Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的微觀組織與塑性不穩(wěn)定性研究

沙桂英， 尹淼， 韓恩厚， 許道奎， 徐永波， 于爽

(1.沈陽航空航天大學 材料科學與工程學院， 遼寧 沈陽 110136;2.中國科學院金屬研究所 材料環(huán)境腐蝕研究中心， 遼寧 沈陽 110016)

Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的微觀組織與塑性不穩(wěn)定性研究

沙桂英1， 尹淼1， 韓恩厚2， 許道奎2， 徐永波2， 于爽1

(1.沈陽航空航天大學 材料科學與工程學院， 遼寧 沈陽 110136;2.中國科學院金屬研究所 材料環(huán)境腐蝕研究中心， 遼寧 沈陽 110016)

采用常壓鑄造及熱擠壓方法制備Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn變形合金，通過光學顯微鏡、掃面電子顯微鏡、能譜 和X射線衍射分析以及拉伸實驗，研究合金的微觀組織和變形行為及其力學性能變化。研究結果表明：Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的微觀組織中形成了I-Mg3YZn6準晶相和W-Mg3Y2Zn3及Mg0.97Zn0.03第2相，從而使合金的屈服強度和抗拉強度大幅度提高；在1×10-5～1×10-2s-1應變率范圍內，該合金產生了明顯的塑性不穩(wěn)定行為，隨著應變率提高，動態(tài)應變時效機制主導的塑性不穩(wěn)定性是使合金的屈服強度和抗拉強度表現(xiàn)為負的應變率敏感性的根本原因。

金屬材料； Mg-Li-Y-Zn合金； 準晶； 應變率； 塑性不穩(wěn)定性

0 引言

作為超輕金屬結構材料，鎂鋰合金在航空航天、國防工業(yè)領域具有重要的應用前景。為了有效提高強度，鎂鋰合金的研究多集中在變形處理細化晶粒、合金化、引入增強體等方面。其中，添加Sc、Y、Nd、Ce等稀土元素的改性研究是一個重要方向[1-4]。并且，近幾年來準晶增強鎂合金的研究也重新成為熱點[5-7]，特別是形成的20面體I-Mg3YZn6準晶相能顯著改善雙相鎂鋰合金的力學性能和耐蝕性能[8-10]。另一方面，在一定條件下，鎂鋰合金中會出現(xiàn)塑性不穩(wěn)定現(xiàn)象，即Portevin-Le Chatelier(PLC)效應，此效應的宏觀表現(xiàn)是在塑性變形過程中，時域上應力- 應變曲線出現(xiàn)周期性的鋸齒屈服以及對應的空域上試件表面產生反復傳播的局域化剪切變形帶，其微觀機制主要是動態(tài)應變時效(DSA)和孿生[11-12]。顯然，DSA和孿生會引起屈服應力或流變應力的升高，可延緩變形抗力隨溫度升高而下降的速度，加之伴隨DSA和孿生產生而引起的晶體內位錯密度及組態(tài)的變化，無疑對構件的塑性成形加工和材料的室溫延伸率、抗拉強度、疲勞強度及高溫持久強度等產生重要影響。本文通過對添加Y、Zn元素的Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金微觀結構研究以及不同應變率下的拉伸實驗，分析該合金的準晶增強效果和拉伸變形行為的應變率效應及其微觀機制，旨在為拓展準晶增強鎂鋰合金的應用提供參考依據(jù)。

1 實驗方法

采用熔劑保護法在常壓電阻坩堝爐中熔煉制備實驗合金鑄錠，熔煉溫度約為750 ℃. 實驗合金的實測成分(質量分數(shù)，%)為：Li4.3、Y1.08、Zn5.83、Mg余量。鑄錠經400 ℃×7 h均勻化退火后，在300 ℃進行熱擠壓，擠壓比約為5.7∶1.

