朱云鵬,1,2,3,覃嘉宇1,3,王金輝1,3,馬鴻斌1,3,金培鵬1,3,李培杰2

AZ61鎂合金具有低密度、高比強(qiáng)度及良好的鑄造成型能力，在航空航天、交通及消費(fèi)電子領(lǐng)域具有潛在的應(yīng)用價(jià)值。但鎂合金為hcp結(jié)構(gòu)，室溫下滑移系少，塑性變形能力差；而且Mg-Al-Zn系鑄造鎂合金的晶粒尺寸及析出相尺寸粗大，導(dǎo)致其絕對(duì)強(qiáng)度較低，因此，限制了鎂合金作為結(jié)構(gòu)材料的應(yīng)用[1~3]。

對(duì)于金屬材料而言，其晶粒尺寸與屈服強(qiáng)度符合Hall-Petch關(guān)系。與bcc及fcc結(jié)構(gòu)金屬相比，鎂合金的Taylor因子更高，使得鎂合金具有較大的Hall-Petch系數(shù)，因此，細(xì)晶強(qiáng)化成為改善鎂合金力學(xué)性能有效的方法之一[4]。通過(guò)塑性變形將晶粒尺寸細(xì)化至幾個(gè)微米甚至亞微米形成的超細(xì)晶組織，能夠顯著提高鎂合金的力學(xué)性能。劇烈塑性變形法(severe plastic deformation，SPD)是制備超細(xì)晶鎂合金常用的工藝，其中研究較多的SPD工藝包括等徑角擠壓[5]、多向鍛造[6]、攪拌摩擦加工[7]、高壓扭轉(zhuǎn)[8]等。SPD通常以變形態(tài)的塊體鎂合金為原材料，再對(duì)其進(jìn)行多道次塑性變形，方能制備出超細(xì)晶鎂合金，因此，該工藝流程較長(zhǎng)。例如Tang等[9]對(duì)擠壓態(tài)AZ80鎂合金進(jìn)行6道次的等徑角擠壓將晶粒尺寸細(xì)化到0.6 μm。Miura等[10]在室溫下對(duì)擠壓態(tài)AZ61鎂合金進(jìn)行多達(dá)25道次的多向鍛造，制備出晶粒尺寸為0.6 μm的超細(xì)晶鎂合金。

與SPD工藝不同，粉末冶金(powder metallurgy，PM)工藝以快速凝固制備的鎂合金粉末為原材料，經(jīng)過(guò)燒結(jié)后，只需要一次塑性變形就能夠獲得超細(xì)晶鎂合金，因此，PM工藝越來(lái)越受到人們的關(guān)注。前期工作[11]利用粉末冶金工藝制備的AZ91超細(xì)晶鎂合金，經(jīng)過(guò)一次擠壓其晶粒尺寸細(xì)化到552 nm，拉伸屈服強(qiáng)度為332 MPa，伸長(zhǎng)率為10%。Inoue等[12]利用快速凝固及粉末冶金工藝，經(jīng)過(guò)一次擠壓制備出的Mg97Zn1Y2超細(xì)晶鎂合金，其晶粒尺寸能夠細(xì)化到150 nm以下，拉伸屈服強(qiáng)度達(dá)到610 MPa，伸長(zhǎng)率為5%。對(duì)鎂粉進(jìn)行球磨處理能夠細(xì)化鎂粉的晶粒尺寸，如Taleghani和Torralba[13]對(duì)AZ91鎂粉進(jìn)行機(jī)械球磨處理，使得其晶粒尺寸細(xì)化至25 nm，但同時(shí)也發(fā)現(xiàn)，球磨處理還會(huì)引起Mg17Al12析出相的固溶。Yu等[14]也在球磨處理AZ61鎂粉中發(fā)現(xiàn)了相同的現(xiàn)象。但他們沒(méi)有研究球磨處理后的粉體對(duì)塊體鎂合金中Mg17Al12析出相及力學(xué)性能的影響。值得注意的是，近期有研究[15~18]發(fā)現(xiàn)Mg-Al-Zn系鎂合金在塑性變形過(guò)程中形成的高密度位錯(cuò)能夠誘發(fā)Mg17Al12的動(dòng)態(tài)析出，其尺寸能夠細(xì)化到亞微米甚至100 nm以下，從而提高鎂合金的力學(xué)性能。如Zhu等[18]利用粉末冶金工藝制備超細(xì)晶Mg-7.5Al-0.8Zn合金，通過(guò)降低擠壓溫度來(lái)促進(jìn)Mg17Al12的動(dòng)態(tài)析出，其尺寸小于100 nm。因此，以球磨處理后的鎂粉為原材料，利用粉末冶金工藝制備超細(xì)晶鎂合金有望進(jìn)一步提高鎂合金的性能，但目前對(duì)球磨后鎂粉制備鎂合金的相關(guān)研究仍然匱乏。

