李旭東,毛萍莉,劉晏宇,劉正,王志,王峰

沈陽工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 沈陽 110870

摘要

關(guān)鍵詞：鎂合金;各向異性;高應(yīng)變速率;變形機(jī)制

作為最輕的工程結(jié)構(gòu)材料,鎂合金具有較高的比強(qiáng)度和比剛度,較好的電磁屏蔽和阻尼性能等諸多優(yōu)點(diǎn)[1,2,3],在航空、航天、汽車以及電子產(chǎn)品等領(lǐng)域獲得了廣泛的應(yīng)用。但是,由于鎂合金的強(qiáng)度相對較低,限制了其在受力結(jié)構(gòu)件上的應(yīng)用。Mg-Zn-Y系稀土鎂合金由于其比較豐富的強(qiáng)化相信息以及較高的性能,成為目前稀土鎂合金的研究熱點(diǎn)[4,5,6,7,8]。但是絕大多數(shù)有關(guān)Mg-Zn-Y系鎂合金變形行為的研究大多涉及準(zhǔn)靜態(tài)載荷條件,而對于Mg-Zn-Y系鎂合金在高速沖擊條件下的變形行為以及變形組織的研究相對較少。材料高速變形行為的研究可以為將材料應(yīng)用到承受高速沖擊載荷作用的應(yīng)用場合提供理論依據(jù)。本課題組前期[9]采用分離式Hopkinson壓桿在應(yīng)變速率為496~2120 s-1時(shí)對擠壓態(tài)AZ31鎂合金進(jìn)行了高速沖擊壓縮實(shí)驗(yàn),并采用金相顯微鏡觀察壓縮后鎂合金的組織演變規(guī)律。結(jié)果表明,AZ31鎂合金的應(yīng)力對應(yīng)變速率不敏感,但其微觀組織變化對應(yīng)變速率非常敏感。AZ31鎂合金在高應(yīng)變速率下的變形機(jī)制除了孿晶之外,柱面滑移和錐面滑移也在一定程度上協(xié)調(diào)變形。Watanabe等[10]研究發(fā)現(xiàn),在高應(yīng)變速率下(約為103s-1)具有絲織構(gòu)(<1010>)的擠壓態(tài)AZ31鎂合金在所測試的各個(gè)溫度下(室溫~673 K)均具有明顯的各向異性,其表現(xiàn)為：(1) 橫向試樣的屈服強(qiáng)度對溫度的依賴關(guān)系遠(yuǎn)大于縱向試樣的屈服強(qiáng)度對溫度的依賴關(guān)系;(2) 橫向屈服應(yīng)力小于縱向屈服應(yīng)力;(3) 縱向試樣的流變曲線是上凹的,而橫向試樣的流變曲線是上凸的。通過對壓縮試樣的外形分析、變形后的組織觀察及孿晶/滑移啟動的臨界分切應(yīng)力的計(jì)算,他們認(rèn)為雖然初始織構(gòu)不同,但是橫向和縱向試樣的變形機(jī)制在所測試的各個(gè)溫度下均是相同的,即為基面滑移和/或{10$\overline{1}$2}拉伸孿晶。Agnew等[11]研究發(fā)現(xiàn),具有強(qiáng)烈的{0002}基面織構(gòu)的AZ31鎂合金板材沿其法向進(jìn)行壓縮時(shí),由于大多數(shù)晶粒的取向使得拉伸孿晶處于不利啟動位置,非基面滑移和{10$\overline{1}$1}壓縮孿晶為主要的變形機(jī)制。而當(dāng)AZ31鎂合金板材沿軋制方向拉伸時(shí),作者認(rèn)為非基面滑移為其主要的變形機(jī)制。Nave等[12]對熱軋態(tài)純Mg板分別沿軋制方向和法向進(jìn)行面壓縮,結(jié)果發(fā)現(xiàn)由于軋制方向試樣中大量的{10$\overline{1}$2}拉伸孿晶的啟動,使熱軋純Mg板表現(xiàn)出明顯的各向異性。沿軋制方向壓縮時(shí),絕大多數(shù)晶粒的c軸由變形前的垂直于軋制方向轉(zhuǎn)動到平行于軋制方向。而沿法向進(jìn)行面壓縮時(shí),由于{10$\overline{1}$1}-{10$\overline{1}$2}雙孿晶導(dǎo)致c軸平行于軋板法向(ND)方向的織構(gòu)被加強(qiáng)。Yang等[13]分析了在應(yīng)變速率為1200 s-1時(shí)軋制態(tài)AZ31鎂合金分別沿軋制方向、法向和45°方向的室溫變形行為,結(jié)果發(fā)現(xiàn),軋制態(tài)AZ31鎂合金在高速壓縮過程中表現(xiàn)出較強(qiáng)的各向異性：法向試樣的流變應(yīng)力最大,軋制方向試樣的流變應(yīng)力最小,45°方向試樣的流變應(yīng)力則介于兩者之間。對于法向和45°方向試樣,其變形機(jī)制為基面滑移和非基面滑移;而對于軋制方向試樣,其變形機(jī)制主要為孿生。

