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        Mg-9Al-3Si-0.375Sr-0.78Y合金的熱變形行為及本構(gòu)模型

        2021-02-25 09:05:52張連騰陳樂(lè)平袁源平
        材料工程 2021年2期
        關(guān)鍵詞:再結(jié)晶鎂合金晶界

        張連騰,陳樂(lè)平,徐 勇,袁源平

        (1 南昌航空大學(xué) 航空制造工程學(xué)院,南昌 330063;2 南昌航空大學(xué) 輕合金加工科學(xué)與技術(shù)國(guó)防重點(diǎn)學(xué)科實(shí)驗(yàn)室,南昌 330063)

        鎂合金具有較低的密度、較高的比強(qiáng)度及良好的阻尼性能等特點(diǎn),在航空航天、交通運(yùn)輸、電子產(chǎn)業(yè)等領(lǐng)域具有重要的應(yīng)用價(jià)值和廣闊的前景[1-2]。Mg-Al-Si系鎂合金是20世紀(jì)70年代德國(guó)大眾汽車(chē)公司開(kāi)發(fā)的耐熱鎂合金,但是常規(guī)鑄造Mg-Al-Si系鎂合金晶粒粗大,極大地降低了合金的塑性和強(qiáng)度,使得其工業(yè)化應(yīng)用受到一定的限制[3-4]。目前研究者們從鑄造、合金化、變形加工等方面進(jìn)行大量研究,逐步改善Mg-Al-Si系合金的性能[5-6]。熱塑性變形是鎂合金強(qiáng)韌化的重要技術(shù)手段,其物理本質(zhì)是通過(guò)熱變形激活動(dòng)態(tài)軟化機(jī)制來(lái)調(diào)控合金的微觀組織與性能[7-8]。由于鎂合金的晶體結(jié)構(gòu)為密排六方,滑移系較少,冷塑性加工成型性差,因此鎂合金的熱變形行為研究已成為工程領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)之一[9-10]。Wong[11]等和Feng[12]等研究了AZ31B鎂合金的熱變形行為,發(fā)現(xiàn)合金在熱變形后獲得了均勻且細(xì)小的組織,熱變形對(duì)AZ31B合金鑄態(tài)組織的流變行為具有重要影響。Karimi等[13]研究了AZ31鎂合金在熱變形條件下對(duì)應(yīng)變速率的敏感程度,發(fā)現(xiàn)在較高溫度時(shí),合金對(duì)應(yīng)變速率表現(xiàn)出更高的敏感性。張曉華等[14]研究了AZ91D鎂合金的熱變形行為,建立了本構(gòu)模型,發(fā)現(xiàn)其流變應(yīng)力滿足雙曲正弦關(guān)系。以上研究表明,通過(guò)熱變形加工,可以有效改善鎂合金晶粒粗大、組織不均勻的問(wèn)題,通過(guò)研究合金的熱變形行為,對(duì)探討鎂合金的熱加工工藝參數(shù)與熱塑性流變行為的相互影響關(guān)系具有重要意義。Blum等[15]研究發(fā)現(xiàn),AZ91合金與Mg-2Al-1Si合金相比,由于鋁含量較高,擁有更好的變形抗力。Spigarelli等[16]研究了Mg-Al-Si-RE合金在120~180 ℃下的熱變形行為,發(fā)現(xiàn)在低溫、高應(yīng)變速率下試樣出現(xiàn)流變失穩(wěn)現(xiàn)象,合金的抗壓強(qiáng)度略大于抗拉強(qiáng)度,隨著應(yīng)變速率的降低,這種差異逐漸消失。

        本課題組利用Sr,Y元素進(jìn)行合金化處理,改善Mg-9Al-3Si(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%,下同)合金的鑄態(tài)微觀組織,獲得了Mg-9Al-3Si-0.375Sr-0.78Y合金[17]。本工作以該合金為研究對(duì)象,通過(guò)等溫恒應(yīng)變速率壓縮實(shí)驗(yàn),獲得不同溫度和應(yīng)變速率下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線,研究合金的熱變形行為,建立合金熱變形本構(gòu)關(guān)系模型,分析微觀組織的演變規(guī)律,為優(yōu)化合金熱加工參數(shù)、進(jìn)一步改善合金微觀組織及提高合金力學(xué)性能提供理論指導(dǎo)。

