温度和加载方向对挤压态AZ31镁合金动态压缩行为及显微组织的影响

卢立伟，赵 俊，刘龙飞，王亚平，陈志钢

（湖南科技大学机电工程学院，湘潭411201）

0 引 言

镁合金具有密度小、比强度和比刚度高、减震降噪能力强、易于机加工以及可完全回收利用等一系列优点，广泛应用于航空、航天和汽车等领域，被誉为“21世纪的绿色工程材料”［1-3］。大多数镁合金为密排六方晶体结构，对称性低，室温滑移系少，塑性变形能力比体心和面心立方金属低得多。如何提高镁合金的塑性变形能力以及分析其塑性变形机制已成为目前研究关注的热点［4-7］。此外，由于镁合金所处的工作环境越来越恶劣，尤其是高温、高压工况对其性能提出了新的挑战。镁合金可分为铸造镁合金和变形镁合金，其中变形镁合金更具发展潜力。挤压为变形镁合金中的主要成形方式之一，而挤压镁合金的组织中常常存在长条晶粒以及组织极其不均匀等缺陷。以往人们对镁合金力学性能的研究多集中在高温低应变速率［8-9］、室温低应变速率［10］以及室温高应变速率［11-12］下，而对其在高温高应变速率下力学行为和变形机理的研究相对较少［13］，特别是对存在混晶组织的挤压镁合金在压缩作用下的显微组织演变以及协调变形能力方面有待研究。

因此，作者以具有混晶组织和典型基面织构的AZ31挤压镁合金为研究对象，利用分离式Hopkinson压杆系统研究了温度和加载方向对其在高温下动态压缩行为和组织演变的影响，并分析了镁合金的压缩变形机制，为加快它的广泛应用提供理论基础和指导。

1 试样制备与试验方法

试验材料选用直径为10mm的AZ31镁合金挤压棒材，挤压温度为400℃，挤压比为4.5。试样基面与挤压方向（ED）平行，ID为加载方向，利用线切割从挤压AZ31镁合金棒材上分别沿平行于ED和垂直于ED截取φ5mm×5mm的圆柱体试样，如图1所示。

图1 压缩试样的截取示意Fig.1 Schematic illustration of as-cut samples for dynamic compression deformation

采用电阻丝将试样分别加热至150，200，250，300℃，保温10min后在分离式Hopkinson压杆系统上进行压缩试验，压力控制在0.2MPa，应变速率保持在103s-1左右。试验前，在试样表面和压头上涂抹凡士林，以减小试样和压头间的摩擦。

利用Hopkinson系统的配套设施导出不同试样压缩后的真应力-应变曲线，并将压缩前后的试样沿ED切开，经研磨、抛光、腐蚀后在DMS756型光学显微镜下观察截面的组织变化，腐蚀溶液为5g苦味酸＋5g醋酸＋10mL蒸馏水＋100mL乙醇，腐蚀时间为5s。

2 试验结果与讨论

2.1 动态压缩行为

由于加载压力较小，两种试样均出现了微弱的镦粗现象，但均无断裂或微裂纹出现。对于加载方向平行于ED的试样，可将其动态压缩真应力-真应变曲线分为4个阶段：①初始硬化阶段、②硬化趋缓阶段、③硬化加剧阶段和④载荷卸载阶段，如图2所示。平行于ED压缩时，流变应力较高，由于初期变形量未达到发生动态再结晶所需的临界应变，致使AZ31镁合金出现较强的应变硬化现象；随后由于发生动态再结晶软化导致硬化现象减缓，发现明显的屈服现象；继而随着真应变再增大，硬化现象加剧；最后由于载荷卸载使得真应力快速下降。此外，温度越高，越容易开启更多的滑移系，进而诱发动态再结晶，致使真应力下降试验结束的，屈服强度降低，真应变增大，300℃时的达到17.2%。

对于加载方向垂直于ED的试样，其真应力-应变曲线为上凸形，没有明显的屈服现象［14］，其总体变化趋势为应变硬化效应占主导地位，动态再结晶的软化效果不明显，当应力达到峰值后进入载荷卸载阶段。压缩温度高于200℃时，温度对其真应力-真应变曲线无明显影响，这主要是由于在高温以及应变速率为103s-1的条件下，存在温度剪切模量的补偿，流变应力出现不受热激活扩散中的变形速度所控制［15］。

