溫度和加載方向對擠壓態AZ31鎂合金動態壓縮行為及顯微組織的影響

盧立偉，趙 俊，劉龍飛，王亞平，陳志鋼

（湖南科技大學機電工程學院，湘潭411201）

0 引 言

鎂合金具有密度小、比強度和比剛度高、減震降噪能力強、易于機加工以及可完全回收利用等一系列優點，廣泛應用于航空、航天和汽車等領域，被譽為“21世紀的綠色工程材料”［1-3］。大多數鎂合金為密排六方晶體結構，對稱性低，室溫滑移系少，塑性變形能力比體心和面心立方金屬低得多。如何提高鎂合金的塑性變形能力以及分析其塑性變形機制已成為目前研究關注的熱點［4-7］。此外，由于鎂合金所處的工作環境越來越惡劣，尤其是高溫、高壓工況對其性能提出了新的挑戰。鎂合金可分為鑄造鎂合金和變形鎂合金，其中變形鎂合金更具發展潛力。擠壓為變形鎂合金中的主要成形方式之一，而擠壓鎂合金的組織中常常存在長條晶粒以及組織極其不均勻等缺陷。以往人們對鎂合金力學性能的研究多集中在高溫低應變速率［8-9］、室溫低應變速率［10］以及室溫高應變速率［11-12］下，而對其在高溫高應變速率下力學行為和變形機理的研究相對較少［13］，特別是對存在混晶組織的擠壓鎂合金在壓縮作用下的顯微組織演變以及協調變形能力方面有待研究。

因此，作者以具有混晶組織和典型基面織構的AZ31擠壓鎂合金為研究對象，利用分離式Hopkinson壓桿系統研究了溫度和加載方向對其在高溫下動態壓縮行為和組織演變的影響，并分析了鎂合金的壓縮變形機制，為加快它的廣泛應用提供理論基礎和指導。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料選用直徑為10mm的AZ31鎂合金擠壓棒材，擠壓溫度為400℃，擠壓比為4.5。試樣基面與擠壓方向（ED）平行，ID為加載方向，利用線切割從擠壓AZ31鎂合金棒材上分別沿平行于ED和垂直于ED截取φ5mm×5mm的圓柱體試樣，如圖1所示。

圖1 壓縮試樣的截取示意Fig.1 Schematic illustration of as-cut samples for dynamic compression deformation

采用電阻絲將試樣分別加熱至150，200，250，300℃，保溫10min后在分離式Hopkinson壓桿系統上進行壓縮試驗，壓力控制在0.2MPa，應變速率保持在103s-1左右。試驗前，在試樣表面和壓頭上涂抹凡士林，以減小試樣和壓頭間的摩擦。

利用Hopkinson系統的配套設施導出不同試樣壓縮后的真應力-應變曲線，并將壓縮前后的試樣沿ED切開，經研磨、拋光、腐蝕后在DMS756型光學顯微鏡下觀察截面的組織變化，腐蝕溶液為5g苦味酸＋5g醋酸＋10mL蒸餾水＋100mL乙醇，腐蝕時間為5s。

2 試驗結果與討論

2.1 動態壓縮行為

由于加載壓力較小，兩種試樣均出現了微弱的鐓粗現象，但均無斷裂或微裂紋出現。對于加載方向平行于ED的試樣，可將其動態壓縮真應力-真應變曲線分為4個階段：①初始硬化階段、②硬化趨緩階段、③硬化加劇階段和④載荷卸載階段，如圖2所示。平行于ED壓縮時，流變應力較高，由于初期變形量未達到發生動態再結晶所需的臨界應變，致使AZ31鎂合金出現較強的應變硬化現象；隨后由于發生動態再結晶軟化導致硬化現象減緩，發現明顯的屈服現象；繼而隨著真應變再增大，硬化現象加??；最后由于載荷卸載使得真應力快速下降。此外，溫度越高，越容易開啟更多的滑移系，進而誘發動態再結晶，致使真應力下降試驗結束的，屈服強度降低，真應變增大，300℃時的達到17.2%。

對于加載方向垂直于ED的試樣，其真應力-應變曲線為上凸形，沒有明顯的屈服現象［14］，其總體變化趨勢為應變硬化效應占主導地位，動態再結晶的軟化效果不明顯，當應力達到峰值后進入載荷卸載階段。壓縮溫度高于200℃時，溫度對其真應力-真應變曲線無明顯影響，這主要是由于在高溫以及應變速率為103s-1的條件下，存在溫度剪切模量的補償，流變應力出現不受熱激活擴散中的變形速度所控制［15］。

圖2 不同加載方向試樣在不同溫度下的動態壓縮真應力-真應變曲線Fig.2 Dynamic compressive true stress-true strain curves of different samples with different loading directions at different temperatures：（a）parallel to ED and（b）perpendicular to ED