        1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

        實(shí)驗(yàn)材料為實(shí)驗(yàn)室制備的Mg-9Al-3Si-0.375Sr-0.78Y合金,由99.95%的純鎂,Al-25Si,Mg-30Y以及Mg-25Sr中間合金熔煉制成,鑄錠尺寸為φ30 mm×70 mm。圖1為合金的鑄態(tài)微觀組織照片及XRD譜圖。分析可知,合金主要由粗大的α-Mg基體、白色長(zhǎng)條狀β-Mg17Al12相以及深色多邊形狀的初生Mg2Si相組成[18]。

        圖1 Mg-9Al-3Si-0.375Sr-0.78Y合金的鑄態(tài)微觀組織(a)及X射線衍射譜圖(b)

        熱變形試樣尺寸為φ8 mm×12 mm,去除鑄錠頭尾后,按圖2所示位置取樣。在Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行熱變形實(shí)驗(yàn)。加熱前,在試樣端面粘貼石墨潤(rùn)滑片,以減少摩擦對(duì)實(shí)驗(yàn)結(jié)果的影響。熱變形溫度為250~400 ℃,應(yīng)變速率為0.001~10 s-1,變形程度為60%,以10 ℃/s的速率將試樣加熱到設(shè)定溫度后保溫180 s,變形完成后立即水冷,以保留高溫變形組織。壓縮后的試樣沿縱向軸線位置剖開(kāi),經(jīng)研磨拋光后制備金相試樣。腐蝕劑為4.3 mL苦味酸+0.7 mL正磷酸+95 mL乙醇溶液。利用XJP-3A型光學(xué)顯微鏡觀測(cè)試樣的微觀組織。

        圖2 截取試樣的位置

        2 結(jié)果與分析

        2.1 應(yīng)力-應(yīng)變曲線

        圖3為Mg-9Al-3Si-0.375Sr-0.78Y合金在不同熱變形條件下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。可以看出,隨著變形量的增加,流動(dòng)應(yīng)力先是快速增大,然后到達(dá)峰值后逐漸下降并趨于穩(wěn)定。隨變形溫度的降低或應(yīng)變速率的加快,流動(dòng)應(yīng)力顯著增大。這是因?yàn)?,隨著變形溫度的升高,合金原子間的活動(dòng)能力增強(qiáng),原子的擴(kuò)散速率加快,促進(jìn)了熱激活作用,提高了動(dòng)態(tài)軟化效應(yīng),使得試樣發(fā)生變形時(shí)的抗力降低,即合金的流變應(yīng)力降低。而應(yīng)變速率的加快會(huì)導(dǎo)致試樣發(fā)生相同變形程度時(shí)的時(shí)間大幅縮短,試樣在短時(shí)間里來(lái)不及通過(guò)動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶進(jìn)行充分的軟化行為,從而使得試樣的流變應(yīng)力增加。

        圖3 Mg-9Al-3Si-0.375Sr-0.78Y合金在不同熱變形條件下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

        圖4為試樣在不同變形溫度和應(yīng)變速率下的峰值應(yīng)力變化情況??芍?dāng)應(yīng)變速率恒定不變時(shí),峰值應(yīng)力隨溫度的升高而減小;當(dāng)溫度恒定時(shí),峰值應(yīng)力隨應(yīng)變速率的加快而增大。可以看出,溫度恒定時(shí),峰值應(yīng)力與對(duì)數(shù)應(yīng)變速率呈線性關(guān)系,并且隨著變形溫度的升高,直線的斜率減小。表明峰值應(yīng)力對(duì)應(yīng)變速率的敏感性隨著變形溫度的下降而增強(qiáng),即低溫下應(yīng)變速率對(duì)流動(dòng)應(yīng)力的影響更大。

        圖4 Mg-9Al-3Si-0.375Sr-0.78Y合金在不同熱變形溫度下的峰值應(yīng)力曲線

        2.2 本構(gòu)模型

        2.2.1 材料常數(shù)的計(jì)算

        材料高溫變形過(guò)程受變形激活能控制,其變形難易程度受變形溫度和應(yīng)變速率共同影響。在研究金屬材料熱變形激活能和熱變形行為的經(jīng)驗(yàn)公式中,Arrhenius本構(gòu)方程被廣泛使用[19-20]。通常,Arrhenius方程有2種表達(dá)形式:在低應(yīng)力水平時(shí),應(yīng)變速率和應(yīng)力呈冪指數(shù)關(guān)系,見(jiàn)式(1);在高應(yīng)力水平時(shí),應(yīng)變速率與應(yīng)力呈指數(shù)關(guān)系,見(jiàn)式(2)。Sellars雙曲正弦形式可以適用所有應(yīng)力狀態(tài),見(jiàn)式(3)。

