劉龍飛，姜炳春，趙 俊，盧立偉

（湖南科技大學，先進礦山裝備教育部工程研究中心，湘潭411201）

0 引 言

鎂合金作為密度最小的金屬結構材料，與鋁、鋼等傳統(tǒng)結構材料相比，具有比強度和比剛度高，阻尼、抗震性能好，電子屏蔽能力強，易加工，可回收，利用率高等一系列優(yōu)點，在航天航空、電子通訊和汽車制造等領域顯示出了廣闊的應用前景［1-3］，成為減重節(jié)能和保護環(huán)境的首選材料，被譽為21世紀的“綠色材料”［4-5］。由于鎂為密排六方結構，獨立滑移系少，室溫下的塑性低，成型性能差，這成為了鎂合金材料大規(guī)模應用的最大瓶頸之一［5-7］。鎂合金的塑性變形與其原始組織、應力狀態(tài)、變形量、變形速率等密切相關，其塑性變形機制一直是廣大材料科學工作者重點研究的問題之一［7-11］。現(xiàn)有研究主要集中于低變形速率下鎂合金的力學性能、晶粒細化和強化機制等方面［12-20］，對高應變速率下變形組織和塑性變形機制的研究報道不多，且存在爭議。如，毛萍莉［21］、劉長海［22］等在高應變速率下未發(fā)現(xiàn)AZ31B和AZ31鎂合金存在變形局部化行為，而吳秀玲等［23］則在應變速率為2 940s-1時觀察到了AZ31鎂合金的變形局部化行為。通常，強度高和導熱性差的材料在高應變速率下容易產(chǎn)生絕熱剪切局部化行為［24］，而鎂合金的導熱性較好，因此在高應變速率下能否發(fā)生變形局部化，其發(fā)生變形局部化的條件、組織以及變形機制等尚需進一步研究。為此，作者利用Hopkinson壓桿試驗機和變形控制技術，并結合顯微組織觀察對AZ31鎂合金在沖擊載荷下的塑性變形行為和組織演變進行了研究。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為擠壓態(tài)AZ31鎂合金棒材，其尺寸為φ30mm×500mm，其主要化學成分（質量分數(shù)）為2.9%Al，0.9%Zn，96%Mg，余0.2%。將該鎂合金棒材在400℃下固溶處理8h，之后水淬，加熱速率為6℃·min-1，保溫時間為1h。固溶處理后鎂合金的顯微組織如圖1所示，晶粒呈等軸狀且分布均勻，晶粒的平均尺寸為（10±3）μm。沿棒材擠壓方向（ND）截取φ5mm×5mm的圓柱試樣，試樣兩端用細砂紙打磨以去除表面上明顯的劃痕和缺陷，使端面盡可能光滑。采用分離式Hopkinson壓桿試驗機（原理如圖2所示）沿試樣ND方向在室溫下進行沖擊試驗，應變速率為1 524～2 024s-1，試驗時在試樣外加變形限位環(huán)（由4Cr13合金鋼加工而成），限位環(huán)的內徑為7mm，外徑為16mm，高為4～4.8mm。每種變形量下的試樣不低于5個，試驗結果取平均值。通過改變限位環(huán)高度來控制試樣的變形量，且在試樣兩端面涂抹凡士林以減摩擦。將沖擊后的試樣沿ND方向切開制備金相試樣，腐蝕溶液為5g苦味酸＋90mL酒精＋10mL水，采用5XB-PC型光學顯微鏡觀察顯微組織。

圖1 固溶處理后AZ31鎂合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of AZ31 magnesium alloy after solid solution treatment

圖2 Hopkinson壓桿試驗原理Fig.2 Test schematic diagram of Hopkinson pressure bar

2 試驗結果與討論

2.1 應力-應變曲線與顯微組織

由圖3可見，AZ31鎂合金的屈服強度約為50MPa，屈服后的應力隨著應變的增加而增大，具有明顯的應變強化效應，但是應變速率效應不明顯，這與文獻［21］的報道一致。在1 524，1 800，1 810，2 024s-14種應變速率下變形時，當應變分別達到0.08，0.10，0.12，0.13時，應力急劇增大。這是因為此時合金的變形使得入射桿撞擊到了限位環(huán)，從而使試樣的塑性變形結構在不同階段被“凍結”而保留下來。

圖3 不同應變速率下AZ31鎂合金的沖擊應力-應變曲線Fig.3 Impact stress-strain curves of AZ31 magnesium alloy at different strain rates

