添加微量Sc对Mg-3Li合金高应变率变形行为的影响

沙桂英, 孙晓光, 刘 腾,3, 朱宇宏, 冯晓刚

(1.沈阳航空航天大学材料科学与工程学院,沈阳 110136;2.哈尔滨工业大学 材料科学与工程学院,哈尔滨 150001;3.美国韦恩州立大学机械工程系,密歇根州底特律 48202)

在航空、航天、汽车及其它军事和民用工业领域,构件经常会遇到冲击、高速碰撞、爆炸等动态加载情况,构件的失效与材料在高应变率下的力学响应密切相关。如：在高应变率下,由于变形过程往往会产生绝热效应,从而导致材料产生热软化,这种热软化会引起材料产生绝热剪切失稳而导致构件失效。目前国内外对钢、钛及钛合金、铝合金、镁合金以及复合材料等在高应变率下的变形行为均有报道[1～8]。E.El-Magd等人[9]对 AA7075,AZ80, Ti6Al4V等轻质变形合金在不同温度、不同应变率下的拉伸、压缩变形与断裂行为进行了较为深入的研究,探讨了应变、应变率、温度对变形和断裂应力的综合作用,结果表明：室温下,在不同的确定的应变、应变率下三种合金都产生了变形局部化。胡昌明[10]等对高温、高应变率下 MB2镁合金的动态力学性能及变形机理的研究表明,在冲击载荷下,MB2合金的变形表现在一定滑移方向的带状阵列的晶粒长大现象,其变形机理主要是一定滑移系上晶粒的长大、滑移,断裂破坏是由于一定滑移系上晶粒的长大变形至一定的临界值所致。Wu X L等人[11]在冲击载荷作用下AZ31镁合金变形行为研究中发现合金产生了变形局部化现象。由此可见,镁合金在高应变下的变形机制比较复杂,需要加强深入的研究。另外,对镁合金添加稀土进行合金化一直是新型镁合金开发研究的热点之一,但对其高应变率力学行为的研究则很少[12]。因此,研究稀土镁合金在高应变率下的变形行为与机制对其工程应用具有重要的意义。本研究以Mg-3Li和Mg-3Li-1Sc合金为对象,研究了添加少量稀土Sc对Mg-3Li合金在高应变率下变形行为的影响,并探讨了其影响机制。

1 实验材料与方法

本实验所用两种合金的名义成分分别为 Mg-3Li和Mg-3Li-1Sc,采用真空感应炉熔炼、浇铸。利用分离式Hopkinson压杆进行高应变率冲击压缩实验,应变率在 103s-1量级,试样尺寸为 φ7 mm×8 mm。采用Matlab及Origin软件对冲击实验数据进行处理,获取试样在不同应变率下的动态应力-应变曲线。利用Olympus GX71光学显微镜观察、分析合金显微组织的变化。

2 结果与讨论

2.1 不同合金的显微组织

Mg-3Li和Mg-3Li-1Sc合金的显微组织如图1所示。

图1 Mg-3Li和Mg-3Li-1Sc合金的显微组织Fig.1 Microstructure of the Mg-3Li and Mg-3Li-1Sc alloys (a)Mg-3Li;(b)Mg-3Li-1Sc

可见,Mg-3Li合金由单一的α相组成,晶粒较粗大、尺寸不均匀、形状也不很规则,统计显示其平均晶粒度约为220μm(图1a)。加入少量Sc后,组织出现较明显的变化,晶粒尺寸减小、均匀性改善,平均晶粒度约为160μm,且晶界较平直(图1b)。此外,Mg-3Li-1Sc合金组织中存在大量细小的颗粒状第二相,该相可基本确定为MgSc相[13]。

2.2 不同合金高应变率下的动态应力-应变行为

图2示出了Mg-3Li和Mg-3Li-1Sc合金在不同应变率下冲击后的应力-应变曲线。

由图2可见,Mg-3Li和Mg-3Li-1Sc合金动态应力-应变行为的应变率效应在实验应变率范围内表现出相同的规律。即：在 1350～3000s-1应变率范围内,流动应力随着应变率的提高不断升高,应力-应变行为表现出较明显的应变率强化效应;而当应变率继续升高至 3500s-1时,两种合金的流动应力均下降,合金的应力-应变行为表现出应变率弱化效应。而且,在 1350～3500s-1应变率范围内,两种合金的应力-应变行为均表现出显著的应变强化效应。

图2 不同合金在高应变率下的动态应力-应变曲线Fig.2 Dynamic stress-strain curves of the tested alloys athigh strain rates (a)Mg-3Li;(b)Mg-3Li-1Sc

