多向高速沖擊下LZ91鎂合金的力學性能及組織

江潤桐，馬 香，何思雨，劉 筱,，朱必武

(1.湖南科技大學 材料科學與工程學院， 湖南 湘潭 411201；2.湖南科技大學 機電工程學院， 湖南 湘潭 411201)

鎂鋰合金是當前為止最輕的合金，它比普通鎂合金輕1/4～1/3，比鋁合金輕1/3～1/2，因此鎂鋰合金被稱為超輕合金[1-6]。由于鎂鋰合金具有優異的比剛度、比強度性能、同時具有優良的電池屏蔽性能、抗震性能、散熱性能等，在航空、核工業、軍工、汽車、醫療器械、3C產業等領域具有廣闊的應用前景[1-2,6-9]。在應用過程中材料容易受到沖擊載荷作用，鎂的密排六方結構(hcp)有限的滑移系，限制了其室溫和高應變速率下的塑性變形能力[10-11]，但Li的立方體結構(bcc)的加入，提高了其塑性變形能力，因此研究鎂鋰合金在室溫沖擊載荷下的變形行為有著重要意義。

多向鍛造技術研究主要包括組織性能演變規律、晶粒細化機理、裂紋產生機理及后續成形能力等[14-15]。吳遠志等[14]發現通過高應變速率多向鍛造技術可以大幅提高ZK系列鎂合金的綜合力學性能，鍛造的主要強化機制是晶粒細化、孿晶強化和第二相強化，能夠獲得力學性能良好的鎂合金。

然而，目前針對多向高速沖擊鎂鋰合金的研究較少。基此，本研究采用分離式霍普金森壓桿對LZ91鎂鋰合金在室溫下進行單向沖擊、兩向沖擊、三向沖擊和單向三次沖擊后的力學性能變化和組織演變規律的研究。

1 實驗

實驗采用鑄態LZ91鎂合金，其合金成分(質量分數)為9.12%Li，1.03%Zn，其余為Mg。將鑄錠制成9.7mm×7.8mm×7.8mm的立方體試樣，在分離式霍普金森式壓桿(SHPB)上進行室溫下、沖擊氣壓0.2MPa～0.5MPa的單向和多向沖擊實驗，每次沖擊間隔時間相同，多向高速沖擊工藝如圖1。對多向高速沖擊和單向高速沖擊后的試樣進行鑲樣，再將鑲好的樣品依次采用400目、800目、1000目、1500目、2000目的水磨砂紙進行研磨，利用拋光機拋光至鏡面，然后用1g草酸、1ml冰醋酸、1ml濃硝酸、150ml水配成的腐蝕劑按照沖擊的不同程度腐蝕5s～10s，最后通過光學顯微鏡(OM)觀察金相組織。

圖1 沖擊工藝

2 結果與討論

2.1 初始組織

圖2為LZ91鎂鋰合金未經過沖擊的原始組織，可以看到黑色和白色兩部分，其中黑色部分為α-Mg相，白色部分為β-Li相。在經過變形前，β-Li相粗大，晶粒之間的間距較小。

圖2 LZ91鎂鋰合金原始組織

2.2 應力應變曲線

圖3為單向高速沖擊的應力-應變曲線，應變速率分別為309s-1、809s-1和971s-1。由圖可知，隨著應變速率的增加，材料的屈服應力和承受的極限應力也隨之增大，表現出了材料的正應變率效應[16]。

圖4為材料兩向沖擊的應力應變曲線。第二次沖擊曲線屈服應力與極限應力的差值較第一次沖擊曲線屈服應力與極限應力的差值有所增大，說明第二次沖擊更多的能量在屈服后被吸收，材料的變形吸附能力得到增強；第二次沖擊曲線在塑性變形階段的應力都有所減小，表明材料在第二次沖擊時被軟化。根據文獻[16，17]可知，隨著應變速率的不斷增加，鎂合金的塑性和強度都有一定程度的增強。但是，目前的實驗結果表明，第二次沖擊在應變速率為1249s-1下進行沖擊，其應力明顯小于第一次沖擊的應力(應變速率為809s-1)。