由圖4可見，當應變?yōu)?.08時，絕大部分晶粒中有滑移線（箭頭1）和孿晶（箭頭2），在同一個晶粒中滑移線呈平行狀態(tài)，部分晶粒中還有幾組不同方向的滑移線；當應變?yōu)?.10時，大部分晶粒中滑移線和孿晶的數(shù)量減少，出現(xiàn)了晶粒細化現(xiàn)象；當應變?yōu)?.12時，有變形局部化剪切帶形成，剪切帶內的晶粒細化，存在少量孿晶；當應變?yōu)?.13時，剪切帶內形成了裂紋，進而使試樣發(fā)生沿剪切帶的斷裂。這種現(xiàn)象在四種應變速率下類似。

2.2 變形機制

晶體滑移必須要有一定的臨界切應力，常溫下鎂合金基面滑移的臨界切應力為0.5～0.7MPa，且臨界切應力隨溫度的升高變化不大，而鎂合金柱面滑移和錐面滑移的臨界切應力比基面滑移的高1個數(shù)量級［25-26］，因此常溫下基面滑移是鎂合金中最容易啟動的滑移。隨著溫度升高，柱面滑移和錐面滑移的臨界切應力急劇降低，當溫度升至300℃后，柱面滑移和錐面滑移的臨界切應力與基面滑移的已非常接近［27］。在常溫下，密排六方結構的晶體只有1個滑移面（0001）以及此滑移面上的3個滑移方向因此鎂合金只有2個獨立的滑移系，其晶體的塑性變形能力差，易發(fā)生脆性斷裂。在高應變速率條件下，由塑性功轉變產(chǎn)生的熱量較大，這使得鎂合金棱柱面（1010）和棱錐面（1011）滑移系被熱激活，從而改變了其塑性變形機制，提高了鎂合金的塑性變形能力。

圖4 不同應變下AZ31鎂合金的顯微組織（應變速率為2 024s-1）Fig.4 Microstructure of AZ31 magnesium alloy at strain rate of 2 024s-1 and different strain

從圖4可以看出，AZ31鎂合金在應變?yōu)?.08時的變形以滑移為主，多數(shù)滑移線平行且較為稀疏。由于鎂的滑移線少，位錯能低，較難發(fā)生交滑移，在單個晶粒內產(chǎn)生單系滑移且滑移線成平行分布，為典型的基面滑移［27］；此時還可觀察到較多的透鏡狀孿晶［28］，且大多數(shù)晶粒中孿晶的方向均相同，少數(shù)晶粒中的孿晶存在橫縱交叉現(xiàn)象，這與毛萍莉研究的結果相符［21］。在室溫變形過程中，高應變速率不利于鎂合金滑移的傳播和連續(xù)性，從而在晶界處產(chǎn)生較大的應力集中，只靠單純的滑移無法釋放較大的應力，因此，孿生在鎂合金變形過程中起到了協(xié)調晶粒變形的關鍵作用［29］。孿晶的方向與最大切應力方向基本一致。在高應變速率的外加載荷作用下，特定晶體學取向的晶粒會傾向于發(fā)生孿生變形，并且隨著應變速率的增大，這種傾向越明顯［16］；在變形較小時，晶體變形以滑移為主、孿晶為輔，兩者協(xié)調變形；當塑性變形進一步進行時，應變增大（0.10），滑移和孿晶面上的法向應力使早期形成的滑移變形晶粒和孿晶晶粒發(fā)生切割旋轉，使得部分大晶粒切割形成不規(guī)則的小晶粒，晶粒中的滑移線大量減少，導致部分晶粒細化。

當塑性變形繼續(xù)增加至應變?yōu)?.12時，沿最大剪應力方向附近的晶粒相繼被細化，形成由細化晶粒組成的區(qū)域，即發(fā)生了變形局部化，形成剪切帶，剪切帶寬度約為25μm。在高應變速率作用下塑性變形較大時，變形前期大尺寸孿晶晶粒在最大剪應力方向上的剪應力作用于孿晶，從而將大尺寸孿晶切割成細小的晶粒。細小晶粒在外力作用下旋轉導致剪應力集中，從而在晶界處出現(xiàn)晶格扭轉，亞晶界出現(xiàn)并且移動而產(chǎn)生大角度晶界，在剪應力集中區(qū)域的晶粒得到細化。剪切帶內孿晶數(shù)量少而剪切帶外有較多的孿晶和滑移線，進一步說明剪切帶內的滑移變形晶粒和孿晶晶粒在旋轉后，重新排列形成細晶粒，從而形成剪切帶。

