AZ61鎂合金的熱壓縮變形行為及組織演變

張 蓉，羅 裴（1.湖南工學(xué)院機械工程學(xué)院，衡陽 4100；.湖南科技經(jīng)貿(mào)職業(yè)學(xué)院機電工程學(xué)院，衡陽 41001）

0 引 言

鎂合金具有比強度和比剛度高、導(dǎo)熱性和阻尼減振性能好、電磁屏蔽性能和機加工性能優(yōu)異等特點，在航天航空、汽車、電器、通訊等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景［1］。鎂合金屬于密排六方結(jié)構(gòu)金屬，獨立的滑移系較少，塑性加工成形比較困難［2］。到目前為止，鎂合金制品主要通過壓鑄的方法生產(chǎn)，而鑄造產(chǎn)品的顯微組織和第二相粗大，且存在較多氣孔和縮孔等缺陷，難以滿足高性能結(jié)構(gòu)材料的性能要求，這極大地限制了鎂合金的廣泛應(yīng)用［3］。大量研究表明［4］，鎂合金在熱變形過程中極易發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶使晶粒得以細化，同時熱變形過程中的金屬流動還可以使氣孔和縮孔等缺陷得以消除，從而大幅提高了合金的綜合力學(xué)性能。此外，通過改變變形工藝參數(shù)還可以控制合金的顯微組織，以獲得不同的力學(xué)性能，從而滿足不同服役條件下的性能要求。因此，鎂合金熱塑性變形的研究逐漸成為了國內(nèi)外研究的重點。

熱模擬技術(shù)可為合理制定材料熱加工工藝提供有效依據(jù)，是材料熱加工研究的重要手段，該技術(shù)已在鎂合金熱塑性變形中得到了廣泛應(yīng)用［5］。目前，國內(nèi) 外 相 關(guān) 研 究 主 要 集 中 在 AZ31［6］、AZ91［7］和ZK60［8］等合金上，而有關(guān)AZ61鎂合金熱模擬研究的報道較少［9］。鑒于此，作者以AZ61鎂合金為研究對象，在250～450℃和0.001～10s－1應(yīng)變速率范圍內(nèi)對其進行高溫?zé)釅嚎s變形模擬試驗，研究了應(yīng)變速率和變形溫度對流變應(yīng)力和顯微組織的影響規(guī)律，確定了合金熱變形的塑性變形本構(gòu)方程，期望能對合理制定AZ61鎂合金熱塑性加工工藝起到一定的指導(dǎo)作用。

1 試樣制備與試驗方法

試驗用材料為AZ61鎂合金，其名義成分（質(zhì)量分數(shù)）為 Mg-6.3%Al-1.1%Zn-0.2%Mn。在中頻感應(yīng)爐中熔煉，鑄坯經(jīng)400℃均勻化處理20h，合金平均晶粒尺寸約為150μm；將均勻化后的鑄坯加工成尺寸為φ10mm×15mm的試樣，并在試樣兩個端面分別加工出0.2mm深的凹槽，用于涂敷石墨和機油的混合物，以減小試樣與壓頭之間的摩擦；然后在Gleeble-1500型熱模擬試驗機上進行熱壓縮試驗，壓縮溫度為250～400℃，應(yīng)變速率為0.001～10s－1，加熱速率為200℃·min－1，壓縮前試樣在變形溫度下保溫3min，壓縮變形量為50%，即真應(yīng)變?yōu)?.69。變形完成后立即對試樣進行水淬，以保留高溫變形組織。

取垂直于壓縮方向的面在Olympus光學(xué)顯微鏡下進行組織觀察，腐蝕劑由50mL無水乙醇、20mL冰醋酸、20mL蒸餾水和5g苦味酸組成；采用面積法和截線法分別對再結(jié)晶程度和再結(jié)晶晶粒尺寸進行測量。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 流變曲線

從圖1中可以看出，合金在不同變形條件下的真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線都表現(xiàn)出了明顯的動態(tài)再結(jié)晶特征。在變形初期，加工硬化占主導(dǎo)，其硬化作用遠超過動態(tài)回復(fù)或動態(tài)再結(jié)晶引起的軟化作用，應(yīng)力迅速上升；隨著變形量增加，合金中的位錯密度升高，動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶加快，軟化作用增強，加工硬化作用逐漸被軟化作用抵消，從而導(dǎo)致應(yīng)力上升的速度明顯減慢；當(dāng)加工硬化和動態(tài)再結(jié)晶軟化達到平衡時，流變應(yīng)力達到峰值；當(dāng)應(yīng)變超過一定值后，動態(tài)再結(jié)晶程度進一步增大，流變應(yīng)力持續(xù)下降，最后達到一穩(wěn)定值。