圖3 LZ91鎂鋰合金單向沖擊不同應變速率應力-應變曲線

圖4 LZ91鎂鋰合金兩向沖擊不同應變速率應力應變曲線

圖5(a)(b)是LZ91鎂鋰合金三向高速沖擊和單向三次高速沖擊的應力應變曲線圖。由圖可知，隨著應變速率的增大，應力應變曲線在同一應變所對應的應力值不斷變化，材料所承受的最大應力也呈現波動趨勢。圖5(a)為三向高速沖擊的應力應變曲線圖，三次沖擊的應變速率分別為809s-1、1249s-1、1134s-1，隨著沖擊次數的增加，應變不斷增大。在塑性變形階段，第二向沖擊時的應力應變曲線下降且低于第一向沖擊。第三向沖擊時，材料應力應變曲線出現上升現象。圖5(b)為單向三次沖擊的應力應變曲線圖(應變速率為809s-1、1249s-1、1477s-1)，隨著沖擊次數的增加和應變速率的增大，應力應變曲線依次下降。

圖5 LZ91鎂鋰合金三向沖擊不同應變速率應力應變曲線

2.3 變形溫升

金屬材料中高應變速率條件下的變形溫升可以通過公式計算[18]：

式中，ρ為合金密度；C為合金比熱；σ為應力；β為熱轉化系數，鎂合金熱轉化系數β在文獻中[19]已提到過，在高應變速率變形中，對于較高應變速率β取值為0.90～0.95，本文取0.95。經計算得出變形溫升(表1)。

表1 不同沖擊條件下的變形溫升

當應變速率迅速增大時，所做功的一小部分為材料變形所需，剩余部分將轉化為熱，使材料處于絕熱狀態導致加工軟化，降低流變應力，這在試樣的初始溫度很高時特別明顯[20]。

2.4 微觀組織

圖6為實驗中多向高速沖擊和單向高速沖擊的沖擊方向及選取觀察的橫截面的示意圖。其中，“1”面代表第一向微觀組織，“2”面代表第二向微觀組織，“3”面代表第三向微觀組織。

圖7(a)(b)(c)(d)分別為LZ91鎂合金單向沖擊、兩向沖擊、三向沖擊和單向三次沖擊的第一向微觀組織，依次對應圖3、圖4、圖5(a)(b)應力應變曲線圖(其中單向沖擊應變速率為809s-1,兩向沖擊依次為809s-1、1249s-1，三向沖擊依次為809s-1、1249s-1、1134s-1,單向三次沖擊依次為809s-1、1249s-1、1477s-1)。從圖中可以看到黑色和白色兩部分，其中黑色部分為α-Mg相，白色部分為β-Li相。圖7(a)中β-Li相均勻分布在α-Mg相中，且會沿著α-Mg相的晶界分布；在經過兩向沖擊之后(圖7(b))，材料出現了不同層次的變形區域，且每層β-Li相的形態都有差異，局部位置還出現了β-Li相拉長的現象；用定量金相法測定β-Li相面積分數。為此采用點計數技術(ASTME562-02)計算β-Li相的總面積[21], 測得圖7(a)β-Li相面積分數約為9.49%，圖7(b)中β-Li相面積分數約為7.24%。材料在經過三次沖擊之后(圖7(c))，β-Li相并沒有繼續細小化和密集化，相反晶粒變得粗大且間距變大。圖7(d)為單向三次高速沖擊的微觀組織，其相比圖7(c)β-Li相的組織較密集。

圖6 橫截面選取示意圖

圖7 LZ91鎂鋰合金不同沖擊次數下的第一相組織形貌

圖8為同一材料的第二向微觀組織。圖8(a)中沿著α-Mg相晶界出現了不同的變形區域，在晶界右邊β-Li相細小且分布相對密集，而在左邊β-Li相分布較分散且出現沿著沖擊方向β-Li相拉長的現象；圖8(b)相對圖8(a)，在經過兩次沖擊后，在整體上β-Li相的分布要相對密集。同樣沿著晶界出現了不同變形區域，但變形差異程度相比圖8(a)更小；圖8(c)相比圖8(b)，材料在經過第三次沖擊后，β-Li相組織并沒有太大變化，同樣在α-Mg相晶界上明顯看到白色β-Li相的分布。圖8(d)中，可以看出β-Li相出現明顯的壓縮且β-Li相沿著垂直載荷方向被拉長，在晶界兩邊β-Li相也出現了明顯的分層變形區域，分層沿著垂直載荷方向分布。

圖9為同一材料的第三向微觀組織。圖9(a)中β-Li相均勻分布，α-Mg相晶界輪廓清晰且能看到等軸晶粒的出現；圖9(b)經過兩次沖擊后，組織β-Li相晶粒相比圖9(a)明顯分散，同時也出現明顯的分層現象；圖9(c)經過三向沖擊后，β-Li相晶粒明顯變得粗大，在不同的變形區，晶粒會出現近似45°、135°方向上的偏轉拉長；圖9(d)則在同一方向上出現了晶粒拉長。