雖然關(guān)于鎂合金高速變形行為及變形機(jī)制的研究越來越多,但目前的研究主要集中在易形成強(qiáng)烈基面織構(gòu)的AZ31變形鎂合金上,對于其它鎂合金系的高速變形行為了解的仍不夠充分,對于Mg-Zn-Y系稀土鎂合金的研究則更少。本工作的目的是理解Mg-Zn-Y系稀土鎂合金在沖擊載荷下的各向異性及其變形機(jī)制,以期為稀土鎂合金在耐沖擊場合使用時(shí)提供設(shè)計(jì)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)所用材料為擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y (質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)鎂合金,其擠壓工藝如下：擠壓溫度450 ℃,擠壓比為42.25,擠壓之后進(jìn)行空冷。

采用線切割的方法在Mg-3Zn-1Y鎂合金擠壓棒上切割壓縮試樣。切割時(shí),分別沿?cái)D壓方向(extrusion direction,ED)、擠壓徑向(extrusion radial direction,ERD)進(jìn)行線切割取樣,試樣切割方案如圖1所示。樣品尺寸為直徑8 mm、高5 mm。從擠壓方向和擠壓徑向切割的試樣分別記為ED和ERD樣品。

圖1試樣切割方案示意圖

Fig.1Schematic of sample cutting arrangement (ED—extrusion direction, ERD—extrusion radial direction)

采用分離式Hopkinson壓桿進(jìn)行高應(yīng)變速率壓縮實(shí)驗(yàn)。高速壓縮應(yīng)變速率分別為1000、1500和2200 s-1。為了與準(zhǔn)靜態(tài)條件下Mg-3Zn-1Y鎂合金的壓縮行為進(jìn)行比較,本工作同時(shí)進(jìn)行了1×10-3s-1速率下的準(zhǔn)靜態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)。準(zhǔn)靜態(tài)壓縮時(shí)壓至試樣斷裂,高速壓縮時(shí)應(yīng)變速率為2200 s-1時(shí)試樣發(fā)生了斷裂。將壓縮后的試樣沿軸線切開,經(jīng)過研磨、拋光和腐蝕后在MR-2000金相顯微鏡(OM)下觀察組織變化,并用S-3400N型掃描電鏡(SEM)進(jìn)行斷口掃描分析。采用D/max ⅢA型X射線衍射儀(XRD)對ED和ERD試樣進(jìn)行XRD實(shí)驗(yàn),分析Mg-3Zn-1Y鎂合金棒材在擠壓變形過程中形成的織構(gòu)。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 Mg-3Zn-1Y鎂合金擠壓態(tài)組織

Mg-3Zn-1Y鎂合金的擠壓態(tài)組織如圖2所示。由圖2可知,擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金為典型的再結(jié)晶組織,晶粒大小不均,平均晶粒尺寸約為22 μm。從圖中還可看出在少量的晶粒中有孿晶存在。