        (1)

        (2)

        (3)

        對(duì)式(1),(2)兩邊取自然對(duì)數(shù),整理得:

        (4)

        (5)

        圖5 不同溫度時(shí)和關(guān)系曲線

        對(duì)式(3)兩邊取自然對(duì)數(shù),整理得:

        (6)

        當(dāng)溫度T或應(yīng)變速率恒定不變時(shí),對(duì)式(6)求偏微分可得:

        (7)

        (8)

        圖6 不同溫度下與ln[sinh(ασ)](a)及不同應(yīng)變速率下ln[sinh(ασ)]與T-1(b)的關(guān)系曲線

        Zener和Holloman提出了應(yīng)變速率與變形溫度對(duì)流變應(yīng)力的綜合影響,用溫度補(bǔ)償?shù)膽?yīng)變速率因子參數(shù)表示:

        (9)

        對(duì)式(9)兩端分別取對(duì)數(shù),并結(jié)合式(3),可得:

        lnZ=lnA+n0.1ln[sinh(ασ)]

        (10)

        圖7 Mg-9Al-3Si-0.375Sr-0.78Y 合金ln[sinh(ασ)]與lnZ的關(guān)系

        2.2.2 本構(gòu)模型及誤差檢驗(yàn)

        式(10)未考慮應(yīng)變對(duì)流動(dòng)應(yīng)力的影響。然而,實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明,無(wú)論在低應(yīng)變區(qū)間還是高應(yīng)變區(qū)間,應(yīng)變對(duì)應(yīng)力都有較明顯的影響。因此,通過(guò)同樣的方法分別計(jì)算不同應(yīng)變下的材料常數(shù)(α,n,Q和lnA),繪制材料常數(shù)與應(yīng)變?chǔ)诺年P(guān)系曲線,如圖8所示。根據(jù)不同應(yīng)變下的平均Q,m值可得250~400 ℃以及應(yīng)變速率0.001~10 s-1范圍內(nèi)Mg-9Al-3Si-0.375Sr-0.78Y合金的平均變形激活能為183.58097 kJ/mol,平均應(yīng)變速率敏感指數(shù)為0.1616。

        圖8 材料常數(shù)與應(yīng)變的關(guān)系

        對(duì)材料常數(shù)α,n,Q和lnA分別進(jìn)行5階多項(xiàng)式擬合,如式(11)所示。

        Y(ε)=B0+B1ε+B2ε2+B3ε3+B4ε4+B5ε5

        (11)

        式中:Y(ε)為α,n,Q和lnA4個(gè)材料常數(shù);ε為應(yīng)變。多項(xiàng)式的系數(shù)如表1所示。

        表1 式(11)的多項(xiàng)式系數(shù)

        圖9 不同溫度和應(yīng)變速率下流動(dòng)應(yīng)力預(yù)測(cè)值與實(shí)驗(yàn)結(jié)果的對(duì)比

        圖10是流動(dòng)應(yīng)力實(shí)驗(yàn)值與模型預(yù)測(cè)值的對(duì)比??梢钥闯?,模型預(yù)測(cè)值和實(shí)驗(yàn)值相關(guān)性良好,相關(guān)系數(shù)為98.31%,說(shuō)明建立的本構(gòu)模型能夠較好地預(yù)測(cè)Mg-9Al-3Si-0.375Sr-0.78Y合金在250~400 ℃和0.001~0.1 s-1范圍內(nèi)熱變形過(guò)程的流動(dòng)應(yīng)力。

        圖10 流動(dòng)應(yīng)力的預(yù)測(cè)值與實(shí)驗(yàn)值對(duì)比

        2.3 溫度及應(yīng)變速率對(duì)組織的影響

        圖11為應(yīng)變速率為0.1 s-1時(shí)不同溫度下合金的微觀組織形貌。從圖11(a)中可以看出,當(dāng)變形溫度為250 ℃時(shí),再結(jié)晶區(qū)域較小,集中分布在粗大的原始α-Mg晶界處,且再結(jié)晶晶粒的尺寸較小,而β相的形貌幾乎沒(méi)有變化。當(dāng)溫度上升至300 ℃時(shí),可以看到晶界的新生α相即再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大,呈“項(xiàng)鏈狀”分布,同時(shí)β相拉長(zhǎng)(圖11(b))。當(dāng)溫度進(jìn)一步升高到350 ℃時(shí),晶界新生α相發(fā)生了更加明顯的合并長(zhǎng)大,發(fā)生了較大程度的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,逐步取代了初生α-Mg晶粒,此時(shí)β相出現(xiàn)了溶斷的現(xiàn)象,尺寸減小(圖11(c));當(dāng)溫度達(dá)到400 ℃時(shí),原始α晶粒完全再結(jié)晶,晶粒明顯長(zhǎng)大,β相尺寸進(jìn)一步減小,形貌變?yōu)槎贪魻罨蛐∏驙?圖11(d))。