為了研究球磨處理后的粉體對(duì)鎂合金晶粒尺寸、析出相及力學(xué)性能的影響，本工作通過(guò)機(jī)械球磨與粉末冶金工藝相結(jié)合制備AZ61超細(xì)晶鎂合金，并對(duì)其微觀組織、室溫力學(xué)性能及其強(qiáng)化機(jī)制進(jìn)行分析和討論，以期制備出綜合力學(xué)性能優(yōu)良的超細(xì)晶鎂合金。

1實(shí)驗(yàn)方法

使用的原材料為霧化法生產(chǎn)的AZ61鎂合金粉末，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：Al 5.9~6.0，Zn 0.7~1.5，Mn 0.15~0.4，Si ≤ 0.1，Cu ≤ 0.05，F(xiàn)e ≤ 0.05，Ni ≤ 0.05，Mg余量。

粉末冶金工藝制備超細(xì)晶AZ61鎂合金的工藝如下：首先，用DYXQM-12L型球磨機(jī)將質(zhì)量為100 g的AZ61鎂合金粉末進(jìn)行球磨，球料比20∶1，公轉(zhuǎn)速率為200 r/min，先正轉(zhuǎn)15 min后反轉(zhuǎn)15 min，然后暫停20 min散熱，總球磨時(shí)間為600 min。為了防止球磨過(guò)程中鎂粉發(fā)生氧化，對(duì)其抽真空后充入Ar氣進(jìn)行保護(hù)。將鎂粉放入鋼制模具在真空熱壓燒結(jié)爐中加熱到200℃進(jìn)行低溫?zé)Y(jié)，為了得到致密的燒結(jié)坯，燒結(jié)過(guò)程中保壓壓力為100 MPa，保溫保壓時(shí)間1.5 h，得到直徑45 mm的AZ61燒結(jié)坯。隨后將燒結(jié)坯加熱至300℃后在四柱液壓機(jī)上進(jìn)行熱擠壓，擠壓比為20∶1，得到直徑10 mm表面光滑的擠壓棒材。采用直徑4 mm、長(zhǎng)度16 mm、M8螺紋的拉伸試樣(如圖1所示)，在Instron-5982型電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速率0.2 mm/min，每組樣品測(cè)3個(gè)試樣，取平均值，拉伸方向平行于擠壓方向。利用帶能譜儀(EDS)的Merlin Compact掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)鎂粉形貌、擠壓態(tài)鎂合金橫截面的顯微組織及拉伸斷口進(jìn)行觀察，并利用Image J軟件對(duì)Mg17Al12的尺寸及體積分?jǐn)?shù)進(jìn)行統(tǒng)計(jì)(統(tǒng)計(jì)個(gè)數(shù)為150~200個(gè))；采用DMI3000金相顯微鏡(OM)觀察燒結(jié)后鎂合金橫截面的形貌；通過(guò)D8 Advance X射線衍射儀(XRD，掃描速率0.02°/s，掃描范圍為20°~90°，電壓40 kV，電流40 mA)對(duì)鎂粉進(jìn)行物相分析，并對(duì)擠壓態(tài)AZ61鎂合金的縱截面進(jìn)行宏觀織構(gòu)測(cè)試；采用JEM-2100F透射電鏡(TEM)對(duì)擠壓態(tài)AZ61鎂合金的顯微組織進(jìn)行觀察，利用Digital Micrograph軟件通過(guò)截距法測(cè)量晶粒尺寸。

