AZ31B鎂合金動態沖擊變形機制研究

2015-11-19 08:41:32耿長建武保林佟文偉韓振宇

航空發動機 2015年3期

關鍵詞：變形

耿長建，武保林，劉芳，佟文偉，韓振宇

（1.中航工業沈陽發動機設計研究所，沈陽110015；2.沈陽航空航天大學材料科學與工程學院，沈陽110136）

0 引言

鎂合金具有密度低、比強度和比剛度高、鑄造性能較好、電磁屏蔽能力較強以及易于再生利用等一系列優點，被譽為“21世紀最具發展潛力和前途的材料”。其結構件在汽車、飛機、計算機、通訊等領域的應用日益廣泛[1-3]。AZ31B變形鎂合金具有良好的延展率和較高的強度，是目前應用最廣泛的擠壓變形鎂合金，在不同的加載方向下呈現各向異性。文獻[4-5]認為不同的孿生變形機制是鎂合金呈現各向異性的主要原因。通常認為，在平行于晶粒的c-軸有拉應變時產生{10-12}拉伸孿生，而在平行于晶粒的c-軸有壓應變時產生{10-11}壓縮孿生[6-10]。另外，位錯滑移也是變形鎂合金的重要變形機制。何種變形機制起主導作用與晶粒取向、應變速率等因素具有密切關系。

在鎂合金構件的實際應用中，經常承受沖擊與循環等動態載荷的作用，因此研究變形鎂合金的動態力學行為與組織結構之間關系，對其結構件的安全設計及合理使用具有重要指導意義。本文利用Hopkinson壓桿，研究了大氣壓為0.2和0.5MPa下AZ31B鎂合金擠壓棒材的徑向與軸向動態沖擊力學行為，并討論了相關機制。

1 試驗材料和方法

試驗采用的AZ31B鎂合金屬于Mg-Al-Zn系合金，是目前工業界使用較廣泛的1種變形鎂合金。其中加入的Al元素可與Mg形成固溶體，提高了合金的力學性能；同時Al元素還可提高合金的耐腐蝕性，減小凝固時的收縮，改善合金的鍛造性能，增強鑄件強度。Zn是另1種有效的合金化元素，在鎂合金內以固溶體存在，對合金性能的影響與Al相似，但當Zn的質量分數高于2%時會出現熱裂現象，因而應嚴格控制其含量。加入Mn元素可提高鎂合金的韌性并改善其耐腐蝕性能。合金中的鐵、銅、鎳等雜質元素會降低合金的耐腐蝕性能，應嚴格控制其含量。AZ31B的名義成分見表1。

表1 AZ31B鎂合金名義化學成分

電子背散射衍射樣品的電解拋光液為10%HClO4+90%乙醇，電壓為30~40V，電流為1~2mA，電解拋光的溫度為243K。使用液氮作為制冷劑。試驗設備為：JEOL，JSM-7001F和JEOL，JSM-6500F掃描電子顯微鏡。

分別沿原始退火擠壓棒材的擠壓方向（軸向）和垂直擠壓方向（徑向）切取棒材，加工成直徑為8mm，高10mm的快速沖擊樣品。

沖擊試驗采用分離式霍普金森壓桿（Split HopkinsonPressureBar，SHPB）裝置，如圖1所示。

圖1 Hopkinson壓桿沖擊試驗系統

SHPB是目前應用最為廣泛的測試高應變率下力學特征的試驗裝置[11-13]；可以用來測試材料在應變率為102~104s-1內的應力-應變曲線，其主要特點是可實現材料的高應變率變形，同時保持材料內部的動態應力平衡或者材料內軸向應力梯度接近于零。