圖8 LZ91鎂鋰合金不同沖擊次數下的第二向組織形貌

圖9 LZ91鎂鋰合金不同沖擊次數下的第三相組織形貌

2.5 組織對力學性能的影響

在室溫情況下對鎂鋰合金進行多次沖擊后會發生加工硬化，導致材料位錯密度增加。應變速率增加，導致應力應變曲線上升。但是在目前的研究中，如圖5(a)所示，LZ91鎂鋰合金第二次沖擊的曲線低于第一次沖擊曲線，表明在經過第一次沖擊后，材料發生加工硬化，第二次沖擊后材料發生軟化。而繼續第三次沖擊，曲線高于第二次沖擊曲線，此時材料再次發生硬化。根據文獻[22]可知，α-Mg和β-Li的相界面正好是bcc和hcp結構中的密排面，β-Li相對α-Mg 相起到滑板效應，有利于β-Li 相協助 α-Mg 相的塑性變形，同時隨著β-Li 相越細小，對α-Mg 的塑性變形協調作用越好，使Mg-Li合金的變形抗力明顯減低發生材料軟化。第一次沖擊的初始組織為原始組織，第二次沖擊的原始組織為圖7(a)，第三次沖擊的初始組織為圖7(b)。因此，第二次沖擊初始組織的位錯密度要比第一次沖擊初始組織的位錯密度高，而第三次沖擊的初始組織位錯密度要高于第二次沖擊的初始組織，材料在沖擊過程中的加工硬化逐漸增強。第一次沖擊的初始組織中β-Li相粗大，滑板效應弱。第二次沖擊的初始組織中β-Li相變得細小，滑板效應加強。第三次沖擊的初始組織中β-Li相面積分數較第二次沖擊的初始組織減少，滑板效應減弱。結合圖5(a)及變形溫升的影響可知，第二次沖擊時，滑板效應強，使得滑板效應和變形溫升引起的軟化作用強于應變速率導致的硬化和上一次沖擊引起的加工硬化作用，材料發生軟化，所以第二次沖擊曲線比第一次沖擊曲線低。在第三次沖擊時，滑板效應減弱，滑板效應和變形溫升的軟化作用不足以彌補應變速率導致的硬化和上一次沖擊引起的加工硬化，使硬化作用占據優勢，因此第三次沖擊曲線再次高于第二次沖擊曲線。綜上所述，材料在每次沖擊后既可能發生軟化現象，也可能發生加工硬化。可以看出在沖擊過程中，材料的軟化作用和加工硬化存在競爭關系。

2.6 裂紋

圖10是依次經過三向沖擊(沖擊速率依次為809s-1、1268s-1、1029s-1)的第二向微觀組織。在裂紋周圍，β-Li相晶粒破碎而成細小形態分布。由局部放大圖可以看到在裂紋末端出現了微型孔洞，沿著裂紋末端出現由細化晶粒組成的絕熱剪切帶。

材料在經過三向高速沖擊后，隨著沖擊應變速率的提高，塑性功產生的熱量無法及時散失而在狹窄的區域內形成絕熱剪切帶。在高速沖擊過程中，應變速率越大，材料加工硬化程度越明顯，同時由于位錯的交互影響使得材料處于硬取向的晶粒很難再發生滑移，最后形成位錯堆積[23]。結合上述分析，β-Li相的滑移系比α-Mg相的滑移系多，因此在高速沖擊時，β-Li相更容易發生滑移，隨著變形量的增加，位錯會在α-Mg相中堆積，形成嚴重的應力集中。所以在絕熱剪切帶內，當應力集中大于材料的斷裂強度時，就會在堆積區域產生微小孔洞。微小孔洞在塑性變形過程中不斷長大合并，最后匯聚成裂紋。

圖10 LZ91鎂鋰合金三向沖擊第二向裂紋組織形貌

3 結 論

(1)第二次沖擊時由于β-Li和α-Mg的滑板效應和形變溫升產生的軟化作用明顯高于材料加工硬化導致的強化作用，導致了第二次應力應變曲線低于第一次沖擊；第三次沖擊時，軟化作用降低，不能彌補加工硬化所引起的強化作用，導致第三次沖擊的應力應變曲線高于第二次沖擊。因此，軟化作用和硬化作用存在競爭現象，加工硬化和軟化作用均可能占據優勢，導致材料硬化或者軟化。

(2)在多向沖擊鎂鋰合金的過程中，當局部應力達到一定程度，就會在材料內部產生絕熱剪切帶，繼而會在絕熱剪切帶內產生位錯纏結并形成微型孔洞，最后發展成裂紋。