沙桂英, 孫曉光, 劉 騰,3, 朱宇宏, 馮曉剛

(1.沈陽航空航天大學材料科學與工程學院,沈陽 110136;2.哈爾濱工業(yè)大學 材料科學與工程學院,哈爾濱 150001;3.美國韋恩州立大學機械工程系,密歇根州底特律 48202)

在航空、航天、汽車及其它軍事和民用工業(yè)領域,構件經(jīng)常會遇到?jīng)_擊、高速碰撞、爆炸等動態(tài)加載情況,構件的失效與材料在高應變率下的力學響應密切相關。如：在高應變率下,由于變形過程往往會產(chǎn)生絕熱效應,從而導致材料產(chǎn)生熱軟化,這種熱軟化會引起材料產(chǎn)生絕熱剪切失穩(wěn)而導致構件失效。目前國內外對鋼、鈦及鈦合金、鋁合金、鎂合金以及復合材料等在高應變率下的變形行為均有報道[1～8]。E.El-Magd等人[9]對 AA7075,AZ80, Ti6Al4V等輕質變形合金在不同溫度、不同應變率下的拉伸、壓縮變形與斷裂行為進行了較為深入的研究,探討了應變、應變率、溫度對變形和斷裂應力的綜合作用,結果表明：室溫下,在不同的確定的應變、應變率下三種合金都產(chǎn)生了變形局部化。胡昌明[10]等對高溫、高應變率下 MB2鎂合金的動態(tài)力學性能及變形機理的研究表明,在沖擊載荷下,MB2合金的變形表現(xiàn)在一定滑移方向的帶狀陣列的晶粒長大現(xiàn)象,其變形機理主要是一定滑移系上晶粒的長大、滑移,斷裂破壞是由于一定滑移系上晶粒的長大變形至一定的臨界值所致。Wu X L等人[11]在沖擊載荷作用下AZ31鎂合金變形行為研究中發(fā)現(xiàn)合金產(chǎn)生了變形局部化現(xiàn)象。由此可見,鎂合金在高應變下的變形機制比較復雜,需要加強深入的研究。另外,對鎂合金添加稀土進行合金化一直是新型鎂合金開發(fā)研究的熱點之一,但對其高應變率力學行為的研究則很少[12]。因此,研究稀土鎂合金在高應變率下的變形行為與機制對其工程應用具有重要的意義。本研究以Mg-3Li和Mg-3Li-1Sc合金為對象,研究了添加少量稀土Sc對Mg-3Li合金在高應變率下變形行為的影響,并探討了其影響機制。

1 實驗材料與方法

本實驗所用兩種合金的名義成分分別為 Mg-3Li和Mg-3Li-1Sc,采用真空感應爐熔煉、澆鑄。利用分離式Hopkinson壓桿進行高應變率沖擊壓縮實驗,應變率在 103s-1量級,試樣尺寸為 φ7 mm×8 mm。采用Matlab及Origin軟件對沖擊實驗數(shù)據(jù)進行處理,獲取試樣在不同應變率下的動態(tài)應力-應變曲線。利用Olympus GX71光學顯微鏡觀察、分析合金顯微組織的變化。

2 結果與討論

2.1 不同合金的顯微組織

Mg-3Li和Mg-3Li-1Sc合金的顯微組織如圖1所示。

圖1 Mg-3Li和Mg-3Li-1Sc合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of the Mg-3Li and Mg-3Li-1Sc alloys (a)Mg-3Li;(b)Mg-3Li-1Sc

可見,Mg-3Li合金由單一的α相組成,晶粒較粗大、尺寸不均勻、形狀也不很規(guī)則,統(tǒng)計顯示其平均晶粒度約為220μm(圖1a)。加入少量Sc后,組織出現(xiàn)較明顯的變化,晶粒尺寸減小、均勻性改善,平均晶粒度約為160μm,且晶界較平直(圖1b)。此外,Mg-3Li-1Sc合金組織中存在大量細小的顆粒狀第二相,該相可基本確定為MgSc相[13]。

2.2 不同合金高應變率下的動態(tài)應力-應變行為

圖2示出了Mg-3Li和Mg-3Li-1Sc合金在不同應變率下沖擊后的應力-應變曲線。

由圖2可見,Mg-3Li和Mg-3Li-1Sc合金動態(tài)應力-應變行為的應變率效應在實驗應變率范圍內表現(xiàn)出相同的規(guī)律。即：在 1350～3000s-1應變率范圍內,流動應力隨著應變率的提高不斷升高,應力-應變行為表現(xiàn)出較明顯的應變率強化效應;而當應變率繼續(xù)升高至 3500s-1時,兩種合金的流動應力均下降,合金的應力-應變行為表現(xiàn)出應變率弱化效應。而且,在 1350～3500s-1應變率范圍內,兩種合金的應力-應變行為均表現(xiàn)出顯著的應變強化效應。