圖2擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金組織的OM像

Fig.2OM images of microstructures in as-extruded Mg-3Zn-1Y magnesium alloy for samples ED (a) and ERD (b)

2.2 應(yīng)變速率及加載方向?qū)g-3Zn-1Y鎂合金力學(xué)行為的影響

擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金在應(yīng)變速率分別為1000、1500和2200 s-1和準(zhǔn)靜態(tài)條件下(1×10-3s-1)沿ED方向的動態(tài)壓縮真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線如圖3a所示。從圖中可以看出,沿ED方向壓縮時(shí),曲線上沒有出現(xiàn)明顯的屈服平臺,表現(xiàn)出連續(xù)屈服的變形特征。從圖中還可以看出,隨應(yīng)變速率的增加,最大流變應(yīng)力不斷增大,表現(xiàn)出正應(yīng)變速率強(qiáng)化效應(yīng),而正應(yīng)變速率強(qiáng)化效應(yīng)可使鎂合金在高速變形過程中吸收更多的能量。當(dāng)應(yīng)變速率達(dá)到2200 s-1時(shí),試樣發(fā)生斷裂,斷裂強(qiáng)度為578 MPa,比準(zhǔn)靜態(tài)壓縮(1×10-3s-1)時(shí)的斷裂強(qiáng)度(296 MPa)高282 MPa,斷裂應(yīng)變?yōu)?7%。Mg-3Zn-1Y鎂合金沿ED方向動態(tài)壓縮時(shí),曲線呈上凹形狀。這種曲線形狀為典型的由于$\begin{array}{c}\left\{10\stackrel{\text{?}}{1}2\right\}\end{array}$拉伸孿晶的啟動引起應(yīng)變硬化率的改變所致[14]。

圖3擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金高速沖擊壓縮時(shí)的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

Fig.3Compression true stress-true strain curves of as-extruded Mg-3Zn-1Y magnesium alloy at high strain rates under loading directions of ED (a) and ERD (b)

圖3b所示為擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金沿ERD方向在應(yīng)變速率分別為1000、1500、2200 s-1和準(zhǔn)靜態(tài)條件下(1×10-3s-1)的動態(tài)壓縮真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。從圖中可以看出,沿ERD方向壓縮時(shí),曲線同樣表現(xiàn)出連續(xù)屈服的變形特征和正應(yīng)變速率強(qiáng)化效應(yīng)。當(dāng)應(yīng)變速率達(dá)到2200 s-1時(shí),試樣發(fā)生斷裂,斷裂強(qiáng)度為486 MPa,斷裂應(yīng)變?yōu)?8%。沿ERD方向壓縮時(shí),真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線為傳統(tǒng)的上凸形狀。ED方向和ERD方向真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線形狀的不同,表明其變形機(jī)理的不同。

2.3 高應(yīng)變速率下Mg-3Zn-1Y鎂合金的各向異性

擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金在沒不同方向加載時(shí)的屈服強(qiáng)度與應(yīng)變速率的關(guān)系如圖4所示。從圖中可以看出,ED和ERD方向的屈服強(qiáng)度均隨著應(yīng)變速率的增加而增加,表明擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金具有應(yīng)變速率強(qiáng)化效應(yīng)。從圖中還可看出,在所有測試應(yīng)變速率下ED試樣的屈服強(qiáng)度均高于ERD試樣的屈服強(qiáng)度。

圖4擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金在ED和ERD加載方向下的屈服強(qiáng)度與應(yīng)變速率的關(guān)系

Fig.4Relationships between yield strength and strain rate of as-extruded Mg-3Zn-1Y magnesium alloy under loading directions of ED and ERD

圖5為在準(zhǔn)靜態(tài)及應(yīng)變速率為1500 s-1條件下ED和ERD方向的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。從圖中可以看出,在應(yīng)變?yōu)?.03~0.04時(shí),沿ED方向壓縮時(shí)應(yīng)變硬化率的增加導(dǎo)致曲線呈S型,這種現(xiàn)象通常是由于大量的{10$\begin{array}{c}\stackrel{\text{?}}{1}\end{array}$2}孿晶的啟動所致[14]。相比于沿ED方向壓縮的S型真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線,沿ERD方向壓縮的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線為傳統(tǒng)的上凸形狀。

