但仍存在一些至今尚未闡明的問(wèn)題，如PLC效應(yīng)宏觀剪切帶的形成、演化與傳播機(jī)理，變形帶的寬度與試件厚度的關(guān)系，孿晶與PLC效應(yīng)的關(guān)系等。鑒于此，對(duì)鎂合金PLC效應(yīng)的認(rèn)識(shí)還需要從以下5個(gè)方面進(jìn)行深入研究：①隨著實(shí)驗(yàn)技術(shù)的發(fā)展，對(duì)PLC變形帶的空間觀察要多樣化，發(fā)展三維數(shù)字成像技術(shù)，提高動(dòng)態(tài)觀測(cè)精度；②研究試件的幾何尺寸對(duì)鋸齒波及變形帶的分布、空間形貌、傳播特性等的影響；③對(duì)動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效微觀過(guò)程的直接實(shí)驗(yàn)觀察，動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效是原子位錯(cuò)尺度上伴隨變形的動(dòng)態(tài)微觀過(guò)程，位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)和溶質(zhì)原子氣團(tuán)的形成是關(guān)鍵，可借助透射電鏡的附件裝置，觀察不同成分與處理狀態(tài)的鎂合金在不同加載條件下位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)情況，獲取動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)特點(diǎn)；④孿晶的啟動(dòng)對(duì)不同成分與處理狀態(tài)鎂合金PLC效應(yīng)的影響規(guī)律及機(jī)理分析；⑤探究抑制鎂合金PLC效應(yīng)的加工工藝或適當(dāng)?shù)奶幚矸椒?，改變PLC效應(yīng)發(fā)生的條件，將其轉(zhuǎn)移到材料服役區(qū)域以外，以達(dá)到抑制PLC效應(yīng)的效果。

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(編輯 吳 琛)

Research Progress on the Plastic Instability Phenomenon of Magnesium Alloys

LI Chuanqiang1,2，XU Daokui2，HAN Enhou2

(1.School of Materials Science and Engineering,Northeastern University,Shenyang 110819,China)(2.CAS Key Laboratory of Nuclear Materials Safety Assessment,Institute of Metal Research,Chinese Academy of Sciences,Shenyang 110016,China)

Among all the structural metallic materials,magnesium alloys have the lowest density,relatively high specific strength and rigidity.However,under plastic deformation conditions,magnesium alloys can exhibit the phenomenon of plastic instability,i.e.serrated flow or Portevin-Le Chatelier (PLC)effect,showing serrated waves on the stress-strain curves.Recently,research works about the PLC effects of magnesium alloys are widely carried out and increase annually.This paper is mainly concentrated on the research progress on PLC effect of magnesium alloys.The occurring conditions of PLC effect,characteristics of serration,effect of alloying elements on the PLC effect and relevant mechanisms are reviewed.Finally,the existing problems in current studies,research emphasis and direction in the future are also pointed out.

magnesium alloys; Portevin-Le Chatelier effect; serrated flow; deformation mechanism；microstructure

2015-10-19

國(guó)家重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃資助項(xiàng)目(2016YFB0700505)；國(guó)家重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃課題(2016YFB0301105)；科技部973項(xiàng)目(2013CB632205)

李傳強(qiáng)，男，1988年生，博士研究生

許道奎，男，1980年生，教授，博士生導(dǎo)師，Email:dkxu@imr.ac.cn

10.7502/j.issn.1674-3962.2016.11.01

TG146.22

A

1674-3962(2016)11-0809-10