圖1

圖1拉伸試樣示意圖

Fig.1Schematic of tensile test sample (unit: mm)

2實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1鎂粉形貌及XRD分析

圖2為球磨前后AZ61鎂粉的SEM像及燒結(jié)后AZ61鎂合金的OM像。由圖2a可見(jiàn)，原始鎂粉呈規(guī)則球狀，粒徑尺寸為40~180 μm；經(jīng)過(guò)球磨之后，鎂粉受到磨球的沖擊及剪切作用，由規(guī)則的圓球狀變?yōu)椴灰?guī)則的多邊形，呈顆粒狀，且其粒徑尺寸更加均勻，約為100 μm，如圖2b所示。這是由于球磨使得原始鎂粉中部分尺寸較小的粉末發(fā)生了焊合，而尺寸較大的粉末在剪切力的作用下發(fā)生了塑性變形所致。

圖2

圖2球磨前后AZ61鎂粉的SEM像及燒結(jié)后AZ61鎂合金的OM像

Fig.2SEM images of raw AZ61 powder (a), mechanically milled AZ61 powder (b); and OM images of sintered raw AZ61 powder (c), sintered mechanically milled AZ61 powder (d)

圖2c和d為球磨前后的AZ61鎂粉經(jīng)過(guò)燒結(jié)之后的OM像。由圖2c可見(jiàn)，未經(jīng)球磨處理的燒結(jié)樣品中，粉體由燒結(jié)前的球狀變?yōu)橐粤呅螢橹鳎@是由于燒結(jié)過(guò)程中在壓力的作用下使得鎂粉產(chǎn)生塑性變形所致；另外，由于原始鎂粉尺寸并不均勻，因此，燒結(jié)過(guò)程中尺寸較小的顆粒能夠有效地填充到尺寸較大的鎂粉之間，這使得鎂粉排列相對(duì)緊密。由圖2d可見(jiàn)，球磨處理后的燒結(jié)樣品中，其粉體呈不規(guī)則形狀，部分形狀相對(duì)圓潤(rùn)，尺寸較均勻，基本保持了燒結(jié)前的特征，這說(shuō)明燒結(jié)過(guò)程中壓力的作用并未明顯改變粉體的形狀，而且在制備金相試樣過(guò)程中該樣品中有明顯的粉體脫落現(xiàn)象，如圖2d中箭頭所示為粉體脫落后形成的孔洞，說(shuō)明球磨處理的燒結(jié)樣品的致密度不及未經(jīng)球磨處理的樣品。這主要是由于一方面球磨使得粉體的尺寸變得更加均勻，因此，顆粒之間形成的較小的空隙無(wú)法得到有效的填充；另一方面，球磨使得粉體產(chǎn)生塑性變形，形成加工硬化效應(yīng)，增加了粉體硬度，導(dǎo)致燒結(jié)過(guò)程中變形困難，難以形成有效的流動(dòng)從而填補(bǔ)粉體之間的空隙。因此，燒結(jié)后樣品需要通過(guò)擠壓變形提高其致密性及力學(xué)性能。