2.2 顯微組織演變

由圖3（a）可見，擠壓態AZ31鎂合金平行于ED的截面組織中存在部分沿擠壓方向被拉長的晶粒，晶界多為平直狀，少部分呈彎曲的鋸齒狀，此外還混有大量粗大的晶粒和細小的再結晶晶粒，其晶粒尺寸分別約為75μm和6μm，且細小的再結晶晶粒主要分布在粗大晶粒和長條晶粒的晶界處。由圖3（b）可見，垂直于ED的截面組織中僅存在細小的再結晶晶粒和粗大的晶粒。由于AZ31擠壓態鎂合金內部組織存在各向異性，在壓縮變形時，各種晶粒協調變形機制存在差異，從而導致不同方向的組織演變和動態應力-應變曲線不一致。

圖3 擠壓態AZ31鎂合金不同方向的顯微組織Fig.3 Microstructure of extruded AZ31 magnesium alloy at different directions：（a）parallel to ED plane and（b）perpendicular to ED plane

當溫度為150℃時，在壓縮方向平行于ED的試樣中，壓縮后長條晶粒和粗大晶粒內部出現大量細小、狹長的孿晶組織，如圖4（a）所示，這些孿晶被鑒定為｛101-1｝、｛101-3｝以及其二次孿生等［15］，這主要是因為壓縮方向與擠壓態鎂合金大部分晶粒的c軸垂直，整個試樣的基面會向壓縮方向傾轉至基面垂直于壓縮方向，在轉動過程中，原始晶粒尺寸存在較大差異，各晶粒轉動存在不協調性，致使長條晶粒和粗大晶粒晶界處積聚了較大應力，從而誘發壓縮孿晶及其二次孿晶形成。此外，原始的細小再結晶晶粒無明顯變化，這說明細晶組織多依靠滑移或晶粒轉動來協調變形。當溫度為200℃時，與150℃的組織對比可發現，其局部發生了明顯的動態再結晶細化區，在長條晶粒內部混有狹長的壓縮孿晶和凸透鏡狀拉伸孿晶，如圖4（b）所示；當溫度升至250℃時，大部分粗大晶粒組織消失，主要被動態再結晶晶粒所取代，孿晶主要集中在長條晶粒內部和極個別的粗大晶粒中，仔細觀察可發現，動態再結晶形核位置主要集中在粗大晶粒和長條晶粒的晶界處、孿晶和孿晶之間的交叉處，如圖4（c）所示；當溫度高達300℃時，擠壓AZ31鎂合金內部的混晶組織全部被細小的再結晶晶粒替代，平均晶粒尺寸約為10μm，無孿晶出現，如圖4（d）所示，這說明變形機制以滑移為主。

由圖5可見，當溫度為150℃時，加載方向垂直于ED的試樣壓縮后內部存在原始的粗大晶粒和長條晶粒、狹長的壓縮孿晶、凸透鏡狀拉伸孿晶以及少量動態再結晶晶粒，而且動態再結晶形核點主要集中在長條晶粒和粗大晶粒的晶界處；當溫度為200℃時，已出現明顯的動態再結晶現象，且依然存在長條晶粒和粗大晶粒，但它們已被動態再結晶晶粒分割得不明顯了，孿晶數量明顯減少，如圖5（b）所示；當溫度升至250℃時，僅有少量孿晶存在，但孿晶界發生了擴展遷移，晶粒組織中含有粗大晶粒，整體分布依然不均勻，如圖5（c）所示；當溫度高達300℃時，內部組織全部演變為細小的動態再結晶晶粒，平均晶粒尺寸約為7μm，如圖5（d）所示，這再次驗證了塑性變形機制隨溫度升高由孿生逐漸轉變為滑移，相比而言，加載方向垂直于ED的試樣轉變得更為明顯。

2.3 討 論

通過上述分析溫度和加載方向對具有混晶組織的擠壓態AZ31鎂合金動態壓縮真應力-真應變曲線和組織的影響可知，不同的變形條件對塑性變形機制具有重要影響。鎂合金屬于低對稱性結構金屬，其塑性變形方式主要有兩種：滑移和孿生。塑性變形機制以滑移還是孿生的方式進行，主要取決于開啟滑移或孿生所需要的臨界切應力（Fc）以及外力與晶體的取向［16］。在常溫下變形時主要有3種滑移系：基面滑移系｛0002｝〈112-0〉、柱面滑移系｛101-0｝〈112-0〉和錐面滑移系｛101-1｝〈112-0〉以及