圖2 不同合金在高應變率下的動態(tài)應力-應變曲線Fig.2 Dynamic stress-strain curves of the tested alloys athigh strain rates (a)Mg-3Li;(b)Mg-3Li-1Sc

圖3 不同合金的動態(tài)屈服強度-應變率關系Fig.3 Dynamic yield strength of the Mg-3Liand Mg-3Li-1Sc alloys as function of strain rate

由圖3所示的Mg-3Li和Mg-3Li-1Sc合金的動態(tài)屈服強度-應變率變化曲線可知,在相同應變率下,Mg-3Li-1Sc合金的動態(tài)屈服強度均明顯高于Mg-3Li合金。尤以3000s-1應變率時最為突出,Mg-3Li合金的屈服應力僅為122MPa,而Mg-3Li-1Sc的屈服應力則達到了180MPa,提高約48%。這說明少量Sc的加入能明顯提高Mg-3Li合金在高應變率條件下的變形抗力。但隨著應變率的繼續(xù)提高,二種合金的動態(tài)屈服應力均下降。從實驗過程中試樣的宏觀表現(xiàn)來看,Mg-3Li合金在3500s-1應變率下沖擊后試樣表面已出現(xiàn)了裂紋;而Mg-3Li-1Sc合金在整個實驗應變率范圍內試樣均無宏觀裂紋產(chǎn)生,顯示出了較好的沖擊變形能力。因此,少量Sc的加入使Mg-3Li合金沖擊抗力明顯提高的同時仍保持良好的沖擊變形能力。

2.3 不同合金高應變率沖擊后的顯微組織

圖4示出了兩種合金在不同應變率下沖擊后的顯微組織變化。

圖4 兩種合金經(jīng)不同應變率沖擊變形后的顯微組織Fig.4 Microstructure of the tested alloys impacted at different strain rates (a)Mg-3Li,3000s-1; (b)Mg-3Li,3500s-1;(c)Mg-3Li-1Sc,3000s-1;(d)Mg-3Li-1Sc,3500s-1

通常,具有密排六方結構的多晶鎂合金的塑性變形方式是以滑移和孿生為主,滑移主要為{0001}基面滑移和柱面滑移,而孿生最先發(fā)生在錐面[14]。在高應變率沖擊條件下,由于加載時間極短,試樣的變形過程在瞬間即告完成。雖然基面滑移較易進行,但因變形速度快,所以在沖擊變形過程中很容易產(chǎn)生孿晶。從圖 4a,b可見,當應變率在 3000s-1時, Mg-3Li合金的沖擊變形組織內晶粒產(chǎn)生明顯變形,且晶內出現(xiàn)部分孿晶,局部區(qū)域沿與沖擊應力呈45o方向產(chǎn)生了較明顯的裂紋;當應變率達3500s-1時,合金晶體內裂紋進一步發(fā)展。而由圖 4c,d可知,在3000s-1應變率下沖擊后,Mg-3Li-1Sc合金組織中的晶粒變形更加明顯,晶內孿晶也增多,局部區(qū)域只產(chǎn)生了不連續(xù)的、細的微裂紋,直到 3500s-1應變率時才出現(xiàn)了明顯的裂紋,且裂紋的特征與 Mg-3Li合金有所區(qū)別,有些裂紋的擴展路徑偏離了與沖擊應力呈 45o的方向,顯示出該合金抵抗裂紋擴展的能力有所提高。

另外,在Mg-3Li合金加入少量的Sc起到了細化晶粒、均勻化組織的作用,這也是Mg-3Li-1Sc合金在高應變率變形過程中動態(tài)屈服強度提高而提高沖擊變形抗力的一個重要原因。與此同時,Sc在Mg-3Li-1Sc合金中形成了具有立方結構的MgSc相,該相彌散分布在基體中,可起到較好的第二相強化和協(xié)調變形作用。當擴展的裂紋遇到第二相時,可改變裂紋的擴展方向而在一定程度上緩解應力集中,從而提高該合金的變形能力、減輕其脆化傾向。