2 試驗結果

2.1 沖擊變形前金相組織及織構

原始擠壓AZ31B鎂合金退火后顯微組織如圖2所示。從圖中可見樣品晶粒為等軸組織，尺寸不很均勻，平均尺寸為15μm。

圖2 原始擠壓AZ31B鎂合金退火后顯微組織

原始擠壓AZ31B鎂合金退火后織構如圖3所示。從退火后棒材擠壓ED反極圖（圖3（a））中可見，織構主要由較強的<10-10>絲織構組分和較弱的<11-20>絲織構組分構成，2種組分的{0002}晶面都平行于ED。沿徑向切取拉伸樣品，其軸向反極圖可以根據退火后擠壓棒材的反極圖推斷，如圖3（b）所示。其軸向分別沿<0001>-<11-20>和<0001>-<10-10>晶體學取向三角形的2個邊均勻分布，強度級別對應圖3（a）。

圖3 原始擠壓AZ31B鎂合金退火后織構反極

2.2 快速沖擊曲線

分別沿擠壓退火后棒材的徑向與軸向切取動態沖擊樣品，沖擊真應力-真應變曲線如圖4所示。在大氣壓為0.2、0.5MPa下，徑向沖擊樣品的沖擊應變速率分別為840、1080s-1；軸向樣品的沖擊應變速率分別為815、1231s-1。從圖中可見，屈服強度、總應變量、斷裂強度均隨著應變速率的增加而增加；在同一沖擊氣壓下，軸向樣品屈服強度、總應變量、斷裂強度均高于徑向樣品對應的值。

2.3 變形后組織

氣壓載荷為0.2、0.5MPa沖擊后徑向和軸向樣品的變形組織如圖5所示。從圖中可見，徑向樣品和軸向樣品孿生的數量均隨著氣壓載荷的增加而增加；在同一氣壓載荷下，軸向樣品中孿生的數量比徑向樣品中的多。

圖4 沖擊氣壓載荷為0.2MPa和0.5MPa時應力-應變曲線

圖5 氣壓載荷為0.2、0.5MPa時徑向和軸向樣品變形組織

動態沖擊后變形組織的EBSD取向成像及取向差分布如圖6所示。從圖中可見，樣品中孿生的數量隨著應變速率的增加而增加，且大部分為{10-12}拉伸孿生。與圖5金相圖中的結果一致。

圖6 快速沖擊后變形組織的取向成像及其相應的取向差分布

3 分析討論

3.1 快速沖擊應變速率敏感性

材料應變速率對流變應力值的影響通常可以用修正后的Cowper-Symonds公式來描述

式中：σ0、σy、σu分別為靜態應力、屈服強度和最大應力值；為應變速率；C 和P 為材料應變速率敏感性常數；k 為描述材料應變速率敏感性的應變硬化參數。

根據式（1），若流變應力值隨著應變速率的增加而減小，則P 應該為負值。

同樣，材料的應變速率敏感性參數k 或β 也可以用下式[13-15]描述

式中的壓應力σ2和σ1可以通過計算得到，先根據沖擊試驗求出平均應變速率2、1，在2種應變速率下相同的應變處計算對應的流變應力值即為σ2和σ1。

為了獲取2種樣品應變速率敏感性的定量信息，依據文獻[16]的計算方法，對2種樣品快速沖擊應變為0.02處計算各自的應變速率敏感性因子值，結果見表2。表明2種樣品隨著沖擊載荷（或應變速率）的增加，其流變應力值和總應變量均增加，合金均表現出正的應變速率敏感性，徑向沖擊樣品的應變速率敏感性值大于軸向沖擊樣品的，其原因與樣品的織構有關。一般而言，位錯變形過程表現為正的應變速率敏感性，而孿生表現為負的應變速率敏感性，由于徑向沖擊樣品的織構特征，位錯滑移起主要作用，因此其應變速率敏感性大于軸向沖擊樣品的。