一般來說，在沖擊載荷作用下變形局部化的產(chǎn)生與發(fā)展在極短的時間內完成是材料變形硬化和熱軟化彼此競爭的結果。在動態(tài)高應變速率下的組織演變過程中，發(fā)生了絕熱溫升，并且可能對剪切帶的形成產(chǎn)生一定影響，溫升的大小與影響因材料不同而異。剪切帶內絕熱溫升Δθ的大小可以依據(jù)局部絕熱溫升過程中的功熱轉換關系估算［30］。

式中：τ和γ分別為剪切帶內的剪應力和剪應變；ρ為材料的密度，1 780kg·m-3；cp為材料的比熱容，1 050J·（kg·K）-1；K 為功熱轉換系數(shù)，與材料和應變速率有關，K＝0.9。

由圖4和圖3估計，剪切帶內的最大剪應變γ約為1，對應的最大剪應力τ為500MPa，從而可估算出絕熱溫升Δθ為241K，剪切帶內的溫度在剪切帶形成時約為536K，此溫度已達到孿生動態(tài)再結晶的形核溫度423～573K［29］，促進了剪切帶內再結晶形核。但是剪切帶內的溫升由于時間短，再結晶晶粒來不及長大，從而細化了晶粒，故短暫的溫升促進了剪切帶內晶粒的細化。

根據(jù)Mukai理論，當應變速率較高或變形溫度較低時，應變速率受熱激活控制，應變速率和變形溫度對變形的影響可以由Zener-Hollomon參數(shù)（Z）表示：

高應變速率下剪切帶內的溫升時間極短，而鎂合金的導熱系數(shù)較高，從而使應變速率的大小成為影響Z參數(shù)的主要因素。試驗中的應變速率較大，相對于靜態(tài)而言，Z參數(shù)增大，而再結晶晶粒直徑d的自然對數(shù)與Z參數(shù)的自然對數(shù)呈線性關系，故而d變小，達到了細晶強化的效果［31-32］。

當應變達到0.13時，剪切帶內的晶粒被拉長，沿著晶界產(chǎn)生微裂紋，微裂紋沿著形變帶發(fā)展，微裂紋合并長大，材料最終斷裂。

以上分析表明，在變形初期，由于鎂合金基面的臨界切應力較小，故優(yōu)先進行基面滑移；隨著應變的增大，在變形過程中高應變速率不利于滑移的傳播和連續(xù)性，在晶界處產(chǎn)生較大的應力集中，單憑滑移無法釋放較大的應力，此時，孿生參與協(xié)調晶粒變形；在變形中期，孿晶數(shù)量越來越多，具有高密度滑移線和孿晶的大晶粒被旋轉切割成小晶粒，從而導致更多的大晶界產(chǎn)生，使晶粒得以細化。同時，試樣內部溫度升高促進這一過程轉變并促進孿生動態(tài)再結晶發(fā)生，使材料發(fā)生變形局部化，形成剪切帶；形成剪切帶后，隨著載荷進一步增大，剪切帶內產(chǎn)生微裂紋，微裂紋最終長大、合并，試樣沿著剪切帶發(fā)生斷裂。

3 結 論

（1）在1 524～2 024s-1應變速率范圍內，AZ31鎂合金的流變應力隨著應變的增大而增大，表現(xiàn)為明顯的應變強化效應，但應變速率效應不明顯。

（2）AZ31鎂合金變形機制隨著塑性變形的增加發(fā)生轉變，塑性變形較小時變形機制以滑移為主、孿生為輔；隨著應變增大（0.10），剪切面上的法向應力使得滑移和孿晶晶粒旋轉而重新排列成細晶粒，即發(fā)生晶粒細化；隨著應變進一步增加（0.12），在最大剪應力附近形成由細化晶粒組成的變形局部化區(qū)域，從而形成剪切帶；在應變達到0.13時，剪切帶內形成微裂紋；應變速率對塑性變形機制的影響不明顯。

（3）利用局部絕熱溫升的功熱轉換關系初步估算出的局部溫升為241K，達到了AZ31鎂合金發(fā)生孿生動態(tài)再結晶的形核溫度，短暫的溫升促進了剪切帶內晶粒的細化。

［1］李曉敏.壓鑄鎂合金在汽車中的應用及其發(fā)展前景［J］.世界有色金屬，2001（9）：16-18.

［2］張同俊，李星國.鎂合金的應用和中國鎂工業(yè)［J］.材料導報，2002，16（7）：11-13.

［3］唐全波，黃少東，伍太賓.鎂合金在武器裝備中的應用分析［J］.兵器材料科學與工程，2007，3（2）：69-71.

［4］POLMERI J.Magnesium alloys and applications［J］.Materials Science and Technology，1994，10：1-16.