圖5擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金在ED和ERD加載方向下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

Fig.5True stress-true strain curves of as-extruded Mg-3Zn-1Y magnesium alloy under different loading directions at low and high strain rates

圖6為擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金在應(yīng)變速率為1500 s-1時(shí)分別沿ED和ERD方向壓縮時(shí)的應(yīng)變硬化速率(dσ/dε,其中,σ為真應(yīng)力,ε為真應(yīng)變)與應(yīng)變的關(guān)系曲線。從圖中可以看出,沿ED和ERD方向壓縮時(shí)的應(yīng)變硬化率變化趨勢不同。ERD方向的應(yīng)變硬化率隨應(yīng)變的增加逐漸降低,而ED方向的應(yīng)變硬化率曲線在應(yīng)變量為0.04左右出現(xiàn)了應(yīng)變硬化率增加的現(xiàn)象,說明在此刻的變形機(jī)制發(fā)生了變化。

圖6擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金在ED和ERD加載方向下的應(yīng)變硬化率-真應(yīng)變曲線

Fig.6Hardening rate-true strain curves of as-extruded Mg-3Zn-1Y magnesium alloy under loading directions of ED and ERD (σ—true stress,ε—true strain)

材料在高應(yīng)變速率下進(jìn)行沖擊變形時(shí),材料的沖擊吸收功(E)為：

$\begin{array}{c}?=\text{msubsup}\mathit{\sigma d\epsilon }\end{array}$(1)

式中,ε1、ε2為動態(tài)真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線中的2個(gè)拐點(diǎn),其中ε1為試樣發(fā)生塑性變形時(shí)的應(yīng)變,ε2為最大應(yīng)變量(試樣未斷裂)或發(fā)生試樣斷裂時(shí)的臨界點(diǎn)對應(yīng)的應(yīng)變。根據(jù)式(1),對擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金在應(yīng)變速率為1000、1500、2200 s-1條件下分別沿ED和ERD方向壓縮后的沖擊吸收功進(jìn)行了計(jì)算,計(jì)算結(jié)果如圖7所示。由圖可見,在不同應(yīng)變速率下,ED試樣的沖擊吸收功分別為24.08、61.20和91.35 MJ/m3,分別大于ERD試樣的15.84、49.17和80.80 MJ/m3。E可以用來表征材料的動態(tài)力學(xué)性能的優(yōu)劣。相比于ERD試樣,ED試樣具有更好的動態(tài)力學(xué)性能。因?yàn)閿D壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金的應(yīng)變速率強(qiáng)化作用,使得在不同加載方向下隨著應(yīng)變速率的增加試樣的動態(tài)力學(xué)性能有明顯的升高趨勢。

圖7擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金在ED和ERD加載方向下的沖擊吸收功-應(yīng)變速率關(guān)系

Fig.7Relationships between impact absorbing work (E) and strain rates of as-extruded Mg-3Zn-1Y magnesium alloy under loading directions of ED and ERD

2.4 高應(yīng)變速率下微觀組織演變規(guī)律

圖8所示為擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金沿ED方向在不同應(yīng)變速率下的壓縮變形組織。從圖中可以看出,沿ED方向壓縮變形后組織中形成了許多孿晶(圖8a中箭頭所示),且孿晶的數(shù)量隨應(yīng)變速率的增加而減小。為了更直觀地比較孿晶的數(shù)量,利用image J軟件測量出孿晶面積占圖像總面積的百分比,即孿晶的體積分?jǐn)?shù)。從圖8a可以看出,當(dāng)應(yīng)變速率為1000 s-1時(shí),變形組織形成的孿晶比較“粗”,且孿晶在絕大多數(shù)晶粒中基本保持平行,在少數(shù)晶粒中存在著孿晶相交截的現(xiàn)象,孿晶體積分?jǐn)?shù)達(dá)到61%。當(dāng)應(yīng)變速率增加到1500和2200 s-1時(shí),組織中雖然也形成了孿晶,但是數(shù)量要比應(yīng)變速率為1000 s-1時(shí)少很多(圖8b和c),孿晶體積分?jǐn)?shù)分別為26%和24%。