圖3a為球磨前后AZ61鎂合金粉末的XRD譜。AZ61鎂粉球磨前后都由α-Mg及β-Mg17Al12相組成。經(jīng)過(guò)球磨之后，($\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}$)的衍射峰產(chǎn)生了寬化(圖3a中插圖)，其半峰寬由0.286°增加到0.370°，這是由于球磨使得鎂粉產(chǎn)生了塑性變形，導(dǎo)致了晶格畸變及晶粒細(xì)化[13]。另外，析出相的峰高比并沒(méi)有發(fā)生明顯變化，說(shuō)明球磨處理對(duì)析出相的含量沒(méi)有顯著影響。圖3b為球磨前后的AZ61鎂粉經(jīng)過(guò)燒結(jié)后的XRD譜。經(jīng)過(guò)燒結(jié)后，AZ61鎂合金中的物相組成與鎂粉一致，但未球磨處理的燒結(jié)樣品中最強(qiáng)的衍射峰由燒結(jié)前的($\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}$)晶面轉(zhuǎn)變?yōu)?0002)晶面，這與燒結(jié)過(guò)程中鎂粉發(fā)生塑性變形時(shí)的基面滑移有關(guān)。燒結(jié)過(guò)程中，由于壓力作用使得鎂粉發(fā)生塑性變形(圖2a和c)，基面作為最易啟動(dòng)的滑移面，在變形過(guò)程中形成了擇優(yōu)取向。與之不同的是，球磨處理的燒結(jié)樣品中的最強(qiáng)衍射峰并未發(fā)生改變，不僅如此，其峰強(qiáng)比也與燒結(jié)前接近，說(shuō)明球磨處理的樣品中沒(méi)有擇優(yōu)取向，從圖2b和d的分析可知，這是由于球磨處理后的鎂粉在燒結(jié)過(guò)程中沒(méi)有發(fā)生顯著的塑性變形所致。

圖3

圖3球磨前后AZ61鎂粉及燒結(jié)后AZ61鎂合金的XRD譜

Fig.3XRD spectra of AZ61 powder (Inset shows the locally high magnification of Fig.3a) (a) and sintered AZ61 alloy (b)

2.2擠壓態(tài)AZ61鎂合金顯微組織分析

圖4為擠壓態(tài)AZ61鎂合金的XRD譜及SEM像。由圖4a可見(jiàn)，經(jīng)過(guò)擠壓后，AZ61鎂合金的主要物相由α-Mg及β-Mg17Al12相組成，擠壓前后并沒(méi)有發(fā)生改變，但Mg基體的(0002)基面衍射強(qiáng)度顯著降低，說(shuō)明擠壓導(dǎo)致了基面近乎平行于擠壓方向，即產(chǎn)生了織構(gòu)。另外，未經(jīng)球磨處理及球磨處理的樣品中Mg17Al12的(330)晶面經(jīng)過(guò)歸一化處理的衍射強(qiáng)度分別為9.6%和13.2%，表明球磨處理的樣品中具有更多的Mg17Al12析出相，說(shuō)明球磨處理促進(jìn)了Mg17Al12析出相的析出。

圖4

圖4擠壓態(tài)AZ61鎂合金的XRD譜、SEM像及EDS分析

Fig.4XRD spectra (a) and SEM images of extruded AZ61 alloy without (b) and with (c) mechanical milling, and EDS elemental maps of Mg (d), Al (e), and Zn (f) in Fig.4c

由圖4b可見(jiàn)，擠壓態(tài)AZ61鎂合金組織由深色基體及白色顆粒組成，EDS面掃描發(fā)現(xiàn)，細(xì)小及較大的白色顆粒均為Mg與Al元素的化合物(圖4c~f)，結(jié)合XRD譜(圖4a)可以判斷白色顆粒為β-Mg17Al12析出相，深色基體為α-Mg。對(duì)圖4b和c中Mg17Al12的顆粒尺寸及體積分?jǐn)?shù)進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，統(tǒng)計(jì)結(jié)果見(jiàn)表1。可見(jiàn)，球磨處理后的樣品中析出相的體積分?jǐn)?shù)高于未球磨處理，這與XRD譜結(jié)果一致，且析出相的顆粒尺寸較未球磨處理的樣品有所減小，說(shuō)明球磨處理能夠促進(jìn)Mg17Al12的動(dòng)態(tài)析出。