图3 不同合金的动态屈服强度-应变率关系Fig.3 Dynamic yield strength of the Mg-3Liand Mg-3Li-1Sc alloys as function of strain rate

由图3所示的Mg-3Li和Mg-3Li-1Sc合金的动态屈服强度-应变率变化曲线可知,在相同应变率下,Mg-3Li-1Sc合金的动态屈服强度均明显高于Mg-3Li合金。尤以3000s-1应变率时最为突出,Mg-3Li合金的屈服应力仅为122MPa,而Mg-3Li-1Sc的屈服应力则达到了180MPa,提高约48%。这说明少量Sc的加入能明显提高Mg-3Li合金在高应变率条件下的变形抗力。但随着应变率的继续提高,二种合金的动态屈服应力均下降。从实验过程中试样的宏观表现来看,Mg-3Li合金在3500s-1应变率下冲击后试样表面已出现了裂纹;而Mg-3Li-1Sc合金在整个实验应变率范围内试样均无宏观裂纹产生,显示出了较好的冲击变形能力。因此,少量Sc的加入使Mg-3Li合金冲击抗力明显提高的同时仍保持良好的冲击变形能力。

2.3 不同合金高应变率冲击后的显微组织

图4示出了两种合金在不同应变率下冲击后的显微组织变化。

图4 两种合金经不同应变率冲击变形后的显微组织Fig.4 Microstructure of the tested alloys impacted at different strain rates (a)Mg-3Li,3000s-1; (b)Mg-3Li,3500s-1;(c)Mg-3Li-1Sc,3000s-1;(d)Mg-3Li-1Sc,3500s-1

通常,具有密排六方结构的多晶镁合金的塑性变形方式是以滑移和孪生为主,滑移主要为{0001}基面滑移和柱面滑移,而孪生最先发生在锥面[14]。在高应变率冲击条件下,由于加载时间极短,试样的变形过程在瞬间即告完成。虽然基面滑移较易进行,但因变形速度快,所以在冲击变形过程中很容易产生孪晶。从图 4a,b可见,当应变率在 3000s-1时, Mg-3Li合金的冲击变形组织内晶粒产生明显变形,且晶内出现部分孪晶,局部区域沿与冲击应力呈45o方向产生了较明显的裂纹;当应变率达3500s-1时,合金晶体内裂纹进一步发展。而由图 4c,d可知,在3000s-1应变率下冲击后,Mg-3Li-1Sc合金组织中的晶粒变形更加明显,晶内孪晶也增多,局部区域只产生了不连续的、细的微裂纹,直到 3500s-1应变率时才出现了明显的裂纹,且裂纹的特征与 Mg-3Li合金有所区别,有些裂纹的扩展路径偏离了与冲击应力呈 45o的方向,显示出该合金抵抗裂纹扩展的能力有所提高。

另外,在Mg-3Li合金加入少量的Sc起到了细化晶粒、均匀化组织的作用,这也是Mg-3Li-1Sc合金在高应变率变形过程中动态屈服强度提高而提高冲击变形抗力的一个重要原因。与此同时,Sc在Mg-3Li-1Sc合金中形成了具有立方结构的MgSc相,该相弥散分布在基体中,可起到较好的第二相强化和协调变形作用。当扩展的裂纹遇到第二相时,可改变裂纹的扩展方向而在一定程度上缓解应力集中,从而提高该合金的变形能力、减轻其脆化倾向。

综上所述,在 1350～3000s-1应变率范围内,因加工硬化随应变率的提高不断增强,Mg-3Li合金和Mg-3Li-1Sc合金的动态应力-应变行为均表现出了较明显的应变率强化效应;而当应变率继续升高至3500s-1时,两种合金由于组织内产生的裂纹损伤导致合金的动态应力-应变行为表现出了应变率弱化效应。而且,在 1350～3500s-1应变率范围内,由于少量Sc的加入,使Mg-3Li-1Sc合金组织细化及形成细小弥散的MgSc相,由此产生的强化使Mg-3Li-1Sc合金表现出了更高的冲击变形抗力。

3 结论

(1)在1350～3000s-1应变率范围内,Mg-3Li合金和Mg-3Li-1Sc合金的动态应力-应变行为均表现出了较明显的应变率强化效应;而当应变率继续升高至 3500s-1时,两种合金的动态应力-应变行为又表现出了应变率弱化效应。合金组织内产生的裂纹损伤是合金动态应力-应变行为应变率弱化效应的主要原因。

(2)在 1350～3500s-1应变率范围内,Mg-3Li-1Sc合金的冲击变形抗力显著高于Mg-3Li合金。主要是由于少量Sc的加入,使Mg-3Li-1Sc合金的组织细化和形成了细小弥散的MgSc相的综合强化所致。

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