圖8擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金在不同應(yīng)變速率下沿ED方向壓縮后的變形組織的OM像

Fig.8OM images of deformation microstructures in as-extruded Mg-3Zn-1Y alloy along ED loading direction at strain rates of 1000 s-1(a), 1500 s-1(b) and 2200 s-1(c)

圖9為擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金在不同應(yīng)變速率下沿ERD方向壓縮后的變形組織。從圖中可以看出,與沿ED方向壓縮的變形組織類似,沿ERD方向壓縮后的變形組織中也形成了許多孿晶(圖9a中箭頭所示),且隨著壓縮應(yīng)變速率的增加孿晶數(shù)量逐漸減少。當(dāng)應(yīng)變速率為1000 s-1時(shí),組織中形成了大量的孿晶,且孿晶比較“細(xì)”,相比于ED方向試樣在應(yīng)變速率為1000 s-1下的孿晶體積分?jǐn)?shù)減少了30%,僅為31%。在絕大數(shù)晶粒中孿晶在同一晶粒內(nèi)也基本上是平行的,在少數(shù)晶粒中存在著明顯的孿晶相交截的現(xiàn)象(圖9a)。當(dāng)應(yīng)變速率增加到1500和2200 s-1時(shí),組織中的孿晶體積分?jǐn)?shù)逐漸減少,分別為16%和13% (圖9b和c)。

圖9擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金在不同應(yīng)變速率下沿ERD方向壓縮后的變形組織的OM像

Fig.9OM images of deformation microstructures in Mg-3Zn-1Y alloy along ERD loading direction at strain rates of 1000 s-1(a), 1500 s-1(b) and 2200 s-1(c)

3 分析與討論

在高速沖擊載荷下,不同加載方向上的擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金變形行為及變形組織的各向異性與其織構(gòu)及變形機(jī)制密切相關(guān)。

對于Mg晶體,其塑性變形方式主要有2種,即滑移和孿生。塑性變形過程中以何種方式進(jìn)行,常取決于外力與晶體的相對取向。由于Mg晶體的hcp結(jié)構(gòu)特點(diǎn),變形時(shí)通常有3種滑移系,即基面滑移系{0002}<11$\overline{2}$0>,柱面滑移系{10$\overline{1}$0}<11$\begin{array}{c}\stackrel{\text{?}}{2}\end{array}$0>和一次錐面滑移系{10$\overline{1}$1}<11$\begin{array}{c}\stackrel{\text{?}}{2}\end{array}$0>及二次錐面滑移系{10$\overline{1}$1}<11$\overline{2}$3>或{11$\overline{2}$2}<11$\overline{2}$3>。由于柱面滑移和錐面滑移在室溫下的臨界剪切應(yīng)力(critical resolved shear stress,CRSS)遠(yuǎn)大于基面滑移系,因此,對于鎂合金,室溫下最易啟動的滑移系為基面滑移。在基面滑移處于硬取向時(shí),或在溫度升高、晶粒細(xì)化的條件下,柱面滑移會被激活。錐面滑移系由于其Burgers矢量較大(c+a),晶面間距較小,啟動時(shí)需要克服較大的阻力,因此,在變形中不易被激活,但當(dāng)溫度升高到一定值時(shí),錐面滑移可以被激活[15]。除滑移外,Mg晶體的變形方式還有孿生。孿生方式主要有2種,{10$\overline{1}$2}孿晶和{10$\overline{1}$1}孿晶。其中{10$\overline{1}$2}孿晶在c軸受拉或垂直于c軸方向受壓時(shí)產(chǎn)生,稱為“拉伸孿晶”(圖8a)。{10$\overline{1}$1}孿晶在c軸受壓或垂直于c軸受拉時(shí)產(chǎn)生,稱為“壓縮孿晶”(圖9a)。{10$\begin{array}{c}\stackrel{\text{?}}{1}\end{array}$1}壓縮孿生所需臨界剪切應(yīng)力值為76~153 MPa,而{10$\overline{1}$2}拉伸孿生為2~3 MPa。因此,在室溫下基面滑移和拉伸孿生是鎂合金中最易激活的變形方式[16]。