表1擠壓態(tài)AZ61鎂合金的晶粒尺寸、析出相體積分?jǐn)?shù)及析出相尺寸

Table 1Grain size, volume fraction of Mg17Al12, and size of Mg17Al12of extruded AZ61 alloy

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圖5為擠壓態(tài)AZ61鎂合金的TEM像。由圖5a可見(jiàn)，未經(jīng)球磨處理的AZ61鎂合金中的晶粒主要為等軸晶，晶界清晰，大部分晶粒已經(jīng)再結(jié)晶完全，平均晶粒尺寸約為0.91 μm，但個(gè)別晶粒內(nèi)部有殘存的位錯(cuò)，如圖5c中箭頭所示。經(jīng)過(guò)球磨處理后，晶粒尺寸有所減小，其平均尺寸約為0.68 μm，部分晶粒再結(jié)晶不完全，且晶粒內(nèi)部存在的位錯(cuò)密度較高(圖5b)，這與球磨處理導(dǎo)致的鎂粉的晶格畸變及晶粒細(xì)化有關(guān)。球磨處理使得晶格畸變及位錯(cuò)密度增加，當(dāng)位錯(cuò)密度達(dá)到臨界值時(shí)，較大晶粒被小角度晶界分割為亞晶，從而細(xì)化晶粒[14]。一般而言，再結(jié)晶晶粒尺寸與初始晶粒尺寸呈正相關(guān)性，即初始晶粒尺寸越細(xì)，再結(jié)晶晶粒尺寸也越細(xì)。因此，球磨處理后鎂合金的晶粒尺寸也更細(xì)小。由表1可知，球磨處理后Mg17Al12的體積分?jǐn)?shù)有所增加，提高了再結(jié)晶的形核率，也會(huì)導(dǎo)致再結(jié)晶晶粒尺寸變小。析出相體積分?jǐn)?shù)的增加以及顆粒尺寸的減小與位錯(cuò)密度的增加有關(guān)。球磨處理及擠壓變形導(dǎo)致晶粒內(nèi)位錯(cuò)密度與空位增加，為Al原子在Mg基體中的擴(kuò)散提供了更多通道，促進(jìn)了Mg17Al12的動(dòng)態(tài)析出，使得析出相的體積分?jǐn)?shù)增加[15]。對(duì)AZ61鎂合金TEM組織中的細(xì)小相進(jìn)行選區(qū)電子衍射(SAED)分析，對(duì)衍射斑點(diǎn)進(jìn)行標(biāo)定，結(jié)果表明其為Mg17Al12析出相(圖5d中插圖)。對(duì)圖5a和b中析出相的尺寸進(jìn)行測(cè)量發(fā)現(xiàn)，未進(jìn)行球磨處理的析出相的平均尺寸為230 nm，經(jīng)過(guò)球磨之后析出相的平均尺寸為170 nm，說(shuō)明球磨能夠細(xì)化析出相的尺寸，與圖4中SEM觀察的結(jié)果吻合。TEM組織觀察表明Mg17Al12主要分布于晶界上，少量分布于晶粒內(nèi)部。這是由于Al溶質(zhì)原子在Mg中沿晶界的擴(kuò)散系數(shù)高于晶內(nèi)擴(kuò)散系數(shù)，使得Mg17Al12沿晶界具有更高的形核率，因此，促進(jìn)其沿晶界的析出[19]。分布于晶界上的Mg17Al12對(duì)晶界具有釘扎作用，能夠阻止再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大[20]。球磨處理的鎂合金具有更多的Mg17Al12析出相，因此，這種釘扎作用更強(qiáng)，導(dǎo)致晶粒尺寸更小。