｛101-1｝〈112-3〉或｛1122｝〈112-3〉。不同變形機制的啟動高度依賴于溫度的變化，一般來講，Fc-基面＜Fc-孿生＜Fc-柱面＜Fc-錐面。在室溫和低應變速率的條件下，塑性變形機制主要是基面滑移和孿生，基面滑移和孿生的臨界切應力不隨溫度的變化而變化，然而當溫度升高后，Fc-柱面和Fc-錐面減小，所以在高溫條件下，非基面滑移被激活成為主要的變形機制，位錯能輕而易舉地越過障礙滑動，當溫度升至200℃以上時，已出現大面積的動態再結晶現象，溫度越高，動態回復或動態再結晶就越容易發生［17］。除滑移外，孿生也是鎂晶體的變形機制［18］，主要有兩種：拉伸孿晶｛101-2｝和壓縮孿晶｛101-1｝。拉伸孿晶只有在平行于c軸方向存在拉力時才能啟動；壓縮孿晶只有在平行于c軸方向存在壓力時才啟動，壓縮孿晶的開啟應力相對于拉伸孿晶而言要大得多，不同的初始取向產生的孿晶類型也將大大不同。由于擠壓AZ31鎂合金具有強烈的初始基面織構（即基面平行于ED）。在低溫下平行于ED壓縮時，基面滑移處于硬取向而不能啟動，試樣的受力方向與基面平行，c軸間接地受到拉應力。拉伸孿晶的切變量較小（為0.131），所以在初始變形階段拉伸孿晶容易產生，一般來說，在變形量達到0.08左右時，晶粒幾乎全部被孿晶所消耗［19］，拉伸孿晶為主要的變形機制，拉伸孿晶對變形貢獻不大，但可以使c軸轉動86°使其平行于ED［15］，使其非基面滑移處于有利的取向參與變形；又由于其變形初期產生的孿晶界對滑移來說是一種阻礙，滑移和孿晶的交互作用表現為真應力-應變曲線上的應變硬化率不同，當變形機制從孿生向滑移轉變時，真應力-應變曲線上表現為屈服現象。垂直于ED壓縮時，c軸受壓應力作用，基面和柱面滑移都處于硬取向而不能開啟，而錐面〈c＋a〉滑移處于軟取向，壓縮孿晶也處于有利取向，但由于壓縮孿晶的啟動應力較高，所以沿c軸壓縮時啟動的滑移系先是錐面滑移系，而后再誘發壓縮孿晶，在隨后的變形中，由于其屈服應力較高，一些有利取向的晶粒可啟動非基面滑移，壓縮孿晶和非基面滑移為主要的變形機制［20］。隨著溫度升高至再結晶溫度以上時，加載方向對變形機制的影響不明顯，溫度的熱軟化使非基面滑移系的臨界切應力減小而被激活，成為主要的變形機制。此外，在變形過程中，晶界以及孿晶界為高儲能區域，是動態再結晶有利的形核點，易誘發動態再結晶，進而細化內部混晶組織。

圖4 加載方向平行于ED的試樣在不同溫度壓縮后的顯微組織Fig.4 Microstructure of different samples with loading direction parallel to extrusion direction after compression at different temperatures

圖5 加載方向垂直于ED的試樣在不同溫度壓縮后的顯微組織Fig.5 Microstructure of different samples with loading direction perpendicular to extrusion direction after compression at different temperatures

3 結 論

（1）平行于ED壓縮時，擠壓態AZ31鎂合金的真應力-真應變曲線可化分為初始硬化、硬化趨緩、硬化加劇和載荷卸載四個階段，并且隨著溫度升高，真應力下降，屈服強度降低，真應變增大；垂直于ED壓縮時無明顯的屈服現象，動態再結晶軟化效果不明顯，當溫度高于200℃時，溫度對AZ31鎂合金的真應力-應變曲線無明顯影響。

（2）隨著溫度升高，擠壓態AZ31鎂合金內的長條晶粒和粗大晶粒的晶界以及孿晶界為動態再結晶提供有效的形核點，致使原始混晶組織逐漸被細小的動態再結晶晶粒所代替；在300℃壓縮時，平行于ED和垂直于ED壓縮的試樣的平均晶粒尺寸分別約為10μm和7μm。

（3）加載方向和溫度對擠壓態AZ31鎂合金的塑性變形機制具有較大影響；晶粒組織在變形中c軸傾向于壓縮軸向轉動，混晶組織的轉動不一致，致使長條晶粒和粗大晶粒的晶界處易激發動態再結晶形核或誘發孿晶及其二次孿晶等；在壓縮變形過程中，動態再結晶伴有孿晶形核和位錯形核機制；塑性變形機制隨溫度升高由孿生逐漸轉變為滑移，這種轉變在垂直于ED壓縮時表現得更為明顯。

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