利用蔡司Axio observer Z1M全自動顯微鏡和Philip ESEM-FEG/EDXA掃描電鏡分析合金的顯微組織。腐蝕液為5 g苦味酸+10 mL乙酸+100 mL酒精，浸蝕時間約45 s. 利用Rigaku-D/Max-2000PC X射線衍射儀(XRD，CuKα)進行相分析，管電壓50 kV，電流250 mA，掃描速度為2°/min，在RG3050電子拉伸試驗機上進行拉伸實驗，試樣實驗段尺寸為28 mm×6 mm×3 mm，拉伸方向平行于擠壓方向，應變率分別為1×10-5s-1、1×10-4s-1、5×10-4s-1、1×10-3s-1、5×10-3s-1和1×10-2s-1.

2 實驗結果及分析

2.1 Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的微觀組織

圖1是Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的鑄態(tài)顯微組織照片，其中圖1(b)為圖1(a)中方框區(qū)組織的局部放大。從中可以看出，由于加入Y、Zn元素，Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金在暗色的α-Mg基上形成了許多亮色的第2相(見圖1(a))，這些第2相在晶內與晶界的分布形態(tài)截然不同，分布在晶界的第2相主要呈條狀和網狀二種形態(tài)，而分布在晶內的第2相主要呈細的、近乎相互平行的、長短不一的條狀或顆粒狀(見圖1(b))。

圖1 鑄態(tài)Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的顯微組織Fig.1 SEM micrographs of as-cast Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn alloy

結合圖2(a)所示的XRD分析可知，Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的顯微組織是由α-Mg基體與I-Mg3YZn6、W-Mg3Y2Zn3及Mg0.97Zn0.033種第2相組成。本實驗中Zn/Y質量比為5.4，根據(jù)準晶鎂合金的研究結果[7-9, 13]，控制Zn/Y質量比約為5～7，可使合金中形成穩(wěn)定的I-Mg3YZn6準晶相。而且，準晶合金中往往會同時形成W-Mg3Y2Zn3和Mg0.97Zn0.03非準晶相[7-9]。通常，I-Mg3YZn6相和W-Mg3Y2Zn3相形貌迥異。I-Mg3YZn6準晶與α-Mg形成共晶體，一般呈網狀分布在晶界或W-Mg3Y2Zn3相的末端，而W-Mg3Y2Zn3相則呈條狀分布在晶界，且晶界會隨著W-Mg3Y2Zn3的體積分數(shù)增加而粗化。因此，依據(jù)I-Mg3YZn6相和W-Mg3Y2Zn3相的特征，結合圖1(b)中方框區(qū)第2相的能譜(EDS)分析結果(見圖2(b))可以確定，呈網狀沿晶界分布的相為I-Mg3YZn6準晶相，沿晶界連續(xù)和斷續(xù)分布的條狀相為W-Mg3Y2Zn3相，而在晶內的細密的相為由Mg、Zn元素組成的Mg0.97Zn0.03相。經過熱擠壓，Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的顯微組織產生了明顯變化(見圖3)。不僅α-Mg基體產生再結晶而晶粒細化，第2相也得到顯著細化，大量的細小粒子在晶內與晶界彌散分布，同時部分破碎的第2相沿擠壓方向呈方向性分布。

圖2 Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的XRD譜及能譜圖Fig.2 XRD and EDS patterns of Mg-4.3Li- 1.08Y-5.83Zn alloy

圖3 擠壓態(tài)Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的顯微 組織(放大500倍)Fig.3 Microstructure of as-extruded Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn alloy (500×)

2.2 Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的拉伸力學行為

圖4示出了Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金在不同應變率下的拉伸曲線。顯然，在1×10-5～1×10-2s-1應變率區(qū)間內，Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的應力- 應變曲線均出現(xiàn)了十分明顯的鋸齒狀波動(見圖4(a))，即產生了PLC效應，且隨應變率提高曲線逐漸下降。圖4(b)對1×10-5s-1、1×10-3s-1和1×10-2s-13種應變率下的應力- 應變曲線在10%～12%應變范圍進行了局部放大，從清晰的鋸齒狀波動可以看出，隨著應變率提高，鋸齒之間的應變間隔變大，即低應變率下的鋸齒密集，高應變率下的鋸齒稀疏。