圖5

圖5擠壓態(tài)AZ61鎂合金的TEM像

Fig.5Low (a, b) and high (c, d) magnified TEM images of extruded AZ61 alloy without (a, c) and with (b, d) mechanical milling (Inset in Fig.5d shows the selected area electron diffraction pattern of the precipitates at grain boundaries)

對(duì)擠壓態(tài)樣品進(jìn)行宏觀織構(gòu)測(cè)試，由圖6可以看出，經(jīng)過(guò)熱擠壓之后，2種材料中均形成了典型的(0001)<$\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}$>纖維織構(gòu)，即(0001)基面及<$\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}$>晶向平行于擠壓方向。但經(jīng)過(guò)球磨處理后，鎂合金的基面織構(gòu)強(qiáng)度由5.43降低到了4.88。基面織構(gòu)的弱化與再結(jié)晶組織有關(guān)，再結(jié)晶晶粒相對(duì)于變形晶粒具有更散漫的取向，一方面球磨使得Mg17Al12的體積分?jǐn)?shù)增加提高了再結(jié)晶的形核率，使得再結(jié)晶晶粒數(shù)量增加[21]；另一方面Mg17Al12沿晶界分布限制了再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大[15]，因此，2者共同作用導(dǎo)致基面織構(gòu)減弱。

圖6

圖6擠壓態(tài)AZ61鎂合金的織構(gòu)

Fig.6{0001} and {$\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}$} pole figures of extruded AZ61 alloy without (a) and with (b) mechanical milling (ED—extruded direction, TD—transverse direction)

2.3力學(xué)性能

對(duì)擠壓后的AZ61鎂合金進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試，工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖7所示。未經(jīng)球磨的鎂合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為337.4 MPa、387.5 MPa和12.4%；經(jīng)過(guò)球磨處理之后屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為393.1 MPa、431.9 MPa和8.5%。由此可見(jiàn)，球磨處理使得材料的屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度明顯增加，分別提高了16.5%和11.4%，但伸長(zhǎng)率有所下降。球磨處理后的AZ61鎂合金的強(qiáng)度接近10%SiCp/AZ91 (體積分?jǐn)?shù))復(fù)合材料的強(qiáng)度(屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度分別為371.5和443.9 MPa)，但伸長(zhǎng)率是10%SiCp/AZ91復(fù)合材料的3倍[22]。圖8為本工作和其他文獻(xiàn)報(bào)道[1,7,10,23~27]的不同工藝制備的AZ61鎂合金的室溫力學(xué)性能的統(tǒng)計(jì)結(jié)果。可見(jiàn)，本工作制備的AZ61鎂合金的抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度均高于其他制備工藝，僅低于室溫多向鍛造工藝制備的AZ61鎂合金的強(qiáng)度，但其伸長(zhǎng)率較低，僅為本工作AZ61鎂合金的1/2~1/3。因此，利用機(jī)械球磨及粉末冶金工藝能夠制備綜合力學(xué)性能優(yōu)良的AZ61超細(xì)晶鎂合金。

圖7

圖7擠壓態(tài)AZ61鎂合金的室溫拉伸性能

Fig.7Tensile stress-strain curves of extruded AZ61 alloy at room temperature

圖8

圖8本工作和其他文獻(xiàn)報(bào)道[1,7,10,23~27]的 AZ61鎂合金室溫力學(xué)性能比較

Fig.8Comparisons of mechanical properties of this work and other reported[1,7,10,23-27]AZ61 alloys at room temperature (UTS—ultimate tensile strength; YS—yield strength; MM—mechanically milled; PM—powder metallurgy; FSP—friction stir process; MDF—multi-directionally forged; DMD—disintegrated metal deposition; ED—extruded; ECAP—equal channel angular pressing; HRS—hot rotary swaging)