鎂合金在熱擠壓過程中,基面無序排列的晶粒將逐漸轉(zhuǎn)動到基面平行于擠壓方向,因此擠壓后的鎂合金中形成很強(qiáng)的基面織構(gòu)[17]。圖10a和b分別為ED和ERD方向試樣的XRD譜。從XRD譜的分析結(jié)果可以看出,大部分晶粒的基面平行于擠壓方向,說明在擠壓過程中產(chǎn)生了強(qiáng)烈的{0001}基面織構(gòu)。

圖10擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金的XRD譜

Fig.10XRD spectra of as-extruded Mg-3Zn-1Y alloy for samples ED (a) and ERD (b)

由于擠壓過程中形成的強(qiáng)烈的基面織構(gòu),因此在分析時(shí)假設(shè)所有晶粒的基面均平行于擠壓方向,本工作以一個(gè)晶粒為代表分析其高速沖擊壓縮過程的晶粒轉(zhuǎn)動情況。高速沖擊壓縮過程中晶粒c軸與加載方向的相對關(guān)系及在變形時(shí)晶粒的轉(zhuǎn)動情況可用示意圖(圖11)來表示。圖11a和b為ED方向高速沖擊壓縮前和壓縮后的晶粒c軸與加載方向的相對位置。由圖11a可知,具有基面織構(gòu)的試樣在ED方向壓縮變形時(shí)使c軸處于張應(yīng)力狀態(tài),此時(shí)基面滑移處于硬取向狀態(tài),因此在此狀態(tài)下基面滑移不能啟動,而拉伸孿晶系{10$\begin{array}{c}\stackrel{\text{?}}{1}\end{array}$2}<10$\begin{array}{c}\stackrel{\text{?}}{1}\end{array}$0>處于有利的開動位置[18],此時(shí)的壓縮變形主要以拉伸孿生的方式進(jìn)行。

圖11擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金高速沖擊壓縮加載方向與晶粒c軸的相對關(guān)系示意圖

Fig.11Schematics of the relative relationship between the loading direction of as-extruded Mg-3Zn-1Y magnesium alloy and thec-axis of grain before (a, c) and after (b, d) compression along ED (a, b) and ERD (c, d) loading direction

由圖8a可以看出,沿ED方向壓縮時(shí),當(dāng)應(yīng)變速率為1000 s-1時(shí),合金的應(yīng)變量只有0.08,幾乎所有的晶粒中都形成了孿晶,說明孿晶的形成速率非常快,且形成的孿晶為拉伸孿晶,即為圖8a所示晶粒內(nèi)大量平行的孿晶。當(dāng)組織中拉伸孿晶達(dá)到飽和時(shí),就會在拉伸孿晶的基礎(chǔ)上產(chǎn)生壓縮孿晶或二次拉伸孿晶,也就是圖中的相互交截的孿晶[19,20]。