綜上所述,在 1350～3000s-1應變率范圍內,因加工硬化隨應變率的提高不斷增強,Mg-3Li合金和Mg-3Li-1Sc合金的動態(tài)應力-應變行為均表現(xiàn)出了較明顯的應變率強化效應;而當應變率繼續(xù)升高至3500s-1時,兩種合金由于組織內產(chǎn)生的裂紋損傷導致合金的動態(tài)應力-應變行為表現(xiàn)出了應變率弱化效應。而且,在 1350～3500s-1應變率范圍內,由于少量Sc的加入,使Mg-3Li-1Sc合金組織細化及形成細小彌散的MgSc相,由此產(chǎn)生的強化使Mg-3Li-1Sc合金表現(xiàn)出了更高的沖擊變形抗力。

3 結論

(1)在1350～3000s-1應變率范圍內,Mg-3Li合金和Mg-3Li-1Sc合金的動態(tài)應力-應變行為均表現(xiàn)出了較明顯的應變率強化效應;而當應變率繼續(xù)升高至 3500s-1時,兩種合金的動態(tài)應力-應變行為又表現(xiàn)出了應變率弱化效應。合金組織內產(chǎn)生的裂紋損傷是合金動態(tài)應力-應變行為應變率弱化效應的主要原因。

(2)在 1350～3500s-1應變率范圍內,Mg-3Li-1Sc合金的沖擊變形抗力顯著高于Mg-3Li合金。主要是由于少量Sc的加入,使Mg-3Li-1Sc合金的組織細化和形成了細小彌散的MgSc相的綜合強化所致。

[1]DUAN C Z,WANG M,DOU T.Microscopic Examination of Primary Shear Zone in High Speed Machining of Hardened High Strength Steel[J].Manufacturing Science and Engineering,2010,97～101：1887-1890.

[2]YANG H J,XU Y B,VITALIY S,et al.Analysis and Characterization of Microstructural Evolution in the Adiabatic Shear Bands in Fe-Cr-Ni Alloys by EBSD[J].Journalof Materials Research,2009,24：2617-2626.

[3]MEYERSM A,XU Y B,XUE Q,et al.Microstructural Evolution in Adiabatic Shear Localization in Stainless Steel [J].Acta Materialia,2003,51(5)：1321-1322.

[4]LIQ,XU Y B.Dynamic Mechanical Behavior of Pure Titanium[J].Journal of Mater Processing Technology,2005, 156：1889-1892.

[5]XU Y B,BAIY L,MEYERSM A.Deformation,Phase Transformation and Recrystallization Induced during High-Strain Rate Loading in Shear Bands of Ti-6Al-4V Alloy [J].Mater Sci Tech,2006,22：737-7461.

[6]XU Y B,ZHONGW L,CHEN Y J,et al.Shear Localization and Recrystallization in Dynam ic Deformation of 8090 Al-Lialloy[J].Materials Science＆Engineering(A), 2001,299：287-295.

[7]毛萍莉,劉正,王長義,等.高應變率下AZ31B鎂合金的壓縮變形組織[J].中國有色金屬學報,2009,19(5)：816-819.

[8]XU Y B,BAIY L.Evolution of Thermoplastic Shear Localization and Related Microstructures in Al/SiCp Composites under Dynamic Compression[J].JMater Sci Tech, 2002,19：504-508.

[9]El-Magd E,ABOURIDOUANEM.Characterization,Modelling and Simulation of Deformation and Fracture Behaviour of the Light-WeightW rought Alloys under H igh Strain Rate Loading[J].International Journal of Im pact Engineering,2006,32：741-758.

[10]胡昌明,李英雷,胡時勝,等.高溫-高應變率下 MB 2合金的動態(tài)力學性能及變形機理[J].兵器材料科學與工程,2009,32(5)：8-11.

[11]WU X L,TAN CW.Deformation Localization of AZ31 Magnesium Alloy under High Strain Rate Loading[J]. Rare MetMater Eng,2008,37(6)：1111-1113.

[12]沙桂英,劉翠云,劉騰,等.添加Y對Mg-3.5%Li合金沖擊變形行為的影響,材料工程,2010,326(7)：64 -67.

[13]孫曉光,沙桂英,劉騰,等.添加微量Sc對Mg-3%Li合金組織與性能的影響[J].金屬熱處理,2010,35(3)：29-32.

[14]陳振華.變形鎂合金[M].北京：化學工業(yè)出版社, 2005：331-334.