(a) UTS (b) YS

2.4強(qiáng)化機(jī)制分析

由圖7可知，經(jīng)過(guò)球磨處理后擠壓態(tài)AZ61鎂合金的屈服強(qiáng)度由337.4 MPa增加到了393.1 MPa，屈服強(qiáng)度的提高歸因于細(xì)晶強(qiáng)化及Orowan強(qiáng)化。細(xì)晶強(qiáng)化機(jī)制的貢獻(xiàn)通過(guò)Hall-Petch公式進(jìn)行計(jì)算：

式中，ΔσH-P為細(xì)晶強(qiáng)化機(jī)制對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)，d為晶粒尺寸，σ0為材料晶格間的摩擦力(MPa)，k為Hall-Petch系數(shù)(MPa·μm1/2)。純Mg的σ0及k分別為25 MPa和290 MPa·μm1/2[28]。

Orowan強(qiáng)化機(jī)制主要是由于Mg17Al12析出相的存在導(dǎo)致的，其貢獻(xiàn)用Orowan-Ashby公式進(jìn)行計(jì)算[29]：

式中，ΔσOrowan為Orowan強(qiáng)化機(jī)制對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)，G為剪切模量(Mg為16.7 GPa)，b為基面滑移的Burgers矢量模(Mg為0.3196 nm)，dp為析出相的平均尺寸，顆粒間距λ的表達(dá)式為[29]：

式中，fβ為析出相的體積分?jǐn)?shù)。

將表1中的數(shù)據(jù)帶入式(1)~(3)，獲得球磨前后AZ61鎂合金的理論計(jì)算屈服強(qiáng)度分別為347.4 MPa (其中ΔσH-P= 329.0 MPa，ΔσOrowan= 18.4 MPa)和413.3 MPa (其中ΔσH-P= 376.7 MPa，ΔσOrowan= 36.6 MPa)，可見(jiàn)細(xì)晶強(qiáng)化是其主要強(qiáng)化機(jī)制，其貢獻(xiàn)占比達(dá)到90%以上。值得注意的是，理論計(jì)算值高于實(shí)驗(yàn)測(cè)得的屈服強(qiáng)度，這是由于Mg17Al12析出相主要分布于晶界上而非晶內(nèi)(圖4和5)，導(dǎo)致Orowan強(qiáng)化機(jī)制被弱化。Kim等[30]指出，當(dāng)析出相分布于晶內(nèi)而不是晶界上時(shí)，Orowan的繞過(guò)及切過(guò)機(jī)制才能夠發(fā)揮作用并產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化效果。另外，由于理論計(jì)算中只考慮了晶粒尺寸及析出相的影響，因此導(dǎo)致球磨前后鎂合金屈服強(qiáng)度的理論差值(65.9 MPa)高于實(shí)驗(yàn)差值(55.7 MPa)，這種差異與織構(gòu)強(qiáng)度的變化有關(guān)。經(jīng)過(guò)球磨處理，鎂合金的基面最大織構(gòu)強(qiáng)度由5.43降低到了4.88 (圖6)。基面織構(gòu)強(qiáng)度的降低意味著基面Schmid因子的增加，基面滑移更容易，從而降低了屈服應(yīng)力，因此，基面織構(gòu)的弱化會(huì)導(dǎo)致拉伸屈服強(qiáng)度的降低。