图2 不同加载方向试样在不同温度下的动态压缩真应力-真应变曲线Fig.2 Dynamic compressive true stress-true strain curves of different samples with different loading directions at different temperatures：（a）parallel to ED and（b）perpendicular to ED

2.2 显微组织演变

由图3（a）可见，挤压态AZ31镁合金平行于ED的截面组织中存在部分沿挤压方向被拉长的晶粒，晶界多为平直状，少部分呈弯曲的锯齿状，此外还混有大量粗大的晶粒和细小的再结晶晶粒，其晶粒尺寸分别约为75μm和6μm，且细小的再结晶晶粒主要分布在粗大晶粒和长条晶粒的晶界处。由图3（b）可见，垂直于ED的截面组织中仅存在细小的再结晶晶粒和粗大的晶粒。由于AZ31挤压态镁合金内部组织存在各向异性，在压缩变形时，各种晶粒协调变形机制存在差异，从而导致不同方向的组织演变和动态应力-应变曲线不一致。

图3 挤压态AZ31镁合金不同方向的显微组织Fig.3 Microstructure of extruded AZ31 magnesium alloy at different directions：（a）parallel to ED plane and（b）perpendicular to ED plane

当温度为150℃时，在压缩方向平行于ED的试样中，压缩后长条晶粒和粗大晶粒内部出现大量细小、狭长的孪晶组织，如图4（a）所示，这些孪晶被鉴定为｛101-1｝、｛101-3｝以及其二次孪生等［15］，这主要是因为压缩方向与挤压态镁合金大部分晶粒的c轴垂直，整个试样的基面会向压缩方向倾转至基面垂直于压缩方向，在转动过程中，原始晶粒尺寸存在较大差异，各晶粒转动存在不协调性，致使长条晶粒和粗大晶粒晶界处积聚了较大应力，从而诱发压缩孪晶及其二次孪晶形成。此外，原始的细小再结晶晶粒无明显变化，这说明细晶组织多依靠滑移或晶粒转动来协调变形。当温度为200℃时，与150℃的组织对比可发现，其局部发生了明显的动态再结晶细化区，在长条晶粒内部混有狭长的压缩孪晶和凸透镜状拉伸孪晶，如图4（b）所示；当温度升至250℃时，大部分粗大晶粒组织消失，主要被动态再结晶晶粒所取代，孪晶主要集中在长条晶粒内部和极个别的粗大晶粒中，仔细观察可发现，动态再结晶形核位置主要集中在粗大晶粒和长条晶粒的晶界处、孪晶和孪晶之间的交叉处，如图4（c）所示；当温度高达300℃时，挤压AZ31镁合金内部的混晶组织全部被细小的再结晶晶粒替代，平均晶粒尺寸约为10μm，无孪晶出现，如图4（d）所示，这说明变形机制以滑移为主。

由图5可见，当温度为150℃时，加载方向垂直于ED的试样压缩后内部存在原始的粗大晶粒和长条晶粒、狭长的压缩孪晶、凸透镜状拉伸孪晶以及少量动态再结晶晶粒，而且动态再结晶形核点主要集中在长条晶粒和粗大晶粒的晶界处；当温度为200℃时，已出现明显的动态再结晶现象，且依然存在长条晶粒和粗大晶粒，但它们已被动态再结晶晶粒分割得不明显了，孪晶数量明显减少，如图5（b）所示；当温度升至250℃时，仅有少量孪晶存在，但孪晶界发生了扩展迁移，晶粒组织中含有粗大晶粒，整体分布依然不均匀，如图5（c）所示；当温度高达300℃时，内部组织全部演变为细小的动态再结晶晶粒，平均晶粒尺寸约为7μm，如图5（d）所示，这再次验证了塑性变形机制随温度升高由孪生逐渐转变为滑移，相比而言，加载方向垂直于ED的试样转变得更为明显。

2.3 讨 论

通过上述分析温度和加载方向对具有混晶组织的挤压态AZ31镁合金动态压缩真应力-真应变曲线和组织的影响可知，不同的变形条件对塑性变形机制具有重要影响。镁合金属于低对称性结构金属，其塑性变形方式主要有两种：滑移和孪生。塑性变形机制以滑移还是孪生的方式进行，主要取决于开启滑移或孪生所需要的临界切应力（Fc）以及外力与晶体的取向［16］。在常温下变形时主要有3种滑移系：基面滑移系｛0002｝〈112-0〉、柱面滑移系｛101-0｝〈112-0〉和锥面滑移系｛101-1｝〈112-0〉以及