［5］RAVI KUMAR N V，BLANDIN J J，DESRAYAUD C，et al.Grain refinement in AZ91magnesium alloy during thermomechanical processing［J］.Materials Science and Engineering：A，2003，359（1/2）：150-157.

［6］劉子利，丁文江，袁廣銀，等.鎂鋁基耐熱鑄造鎂合金的進展［J］.機械工程材料，2001，25（11）：1-4.

［7］劉慶.鎂合金塑性變形機理研究進展［J］.金屬學報，2010，46（11）：1458-1472.

［8］MORDIKE B L，EBERT T.Magnesium properties-applica-tions-potential［J］.Materials Science and Engineering：A，2001，302：37-45.

［9］曲家惠，岳明凱，劉燁.鎂合金塑性變形機制的研究進展［J］.兵器材料科學與工程，2009，32（2）：116-119.

［10］WATANABE H，MUKAI T，MABUCHI M，et al.Superplastic deformation mechanism in powder metallurgy magnesium alloys and composites［J］.Acta Materialia，2001，49（11）：2027-2037.

［11］夏偉軍，楊春花，黃長清，等.變形量和變形速率對AM60鑄錠壓縮過程中孿晶的影響［J］.機械工程材料，2006，30（8）：13-15.

［12］尉胤紅，王渠東，劉滿平，等.鎂合金超塑性的研究現(xiàn)狀及發(fā)展趨勢［J］.材料導報，2002（9）：20-23.

［13］賀峰，李建平，楊忠，等.鑄態(tài)AM61-Ti鎂合金的顯微組織與力學性能［J］.特種鑄造及有色金屬，2008，28（3）：227-229.

［14］NUSS B M.52nd annual IM world magnesium conference［J］.Light Metal Age，1995，53（7/8）：58-63.

［15］沙桂英，徐永波，于濤，等.AZ91鎂合金的動態(tài)應力-應變行為及其應變速率效應［J］.材料熱處理學報，2006，27（4）：77-81.

［16］TAN J C，TAN M J.Dynamic continuous recrystallization characteristics in two stage deformation of Mg-3Al-1Zn alloy sheet［J］.Materials Science and Engineering：A，2003，339（1/2）：124-132.

［17］YANG X Y，SUN Z Y，ZHANG L.Preparation of submicro and nanosized magnesium alloys by multiply compressed deformation［J］.Acta Metallurgica Sinica，2010，46（5）：607-612.

［18］楊續(xù)躍，張之嶺，張雷，等.應變速率對AZ61鎂合金動態(tài)再結晶行為的影響［J］.中國有色金屬學報，2011，21（8）：1801-1807.

［19］陳勇軍，王渠東，翟春泉，等.大塑性變形制備高強度鎂合金的研究與展望［J］.機械工程材料，2006，30（3）：1-3.

［20］孫述利，張敏剛，周俊琪，等.AZ31鎂合金在熱壓縮過程中的變形行為［J］.機械工程材料，2010，34（8）：88-90.

［21］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.

［22］劉長海.AZ31合金的動態(tài)力學性能研究［D］.錦州：遼寧工程技術大學，2003：42-43.

［23］吳秀玲，譚成文.沖擊載荷作用下AZ31鎂合金中的變形局域化［J］.稀有金屬材料與工程，2008，37（6）：1111-1113.

［24］BAI Y L，BODD B.Adiabatic shear localization：occurrence，theories and applications［M］.Oxford：Pergamon Press，1992.

［25］STOHR J F，POIRIER J P.Etude en microscopie electronique du glissement pyramidal｛1122｝〈1123〉dans le magnesium［J］.Philosophical Magazine，1972，25：1313-1329.

［26］OBARA T，YOSHINGA H，MOROZUMI S.｛1122｝〈1123〉slip system in magnesium［J］.Acta Metallurgica，1973，21：845-853.

［27］辛仁龍，劉慶.鎂合金塑性變形力學行為與微觀組織研究進展［J］.中國材料進展，2011，30（2）：16-27.

［28］余琨，黎文獻，王日初.鎂合金塑性變形機制［J］.中國有色金屬學報，2005，15（7）：1081-1086.

［29］陳振華.變形鎂合金［M］.北京：化學工業(yè)出版社，2005.

［30］劉龍飛.大塊金屬玻璃剪切帶形成機理［D］.北京：中國科學院大學，2006：57.

［31］PEREZ-PRADO M T，DEL VALLE J A，CONTRERAS J M，et al.Microstructural evolution during large strain hot rolling of an AM60Mg alloy［J］.Scripta Materialia，2004，50：661-665.

［32］汪凌云，黃光勝，范永革，等.變形AZ31鎂合金的晶粒細化［J］.中國有色金屬學報，2003，13（3）：594-598.