2.5斷口分析

圖9為擠壓態(tài)AZ61鎂合金拉伸斷口形貌的SEM像。由圖9a可見(jiàn)，未經(jīng)球磨的擠壓態(tài)樣品的拉伸斷口高低不平，并伴有較大的裂紋；高倍組織中可以看到有大量的微觀裂紋(圖9b中箭頭所示)，說(shuō)明材料在斷裂之前經(jīng)過(guò)了較大的塑性變形。另外，斷口中存在鎂合金粉體脫黏的現(xiàn)象(圖9a中箭頭所示)，說(shuō)明雖然經(jīng)過(guò)了熱擠壓變形，部分粉體之間仍然結(jié)合較弱。對(duì)圖9a中方框標(biāo)識(shí)的脫黏區(qū)域進(jìn)行EDS線掃描(圖9c和d)，結(jié)果表明鎂粉內(nèi)部沒(méi)有O元素的富集，但脫黏粉體的表面存在O元素的富集，這說(shuō)明鎂粉表面的氧化是導(dǎo)致粉體脫黏的主要原因。從圖9e可見(jiàn)，經(jīng)過(guò)球磨處理之后，拉伸斷口整體相對(duì)平整，粉體脫黏的現(xiàn)象明顯減少；圖9f所示的高倍組織中沒(méi)有發(fā)現(xiàn)微觀裂紋。球磨處理會(huì)打破鎂粉表面的氧化膜，提高粉體之間的結(jié)合力，但斷口中仍能觀察到個(gè)別粉體的脫黏(圖9e中箭頭所示)，并且與周圍斷口存在較大的高差，說(shuō)明脫黏的粉體與周圍組織存在較大的變形不匹配，這是導(dǎo)致鎂合金伸長(zhǎng)率下降的原因之一。另外，分布于晶界上的Mg17Al12析出相也會(huì)降低鎂合金的伸長(zhǎng)率[31]，球磨處理使得晶界上Mg17Al12析出相數(shù)量增加，這是導(dǎo)致伸長(zhǎng)率下降的另一重要因素。

圖9

圖9擠壓態(tài)AZ61鎂合金拉伸斷口的SEM像

Fig.9SEM fractographs of extruded AZ61 alloy without (a-c) and with (e, f) mechanical milling, and EDS along the line in Fig.9c (d)

3結(jié)論

(1) 球磨處理使得AZ61鎂粉由規(guī)則的球狀形貌轉(zhuǎn)變?yōu)椴灰?guī)則的顆粒狀，但尺寸更加均勻；球磨引起晶格畸變導(dǎo)致Mg的($\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}$)的衍射峰的半峰寬由0.286°增加到0.370°，但析出相的峰高比并沒(méi)有發(fā)生明顯變化；未經(jīng)球磨處理的燒結(jié)態(tài)樣品的致密性優(yōu)于球磨處理的燒結(jié)態(tài)樣品。

(2) 球磨及粉末冶金制備的AZ61鎂合金與未經(jīng)球磨處理制備的鎂合金相比，其晶粒尺寸由0.91 μm細(xì)化到0.68 μm；且球磨處理促進(jìn)了Mg17Al12的動(dòng)態(tài)析出，其體積分?jǐn)?shù)由6.6%增加到11.7%，顆粒尺寸由230 nm細(xì)化到170 nm；同時(shí)弱化了基面織構(gòu)。

(3) 經(jīng)過(guò)球磨處理之后AZ61鎂合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度分別為393.1和431.9 MPa，相較于未經(jīng)球磨處理鎂合金的強(qiáng)度分別提高了16.5%和11.4%。對(duì)細(xì)晶及Orowan強(qiáng)化機(jī)制進(jìn)行理論分析，表明細(xì)晶強(qiáng)化是AZ61超細(xì)晶鎂合金的主要強(qiáng)化機(jī)制，其貢獻(xiàn)達(dá)到90%以上，沿晶界分布的Mg17Al12會(huì)降低Orowan強(qiáng)化效果，基面織構(gòu)的弱化也會(huì)降低屈服強(qiáng)度。

(4) 球磨處理使得AZ61鎂合金的伸長(zhǎng)率由12.4%降低到8.5%。未經(jīng)球磨處理的鎂合金的斷裂機(jī)制是由于鎂粉表面的氧化引發(fā)粉體脫黏而導(dǎo)致的。經(jīng)球磨處理的鎂合金斷裂的原因在于脫黏的粉體與周圍組織存在較大的變形不匹配以及晶界上Mg17Al12析出相數(shù)量的增加。