從圖1（a）可以看出，在同一變形溫度下，應(yīng)變速率越大，合金的峰值應(yīng)力越高，峰值應(yīng)力對應(yīng)的應(yīng)變量越大。隨著應(yīng)變速率的增大，合金完成變形的時間縮短，位錯滑移和攀移的有效時間縮短，這在一定程度上抑制了動態(tài)再結(jié)晶的軟化作用，從而使峰值應(yīng)力增大，并且使得動態(tài)再結(jié)晶軟化和應(yīng)變硬化達到平衡的應(yīng)變量增大［9］。從圖1（b）可以看出，在同一應(yīng)變速率下，變形溫度越高，峰值應(yīng)力越低，峰值應(yīng)力所對應(yīng)的應(yīng)變量越小。隨著變形溫度升高，一方面，滑移系啟動的臨界切應(yīng)力下降，導(dǎo)致鎂合金的變形抗力降低；另一方面，位錯的交滑移、攀移以及亞晶的形成、合并更容易進行，促進了動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，從而使動態(tài)再結(jié)晶軟化和應(yīng)變硬化達到平衡的應(yīng)變量減小［10］。

圖1 AZ61鎂合金在不同變形條件下的真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線Fig.1 True stress-true strain curves of AZ61magnesium alloy compressed under different conditions：（a）at 350 ℃and different strain rates and（b）at strain rate of 10s－1 and different temperatures

2.2 本構(gòu)方程

金屬材料在熱變形過程中，流變應(yīng)力σ主要取決于變形溫度T和應(yīng)變速率˙ε。不同合金材料的熱加工研究表明，在較低的應(yīng)力水平下，材料的流變應(yīng)力和應(yīng)變速率之間的關(guān)系可用指數(shù)關(guān)系描述［11］：

式中：n1和A1為材料常數(shù)。

在較高的應(yīng)力水平下，材料的流變應(yīng)力和應(yīng)變速率之間的關(guān)系可用冪指數(shù)關(guān)系描述：

式中：β和A2為材料常數(shù)。

Sellars和Tegart在綜合指數(shù)關(guān)系和冪指數(shù)關(guān)系方程局限性的基礎(chǔ)上，提出了用包含變形激活能Q和變形溫度T的雙曲線正弦形式修正的Arrhenius關(guān)系曲線來描述流變應(yīng)力與應(yīng)變速率之間的關(guān)系［12］：

式中：n，α和A 為材料常數(shù)，并且α＝β/n1；R 為氣體常數(shù)；Z為Zener-Hollomon參數(shù)。

在低應(yīng)力水平下式（3）接近式（1），在高應(yīng)力水平下式（3）接近式（2），因此式（3）可適用于整個應(yīng)力范圍。對式（1）～ （3）進行變形，分別可以得到以下關(guān)系式：

金屬的流變應(yīng)力通常由單向壓縮或拉伸時的屈服應(yīng)力、峰值應(yīng)力或穩(wěn)態(tài)應(yīng)力來衡量，易發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的材料通常選用峰值應(yīng)力。由于鎂合金層錯能低，易發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，因此，選用峰值應(yīng)力來衡量流變應(yīng)力。圖2所示為AZ61合金熱壓縮變形時峰值應(yīng)力與應(yīng)變速率的冪指數(shù)和指數(shù)關(guān)系，其斜率分別為β和n1。由圖2可得β＝0.091，n1＝8.823，經(jīng)優(yōu)化處理后α取值為0.01。

對式（3）求偏微分可得熱變形激活能Q為：

式（7）中的第一個偏微分為圖3（b）中1 000/T-lnsinh（ασ）的斜率，第二個偏微分為圖 3（a）中l(wèi)nsinh（ασ）-ln˙ε的斜率。通過擬合可以計算出合金的熱變形激活能Q為147.262kJ·mol－1，其大于鎂合金的自擴散激活能Qsd（135kJ·mol－1）。由此可見，熱激活控制的動態(tài)再結(jié)晶是AZ61合金熱壓縮變形軟化的主要機制［13］。

圖2 AZ61合金峰值應(yīng)力與應(yīng)變速率的關(guān)系Fig.2 Relationship between peak stress and strain rate：（a）power law and（b）exponential law

圖3 本構(gòu)方程的標(biāo)準(zhǔn)分析圖Fig.3 The standard analysis of the constitutive equation