｛101-1｝〈112-3〉或｛1122｝〈112-3〉。不同变形机制的启动高度依赖于温度的变化，一般来讲，Fc-基面＜Fc-孪生＜Fc-柱面＜Fc-锥面。在室温和低应变速率的条件下，塑性变形机制主要是基面滑移和孪生，基面滑移和孪生的临界切应力不随温度的变化而变化，然而当温度升高后，Fc-柱面和Fc-锥面减小，所以在高温条件下，非基面滑移被激活成为主要的变形机制，位错能轻而易举地越过障碍滑动，当温度升至200℃以上时，已出现大面积的动态再结晶现象，温度越高，动态回复或动态再结晶就越容易发生［17］。除滑移外，孪生也是镁晶体的变形机制［18］，主要有两种：拉伸孪晶｛101-2｝和压缩孪晶｛101-1｝。拉伸孪晶只有在平行于c轴方向存在拉力时才能启动；压缩孪晶只有在平行于c轴方向存在压力时才启动，压缩孪晶的开启应力相对于拉伸孪晶而言要大得多，不同的初始取向产生的孪晶类型也将大大不同。由于挤压AZ31镁合金具有强烈的初始基面织构（即基面平行于ED）。在低温下平行于ED压缩时，基面滑移处于硬取向而不能启动，试样的受力方向与基面平行，c轴间接地受到拉应力。拉伸孪晶的切变量较小（为0.131），所以在初始变形阶段拉伸孪晶容易产生，一般来说，在变形量达到0.08左右时，晶粒几乎全部被孪晶所消耗［19］，拉伸孪晶为主要的变形机制，拉伸孪晶对变形贡献不大，但可以使c轴转动86°使其平行于ED［15］，使其非基面滑移处于有利的取向参与变形；又由于其变形初期产生的孪晶界对滑移来说是一种阻碍，滑移和孪晶的交互作用表现为真应力-应变曲线上的应变硬化率不同，当变形机制从孪生向滑移转变时，真应力-应变曲线上表现为屈服现象。垂直于ED压缩时，c轴受压应力作用，基面和柱面滑移都处于硬取向而不能开启，而锥面〈c＋a〉滑移处于软取向，压缩孪晶也处于有利取向，但由于压缩孪晶的启动应力较高，所以沿c轴压缩时启动的滑移系先是锥面滑移系，而后再诱发压缩孪晶，在随后的变形中，由于其屈服应力较高，一些有利取向的晶粒可启动非基面滑移，压缩孪晶和非基面滑移为主要的变形机制［20］。随着温度升高至再结晶温度以上时，加载方向对变形机制的影响不明显，温度的热软化使非基面滑移系的临界切应力减小而被激活，成为主要的变形机制。此外，在变形过程中，晶界以及孪晶界为高储能区域，是动态再结晶有利的形核点，易诱发动态再结晶，进而细化内部混晶组织。

图4 加载方向平行于ED的试样在不同温度压缩后的显微组织Fig.4 Microstructure of different samples with loading direction parallel to extrusion direction after compression at different temperatures

图5 加载方向垂直于ED的试样在不同温度压缩后的显微组织Fig.5 Microstructure of different samples with loading direction perpendicular to extrusion direction after compression at different temperatures

3 结 论

（1）平行于ED压缩时，挤压态AZ31镁合金的真应力-真应变曲线可化分为初始硬化、硬化趋缓、硬化加剧和载荷卸载四个阶段，并且随着温度升高，真应力下降，屈服强度降低，真应变增大；垂直于ED压缩时无明显的屈服现象，动态再结晶软化效果不明显，当温度高于200℃时，温度对AZ31镁合金的真应力-应变曲线无明显影响。

（2）随着温度升高，挤压态AZ31镁合金内的长条晶粒和粗大晶粒的晶界以及孪晶界为动态再结晶提供有效的形核点，致使原始混晶组织逐渐被细小的动态再结晶晶粒所代替；在300℃压缩时，平行于ED和垂直于ED压缩的试样的平均晶粒尺寸分别约为10μm和7μm。