由圖8b和c可以看出,隨著應(yīng)變速率的增加孿晶的數(shù)量逐漸減少,當(dāng)應(yīng)變速率為1500 s-1時(shí)孿晶體積分?jǐn)?shù)降低到26%,當(dāng)應(yīng)變速率達(dá)到2200 s-1時(shí)孿晶的體積分?jǐn)?shù)降為24%。根據(jù)不同應(yīng)變速率下的組織演變規(guī)律可知,在應(yīng)變速率較高時(shí),變形方式已經(jīng)從以孿生為主轉(zhuǎn)變?yōu)橐曰茷橹鳌Ｑ谽D方向壓縮前,試樣具有基面平行于擠壓方向的織構(gòu),在試樣被壓縮后,由于拉伸孿晶的作用,使其基面織構(gòu)轉(zhuǎn)動86°[21](圖11b),基面滑移繼續(xù)處于硬取向。因此,在整個(gè)壓縮過程中基面滑移均不易啟動,而錐面滑移在200 ℃時(shí)還沒有開動的跡象[22],在較高應(yīng)變率下的變形方式只能是柱面滑移。同時(shí)由于變形初期形成的孿晶界對于位錯滑移是一種阻礙,位錯與孿晶的交互作用表現(xiàn)在宏觀應(yīng)力-應(yīng)變曲線上為加工硬化率的增加。沿?cái)D壓方向壓縮時(shí),微觀變形機(jī)制由拉伸孿生為主變?yōu)橹婊茷橹?應(yīng)力-應(yīng)變曲線出現(xiàn)拐點(diǎn),同時(shí)隨著應(yīng)變的增加,加工硬化率逐漸降低。

圖11c和d為ERD方向高速沖擊壓縮前和壓縮后的晶粒c軸與加載方向的相對位置。由圖11c可知,具有基面織構(gòu)的試樣在ERD方向壓縮變形時(shí)使c軸與受力方向平行,c軸處于壓應(yīng)力狀態(tài),所以拉伸孿晶不能啟動;同時(shí)基面滑移系的滑移面與其受力方向成90°,此時(shí)基面滑移處于硬取向狀態(tài),因此在此狀態(tài)下基面滑移不能啟動。若在此條件下完成塑性變形,需要啟動壓縮孿晶和非基面滑移。當(dāng)應(yīng)變率為1000 s-1時(shí),由于壓縮孿晶比拉伸孿晶啟動應(yīng)力大,圖9a中的壓縮孿晶體積分?jǐn)?shù)相比圖8a中拉伸孿晶的少,此時(shí)孿晶體積分?jǐn)?shù)為31%,孿晶在同一晶粒中基本上是平行的,僅有少數(shù)孿晶出現(xiàn)相交截的現(xiàn)象,因?yàn)樵谝淮螇嚎s孿晶內(nèi)再次發(fā)生拉伸孿晶,即雙孿晶{10$\overline{1}$1}-{10$\overline{1}$2}[23]。當(dāng)應(yīng)變速率增大到1500 s-1時(shí),由于變形的增大,應(yīng)力不斷增加,使得有利于形成孿晶的晶粒被消耗,孿晶體積分?jǐn)?shù)顯著減少。當(dāng)應(yīng)變速率增大到2200 s-1時(shí),孿晶的體積分?jǐn)?shù)繼續(xù)減少。

鎂合金受到壓縮時(shí),隨著應(yīng)變速率增加,孿晶的傾向性增加[24]。因?yàn)樵诟咚僮冃蜗?有些不利于發(fā)生孿生的孿晶能夠發(fā)生孿生變形,所以在圖9a~c中均出現(xiàn)孿晶,而孿晶先增加后減少,是因?yàn)樵谳^低應(yīng)變速率下,壓縮孿生{10$\overline{1}$1}使材料發(fā)生連續(xù)變形,隨著變形量的增大,少量的壓縮孿晶不能滿足塑性變形的需要,導(dǎo)致壓縮孿晶增多,并產(chǎn)生二次拉伸孿晶{10$\overline{1}$1}-{10$\overline{1}$2}。隨著應(yīng)力繼續(xù)增加,有利于產(chǎn)生孿晶的晶粒被消耗,壓縮孿生遠(yuǎn)不能滿足吸收碰撞動能的要求,導(dǎo)致新的滑移方式產(chǎn)生。

由于在變形過程中形成壓縮孿晶{10$\overline{1}$1}和雙孿晶{10$\overline{1}$1}-{10$\overline{1}$2}使晶粒分別轉(zhuǎn)動56°和38°[21,25](如圖11d),使基面轉(zhuǎn)動到有利于滑移的取向。由于在壓縮過程中形成很多的壓縮孿晶和雙孿晶,因此啟動基面滑移[26]。但是基面滑移僅能協(xié)調(diào)基面方向的變形,而c軸方向應(yīng)變的協(xié)調(diào)除了壓縮孿晶外,還可能是二次錐面滑移(<c+a>滑移)。因此,當(dāng)應(yīng)變速率較高時(shí),Mg-3Zn-1Y鎂合金的變形還存在二次錐面滑移。