表2 應變為0.02時2種樣品應變速率敏感性因子β值

3.2 孿生及Schmid因子變形機制

通常當晶粒的c-軸與壓縮方向平行時，與壓縮孿晶相比較，由于具有更小的臨界剪切應力值（CRSS）因此錐面滑移更易啟動。此時，無法激活基面滑移、柱面滑移以及{10-12}拉伸孿晶，主要原因是這些變形模式的施密特因子值都很小，甚至為負值。但對于那些c-軸方向偏離ND 方向的晶粒而言，上述的基面滑移、柱面滑移以及拉伸孿晶可能被激活，因為基面滑移所需的臨界剪切應力值是鎂合金變形模式中最小的。位錯滑移依靠原子擴散來進行，相比孿晶的切變過程，其速度遠遠低于孿晶的生成速度。一般來說，隨著應變速率的增加，通過滑移產生的位錯越來越多堆積在晶界上，不僅促使晶粒內部的應力分布不均勻，還可引起晶界附近的集中應力增大，局部集中應力達到產生孿生的臨界值時，就會在變形晶粒內部或相鄰晶粒內部產生孿晶。因此，隨著應變速率的增加（本次試驗中的應變速率為815~1231 s-1），鎂合金材料會更多地以孿生的方式變形，導致鎂合金的屈服強度和斷裂強度隨應變速率的增加而急劇增加。

由于{10-12}拉伸孿生的CRSS遠低于柱面滑移和錐面滑移及{10-11}壓縮孿生的CRSS，隨著應變量的增加，拉伸孿生在滑移屈服前被激發，由于拉伸孿生的CRSS高于基面滑移的，在徑向樣品中拉伸孿生在滑移屈服后被激活。當應變速率足夠大時，位錯滑移來不及進行，遠遠滯后于樣品的宏觀變形，造成大量的拉伸孿生開動。

鎂合金的孿生變形機制取決于形變晶粒取向與加載作用力方向間的關系，即Schmid因子[17]。研究[18]發現，{10-11}壓縮孿生變體中接近一半都具有較低的Schmid因子（0.15~0.30），5%的壓縮孿生變體具有非常低的Schmid因子，初次孿生變體不完全以Schmid因子的大小順序來決定[17，19]。但統計發現，發生孿生的變體的Schmid因子普遍高于其它變體的。為了討論孿生變形機制，本文計算了拉伸孿生和壓縮孿生的Schmid因子在取向空間中的分布。在此，選擇在較大取向范圍內具有高Schmid因子的（-1012）[10-11]和（0-111）[0-11-2]2個變體來討論孿晶變形機制的情況。2種變體的Schmid因子分布如圖8所示。從圖中可見，Schmid因子與加載作用力的方向有密切關系，在較低的tanθ/2范圍（θ 為反極角），（-1012）[10-11]拉伸孿生具有較高的Schmid因子；在較高的tanθ/2范圍，（0-111）[0-11-2]壓縮孿生具有較高的Schmid因子。由此可推斷，在高tanθ/2范圍內有利于拉伸孿生開動；在低tanθ/2/2范圍內，有利于壓縮孿生開動；而在中間范圍，2種孿生模式都可能開動。因此，如果只考慮Schmid因子的影響，上述2種孿生可同時被激活。但Schmid因子并不是惟一決定因素，還應考慮2種孿生模式具有不同的CRSS。{10-12}拉伸孿生的CRSS較低，而{10-11}壓縮孿生的CRSS卻非常高[20]，因此，在相同的Schmid因子條件下，拉伸孿生只需較低剪切應力就能被激活，拉伸孿生在較大晶粒取向范圍內都可開動，而壓縮孿生只限于極小晶粒取向范圍內開動。這就解釋了為什么在較高應變速率下有大量拉伸孿生產生而只有少量壓縮孿生產生。需要強調的是，材料發生形變時，因初次孿生模式和孿生變體的選擇（Primarytwinningandits variantselection）機制所考慮的問題不同，在考慮初次孿生模式選擇問題時，不僅要考慮變形晶粒的取向或Schmid因子，也應考慮2種孿生的CRSS差異。