(1)

圖4 Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金在不同應變率下拉伸 的應力- 應變曲線Fig.4 Stress-strain curves of Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn alloy after tensile at different strain rates

2.3 Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的拉伸性能

表1列出了Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金在1×10-5～1×10-2s-1應變率區(qū)間內的拉伸性能，為了比較同時給出了未添加Y、Zn元素合金的相應數(shù)據(jù)。由表1可見，Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的屈服強度和抗拉強度均表現(xiàn)出應變率弱化效應，這與該合金的應力- 應變曲線的負應變率敏感性相對應，但其塑性對應變率不敏感。與未添加Y、Zn元素的合金(Mg-4.7Li)相比，添加Y、Zn元素后，雖然合金的塑性變化不大，但強度提高十分顯著。

表1 Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金在不同應變 率下拉伸的力學性能Tab.1 Mechanical properties of Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn alloy after tensile at different strain rates

注：括號中數(shù)據(jù)為相應條件下未添加Y、Zn元素合金的力學性能。

3 Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的強化及變形機制分析

在混合添加Y和Zn的準晶鎂合金中，I-Mg3YZn6相是20面體結構的準晶相，具有高的強度、硬度和熱穩(wěn)定性，與α-Mg基體具有良好的界面共格和界面結合力，能釘扎晶界、限制晶界滑移[7-8]，W-Mg3Y2Zn3相是具有面心立方結構的非準晶相，且W/α-Mg界面的結合力強，在不引起晶界粗化情況下，W-Mg3Y2Zn3相有很好的強化作用[14]，而Mg0.97Zn0.03相與α-Mg的晶體結構相同，并與基體保持界面共格[7]。由此可見，Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金組織中的I-Mg3YZn6準晶、W-Mg3Y2Zn3和Mg0.97Zn0.03相的綜合強化作用能顯著提高該合金熱擠壓變形過程中的變形抗力，并可作為形核核心，促進α-Mg再結晶，同時，I-Mg3YZn6、W-Mg3Y2Zn3和Mg0.97Zn0.03相破碎，從而使擠壓態(tài)合金的顯微組織顯著細化。并且，W-Mg3Y2Zn3相含量不高，α-Mg晶界未粗化。因此, I-Mg3YZn6準晶和W-Mg3Y2Zn3及大量的Mg0.97Zn0.03粒子產生的彌散強化和細晶強化是Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金屈服強度和抗拉強度顯著提高的根本原因。

由于可動位錯遇到林位錯等障礙會做短時停留，而附近的溶質原子可通過管道擴散方式向位錯處富集，進而使位錯在塑性變形過程中不能連續(xù)運動而產生DSA現(xiàn)象，這是金屬和合金產生塑性不穩(wěn)定行為的基本機制，應力- 應變曲線上出現(xiàn)鋸齒狀流變以及使流變應力的應變率敏感指數(shù)為負值是DSA現(xiàn)象的基本特征[11,15-16]。因此，隨著應變率提高，流變應力會降低，進而導致合金的強度產生應變率弱化效應。并且，沉淀相也會因對位錯的阻礙作用而加強金屬的PLC效應，但單獨的沉淀相阻礙位錯運動機制不足以產生PLC效應[17-18]。對于Mg-4.3Li-1.08Y- 5.83Zn合金而言，在1×10-5～1×10-2s-1應變率下，基于應力- 應變曲線上出現(xiàn)的明顯的鋸齒狀流變和流變應力的應變率敏感指數(shù)m<0的事實，加之Li、Zn、Y在α-Mg中較高的固溶度，分析認為拉伸變形時α-Mg基體中溶質原子(Li、Zn、Y)與可動位錯的“釘扎- 脫釘”作用引起了DSA，而I-Mg3YZn6準晶、W-Mg3Y2Zn3及Mg0.97Zn0.03沉淀粒子對DSA行為產生了積極的促進作用。沉淀相的促進作用可能有2個原因：一是這些相的生成消耗了較多的Mg元素，與未添加Zn、Y元素的合金相比，相對提高了α-Mg中Li原子的濃度；二是熱擠壓后這些相的彌散分布會因大大增加可動位錯的運動障礙而增強溶質原子向位錯處的富集。