將材料參數(shù)α和Q分別代入式（6），得到Z參數(shù)與峰值應(yīng)力之間的關(guān)系式，曲線如圖4所示。對關(guān)系曲線進行線性回歸，可以發(fā)現(xiàn)峰值應(yīng)力雙曲正弦項的自然對數(shù)與Z參數(shù)的自然對數(shù)滿足良好的線性關(guān)系，其相關(guān)系數(shù)為0.987，由此進一步說明了合金壓縮變形的流變應(yīng)力與應(yīng)變速率及變形溫度之間的關(guān)系可用Arrhenius關(guān)系曲線來描述。通過擬合得到A＝1.367×109，n＝5.096，將α，Q，A 和n代入式（3）得到AZ61鎂合金高溫塑性變形的本構(gòu)方程為：

圖4 lnZ與ln［sinh（ασ）］之間的關(guān)系曲線Fig.4 lnZvs ln［sinh（ασ）］

2.3 顯微組織

應(yīng)變速率為0.001s－1時，初始晶界上形成了項鏈狀細小的再結(jié)晶組織，同時在初始晶粒內(nèi)有少量孿晶，如圖5（a）所示；隨著應(yīng)變速率的增加，初始晶界附近項鏈狀再結(jié)晶組織的晶粒尺寸有所長大，初始晶粒內(nèi)的孿晶密度升高，如圖5（b），（c）所示；當(dāng)應(yīng)變速率增加到10s－1時，初始晶粒內(nèi)的孿晶密度明顯升高，再結(jié)晶同時在初始晶界和孿晶上啟動，合金再結(jié)晶程度大幅提高。由于鎂合金為密排六方結(jié)構(gòu)金屬，缺少足夠的獨立滑移系，孿生在塑性變形過程中發(fā)揮著重要作用，特別是在高應(yīng)變速率的變形條件下，位錯滑移等速度控制機制將受到抑制，孿生協(xié)調(diào)變形作用顯著增強［14］。因此，隨著應(yīng)變速率的增加，孿晶的密度明顯增大。孿晶界與晶界一樣可以阻礙位錯運動，為再結(jié)晶提供儲能，促進再結(jié)晶在孿晶上形核［15］。因此，鎂合金在高應(yīng)變速率下壓縮變形時可以獲得比低應(yīng)變速率下更高的再結(jié)晶程度。

圖5 AZ61鎂合金在250℃和不同應(yīng)變速率下壓縮變形后的顯微組織Fig.5 Microstructure of AZ61magnesium alloy compressed at 250 ℃ and different strain rates

從圖6中可以看出，隨著變形溫度的升高，初始晶粒內(nèi)的孿晶密度下降；當(dāng)變形溫度升高到350℃時，合金組織中基本沒有觀察到孿晶。這是由于隨著變形溫度的升高，非基面滑移開始啟動，參與滑移的滑移系數(shù)量增多，降低了孿生在塑性變形中的作用。此外，從圖中還可以看出，隨著變形溫度的升高，再結(jié)晶程度和再結(jié)晶晶粒尺寸明顯增大。變形溫度為250℃時，合金再結(jié)晶程度為20%，再結(jié)晶晶粒尺寸為4μm；變形溫度升高到400℃時，合金基本完全再結(jié)晶，再結(jié)晶晶粒尺寸為12μm。這是由于隨著溫度升高，位錯的交滑移、攀移以及亞晶的形成、合并更容易進行，促進了動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，從而使合金的再結(jié)晶程度增大；同時由于晶界擴散和遷移的能力隨溫度的升高而增強，晶粒容易長大，從而導(dǎo)致再結(jié)晶晶粒尺寸增大［16］。

圖6 AZ61鎂合金在應(yīng)變速率為10s－1和不同變形溫度下壓縮后的顯微組織Fig.6 Microstructure of AZ61magnesium alloy compressed at strain rate of 10s－1 and different temperatures

3 結(jié) 論

（1）AZ61鎂合金的熱壓縮變形行為可用Arrhenius關(guān)系曲線來表示，其高溫塑性變形本構(gòu)方程為：Z ＝1.367×109［sinh（0.01σ）］5.096。

（2）在同一變形溫度下，合金的再結(jié)晶程度隨應(yīng)變速率的增加而增大；在0.001～1s－1的低應(yīng)變速率下變形時，再結(jié)晶主要發(fā)生在初始晶界上；在高應(yīng)變速率10s－1下變形時，再結(jié)晶在初始晶界和孿晶上啟動，獲得了比低應(yīng)變速率變形條件下更為均勻的再結(jié)晶組織。

（3）在同一應(yīng)變速率下，再結(jié)晶程度和再結(jié)晶晶粒尺寸隨變形溫度的升高而增大；應(yīng)變速率為10s－1時，合金在250℃壓縮變形時的再結(jié)晶程度和平均晶粒尺寸分別為20%和4μm，變形溫度升高到400℃時，合金的再結(jié)晶程度和平均晶粒尺寸分別增加至100%和12μm。

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