{10$\overline{1}$2}拉伸孿晶比較“粗”(圖8a),而{10$\overline{1}$1}壓縮孿晶比較“細(xì)”(圖9a)是由于拉伸孿晶的切變量比較小(0.131),因此單位體積的晶粒發(fā)生拉伸孿晶時(shí)的切變量相對較小,在給定的應(yīng)變下需要較大的晶粒體積來形成拉伸孿晶。相反,{10$\overline{1}$1}壓縮孿晶的切變量較大(0.64),單位體積的晶粒發(fā)生{10$\overline{1}$1}孿生時(shí)會產(chǎn)生較大的切變。因此在給定的應(yīng)變下只需較小體積的晶粒來形成拉伸孿晶[27]。

4 動態(tài)壓縮斷口分析

圖12所示為Mg-3Zn-1Y鎂合金沿ED和ERD方向動態(tài)壓縮時(shí)的斷口形貌。當(dāng)應(yīng)變速率達(dá)到2200 s-1時(shí)均發(fā)生剪切斷裂。其斷裂的端口比較光滑,SEM觀察表明,斷口起伏較為平緩,斷口周圍出現(xiàn)河流花樣,局部變形區(qū)出現(xiàn)韌性斷裂的特征。可見,稀土鎂合金的動態(tài)壓縮斷口呈韌脆混合斷裂的特征。同時(shí)也表明加載方向?qū)Ω邞?yīng)變速率下Mg-3Zn-1Y鎂合金的斷裂方式不敏感。

圖12不同加載方向下擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金的壓縮斷口形貌

Fig.12Morphologies of compression fracture surfaces for as-extruded Mg-3Zn-1Y magnesium alloy along loading directions of ED (a) and ERD (b) at 2200 s-1

5 結(jié)論

(1) 擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金沿ED和ERD方向的動態(tài)壓縮真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線沒有明顯的屈服平臺,最大應(yīng)力都隨應(yīng)變速率增大而升高,表現(xiàn)出正應(yīng)變速率強(qiáng)化效應(yīng)。

(2) 擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金沿ED和ERD方向高應(yīng)變速率壓縮時(shí)表現(xiàn)出比較明顯的各向異性。沿ED方向壓縮的試樣由于其應(yīng)變硬化率在應(yīng)變?yōu)?.04左右時(shí)出現(xiàn)增加,導(dǎo)致應(yīng)變硬化率-真應(yīng)變曲線呈S型,沿ERD方向壓縮的試樣應(yīng)變硬化率降低。不同應(yīng)變速率下ED試樣的沖擊吸收功明顯大于ERD試樣,表明在高應(yīng)變速率下ED試樣的動態(tài)力學(xué)性能要優(yōu)于ERD試樣。

(3) 擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金宏觀上的各向異性是由于不同的微觀變形機(jī)制引起的。沿ED方向壓縮時(shí),當(dāng)應(yīng)變速率較低時(shí)變形主要以拉伸孿晶的方式進(jìn)行,當(dāng)應(yīng)變速率增加時(shí)柱面滑移參與變形,當(dāng)應(yīng)變速率達(dá)到一定值時(shí)變形會以柱面滑移為主。沿ERD方向壓縮時(shí),隨著應(yīng)變速率增加,變形由壓縮孿生為主變?yōu)榛婊坪投五F面滑移協(xié)同變形。

(4) 擠壓態(tài)Mg-3Zn-1Y鎂合金在高應(yīng)變速率下的斷裂機(jī)制為解理斷裂并伴隨局部的韌性斷裂。加載方向?qū)嗔褭C(jī)制不敏感。

來源--金屬學(xué)報(bào)