（3）加载方向和温度对挤压态AZ31镁合金的塑性变形机制具有较大影响；晶粒组织在变形中c轴倾向于压缩轴向转动，混晶组织的转动不一致，致使长条晶粒和粗大晶粒的晶界处易激发动态再结晶形核或诱发孪晶及其二次孪晶等；在压缩变形过程中，动态再结晶伴有孪晶形核和位错形核机制；塑性变形机制随温度升高由孪生逐渐转变为滑移，这种转变在垂直于ED压缩时表现得更为明显。

［1］刘楚明，刘子娟，朱秀荣，等.镁及镁合金动态再结晶研究进展［J］.中国有色金属学报，2006，16（1）：1-11.

［2］肖心萍，于彦龙，王亚楠.AZ91镁合金的热压缩变形行为及晶粒细化［J］.机械工程材料，2011，35（5）：93-95.

［3］朱浩，周清.变形条件对AZ31镁合金塑性的影响［J］.机械工程材料，2009，33（12）：39-42.

［4］刘筱，娄燕，李落星，等.AZ31镁合金热压缩过程中晶粒取向和织构的演变［J］.中国有色金属学报，2012，22（8）：2147-2147.

［5］杨续跃，姜育培.镁合金热变形下变形带的形貌和晶体学特征［J］.金属学报，2010，46（4）：451-457.

［6］杨平，任学平，赵祖德.AZ31镁合金热成形及退火过程的组织与织构［J］.材料热处理学报，2003，24（3）：12-16.

［7］LU L W，LIU T M，TAN M J，et al.Microstructural study of forged magnesium pipes at room temperature［J］.Materials Science and Technology，2012，28（11）：1269-1275.

［8］杨续跃，张之岭，张雷，等.应变速率对AZ6镁合金动态再结晶行为的影响［J］.中国有色金属学报，2011，21（8）：1801-1807.

［9］SHA G Y，LIU C Z，YU T，et al.Deformation behavior of Mg-8wt% Li alloy under high-speed impact［J］.Chinese Journal of Aeronautics，2006，19：S235-S238.

［10］刘天模，袁晗琦，彭天成，等.变形条件对AZ31镁合金冷压缩过程中孪生的影响［J］.重庆大学学报，2010，33（10）：37-41.

［11］赵峰，李玉龙，索涛，等.高应变率下铸造镁合金AZ91的动态压缩性能及破坏机理［J］.中国有色金属学报，2009，19（7）：1163-1168.

［12］徐绍勇，龙思远，廖慧敏，等.应变速率对AZ31挤压变形镁合金力学行为的影响［J］.材料热处理学报，2010，31（5）：44-48.

［13］TAN C W，XU S N，WANG L，et al.Deformation behavior of AZ31 magnesium alloy at different strain rates and temperatures［J］.Transaction of Nonferrous Metals Society of China，2007，17：s347-s352.

［14］毛萍莉，刘正，王长义，等.高应变速率下AZ31镁合金的各向异性及拉压不对称性［J］.中国有色金属学报，2012，22（5）：1262-1269.

［15］WAN G，WU B L，ZHANG Y D，et al.Anisotropy of dynamic behavior of extruded AZ31 magnesium alloy［J］.Materials Science and Engineering：A，2010，527：2915-2924.

［16］ISHIKAWA K，WATANBE H，MUKAI T.High strain rate deformation behavior of an AZ91magnesium alloy at elevated temperatures［J］.Materials Letters，2005，59：1511-1515.

［17］Al-SAMMAN T，GOTTSTEIN G.Dynamic recrystallization during high temperature deformation of magnesium［J］.Materials Science and Engineering：A，2008，490（1/2）：411-420.

［18］夏伟军，杨春花，黄长清，等.变形量和变形速率对AM60铸锭压缩过程中孪晶的影响［J］.机械工程材料，2006，30（8）：13-15.

［19］JIANG L，JONAS J，LUO A A，et al.Influence of｛101-2｝extension twinning on the flow behavior of AZ31Mg alloy［J］.Materials Science and Engineering：A，2007，445/446：302-309.

［20］YANG Y B，WANG F C，TAN C W，et al.Plastic deformation mechanisms of AZ31 magnesium alloy under high strain rate compression ［J］.Trans Nonferrous Met Soc China，2008，18：1043-1046.