此外，孿生也會成為鎂鋰合金產生PLC效應的重要機制[12]。為了探索孿生變形的作用，分析了1×10-4s-1和1×10-2s-1應變率下拉伸變形后Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的顯微組織(見圖5，水平方向為拉伸變形方向)。可見，無論是在低應變率下，還是在高應變率下，變形組織中孿晶都很少，表明孿生并非是該合金產生塑性不穩(wěn)定性的根本原因。

圖5 不同應變率下拉伸變形后Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn 合金的顯微組織Fig.5 Microstructures of Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn alloy after tensile deformation at different strain rates

綜上所述，DSA是Mg-4.3Li-1.08Y- 5.83Zn合金產生塑性不穩(wěn)定性的主導機制，進而導致其屈服強度和抗拉強度具有負應變率敏感性。同時，I-Mg3YZn6準晶、W-Mg3Y2Zn3及Mg0.97Zn0.03相的生成和彌散分布促進了該合金的塑性不穩(wěn)定性。

4 結論

1)混合添加Y、Zn元素后，Mg-4.3Li-1.08Y- 5.83Zn合金的α-Mg基體中產生了不同的、分布形態(tài)各異的沉淀相。其中，I-Mg3YZn6準晶呈網狀分布在晶界，Mg0.97Zn0.03相呈細的、長短不一的條狀或顆粒狀分布于晶內，而W-Mg3Y2Zn3相呈條狀連續(xù)或斷續(xù)地分布在晶界。熱擠壓后，I-Mg3YZn6準晶、W-Mg3Y2Zn3和Mg0.97Zn0.03粒子破碎、分布較為彌散，合金組織明顯細化，從而使合金沿擠壓方向的屈服強度和抗拉強度顯著提高。

2)在1×10-5～1×10-2s-1應變率區(qū)間拉伸變形時，Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金產生了明顯的以DSA為主導機制的PLC效應，并由此導致合金的屈服強度和抗拉強度表現(xiàn)為負的應變率敏感性。

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Microstructure and Plastic Instability of Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn Alloy

SHA Gui-ying1， YIN Miao1， HAN En-hou2， XU Dao-kui2， XU Yong-bo2， YU Shuang1

(1.School of Materials Science and Engineering，Shenyang Aerospace University，Shenyang 110136， Liaoning，China；
2.Environmental Corrosion Research Center, Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016， Liaoning，China)

Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn deforming alloy is prepared using conventional casting and hot extrusion processing. The microstructure, deformation behavior and mechanical properties of the alloy are investigated by optical microscope, scanning electron microscope, energy density spectrum and X-ray diffraction analyses, and tensile tests. The results show that the quasi-crystalline phase I-Mg3YZn6, and the secondary phase W-Mg3Y2Zn3and Mg0.97Zn0.03are generated in the microstructure of Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn alloy, thus enhancing the yield strength and ultimate tensile strength significantly. The tensile tests at different strain rates show that the plastic instability occurs in the strain rate range from 1×10-5s-1to 1×10-2s-1and the yield and ultimate strengths of the alloy exhibit negative strain rate sensitivity with the increase in strain rate. A reasonable mechanism for this is attributed to the dynamic strain aging (DSA) occurring during tensile deformation.

metallic material; Mg-Li-Y-Zn alloy; quasi-crystal; strain rate; plastic instability

2016-05-05

國家自然科學基金項目(51271183、51301172)；遼寧省自然科學基金項目(2013024007)

沙桂英(1963—)，女，教授，碩士生導師。E-mail:guiysha@sina.com

TG146.22

A

1000-1093(2017)03-0534-06

10.3969/j.issn.1000-1093.2017.03.016