        圖11 合金在應(yīng)變速率為0.1 s-1時(shí)不同熱變形溫度下的微觀組織

        變形溫度對(duì)鎂合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的影響較為明顯。當(dāng)熱變形溫度為250~300 ℃,此時(shí)溫度較低,位錯(cuò)難以通過(guò)運(yùn)動(dòng)實(shí)現(xiàn)重組,從而抑制動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生[21],新生的α-Mg相僅出現(xiàn)在初生α-Mg相的晶界附近;當(dāng)溫度達(dá)到350 ℃,由于溫度較高,位錯(cuò)的滑移、攀移、交滑移比低溫時(shí)更容易,再結(jié)晶的形核率增加,同時(shí)晶界遷移能力增強(qiáng),促進(jìn)初生α相再結(jié)晶的發(fā)生,同時(shí)新生的晶界α晶粒逐漸生長(zhǎng)、長(zhǎng)大;當(dāng)溫度達(dá)到400 ℃時(shí),由于溫度的進(jìn)一步升高,初生α相實(shí)現(xiàn)了完全再結(jié)晶,晶界α晶粒逐漸合并長(zhǎng)大,晶粒尺寸進(jìn)一步增加,且晶界變得圓滑,棱角不明顯。此外,從圖11(c)和11(d)發(fā)現(xiàn),α相晶粒明顯長(zhǎng)大,而β相尺寸明顯減小。這是由于,隨著溫度的升高,β相溶于α-Mg相基體中造成的。朱艷春等[22]在研究AZ31B鎂合金的熱變形行為時(shí)也發(fā)現(xiàn)了該現(xiàn)象。

        圖12為350 ℃時(shí)不同應(yīng)變速率下合金的微觀組織??梢钥闯?,隨著應(yīng)變速率的降低,再結(jié)晶程度增加。當(dāng)應(yīng)變速率為1 s-1和10 s-1時(shí),動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織仍沿著原始晶粒邊界生長(zhǎng),呈“項(xiàng)鏈狀”組織,而當(dāng)應(yīng)變速率減小至0.001 s-1時(shí),“項(xiàng)鏈狀”組織幾乎消失,再結(jié)晶區(qū)域明顯增加,說(shuō)明合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶對(duì)應(yīng)變速率十分敏感。一般來(lái)說(shuō),合金在較低應(yīng)變速率下進(jìn)行變形更有利于合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程,合金的晶粒更加均勻。而在高應(yīng)變速率下變形,由于加工硬化影響效果顯著,限制了新生再結(jié)晶晶粒的生長(zhǎng),使得動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的晶粒尺寸較小。此外,隨著應(yīng)變速率的降低,β相也由原來(lái)的長(zhǎng)條狀變?yōu)槎贪魻罨蚯驙?,說(shuō)明隨著應(yīng)變速率的降低,固溶時(shí)間增加,β相溶解量增加,尺寸減小。

        圖12 合金在350 ℃時(shí)不同應(yīng)變速率下的微觀組織

        3 結(jié)論

        (1)Mg-9Al-3Si-0.375Sr-0.78Y合金在熱變形過(guò)程中,峰值應(yīng)力隨著應(yīng)變速率的降低和溫度的升高而減小,峰值應(yīng)力對(duì)應(yīng)變速率的敏感性隨著變形溫度的下降而增強(qiáng)。

        (3)在250~400 ℃和0.001~10 s-1范圍內(nèi),Mg-9Al-3Si-0.375Sr-0.78Y合金的平均變形激活能為183.58 kJ/mol,平均應(yīng)變速率敏感指數(shù)為0.1616。

        (4)在低溫(250~300 ℃)變形時(shí),動(dòng)態(tài)再結(jié)晶僅發(fā)生在晶界處,初生α-Mg晶粒沒(méi)有發(fā)生再結(jié)晶;在高溫(350~400 ℃)變形時(shí),初生α-Mg晶粒發(fā)生了明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。隨著溫度的增加和應(yīng)變速率的降低,再結(jié)晶區(qū)域明顯增加,再結(jié)晶晶粒逐漸長(zhǎng)大。

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