Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的微观组织与塑性不稳定性研究

沙桂英， 尹淼， 韩恩厚， 许道奎， 徐永波， 于爽

(1.沈阳航空航天大学 材料科学与工程学院， 辽宁 沈阳 110136;2.中国科学院金属研究所 材料环境腐蚀研究中心， 辽宁 沈阳 110016)

Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的微观组织与塑性不稳定性研究

沙桂英1， 尹淼1， 韩恩厚2， 许道奎2， 徐永波2， 于爽1

(1.沈阳航空航天大学 材料科学与工程学院， 辽宁 沈阳 110136;2.中国科学院金属研究所 材料环境腐蚀研究中心， 辽宁 沈阳 110016)

采用常压铸造及热挤压方法制备Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn变形合金，通过光学显微镜、扫面电子显微镜、能谱 和X射线衍射分析以及拉伸实验，研究合金的微观组织和变形行为及其力学性能变化。研究结果表明：Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的微观组织中形成了I-Mg3YZn6准晶相和W-Mg3Y2Zn3及Mg0.97Zn0.03第2相，从而使合金的屈服强度和抗拉强度大幅度提高；在1×10-5～1×10-2s-1应变率范围内，该合金产生了明显的塑性不稳定行为，随着应变率提高，动态应变时效机制主导的塑性不稳定性是使合金的屈服强度和抗拉强度表现为负的应变率敏感性的根本原因。

金属材料； Mg-Li-Y-Zn合金； 准晶； 应变率； 塑性不稳定性

0 引言

作为超轻金属结构材料，镁锂合金在航空航天、国防工业领域具有重要的应用前景。为了有效提高强度，镁锂合金的研究多集中在变形处理细化晶粒、合金化、引入增强体等方面。其中，添加Sc、Y、Nd、Ce等稀土元素的改性研究是一个重要方向[1-4]。并且，近几年来准晶增强镁合金的研究也重新成为热点[5-7]，特别是形成的20面体I-Mg3YZn6准晶相能显著改善双相镁锂合金的力学性能和耐蚀性能[8-10]。另一方面，在一定条件下，镁锂合金中会出现塑性不稳定现象，即Portevin-Le Chatelier(PLC)效应，此效应的宏观表现是在塑性变形过程中，时域上应力- 应变曲线出现周期性的锯齿屈服以及对应的空域上试件表面产生反复传播的局域化剪切变形带，其微观机制主要是动态应变时效(DSA)和孪生[11-12]。显然，DSA和孪生会引起屈服应力或流变应力的升高，可延缓变形抗力随温度升高而下降的速度，加之伴随DSA和孪生产生而引起的晶体内位错密度及组态的变化，无疑对构件的塑性成形加工和材料的室温延伸率、抗拉强度、疲劳强度及高温持久强度等产生重要影响。本文通过对添加Y、Zn元素的Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金微观结构研究以及不同应变率下的拉伸实验，分析该合金的准晶增强效果和拉伸变形行为的应变率效应及其微观机制，旨在为拓展准晶增强镁锂合金的应用提供参考依据。

1 实验方法

采用熔剂保护法在常压电阻坩埚炉中熔炼制备实验合金铸锭，熔炼温度约为750 ℃. 实验合金的实测成分(质量分数，%)为：Li4.3、Y1.08、Zn5.83、Mg余量。铸锭经400 ℃×7 h均匀化退火后，在300 ℃进行热挤压，挤压比约为5.7∶1.

利用蔡司Axio observer Z1M全自动显微镜和Philip ESEM-FEG/EDXA扫描电镜分析合金的显微组织。腐蚀液为5 g苦味酸+10 mL乙酸+100 mL酒精，浸蚀时间约45 s. 利用Rigaku-D/Max-2000PC X射线衍射仪(XRD，CuKα)进行相分析，管电压50 kV，电流250 mA，扫描速度为2°/min，在RG3050电子拉伸试验机上进行拉伸实验，试样实验段尺寸为28 mm×6 mm×3 mm，拉伸方向平行于挤压方向，应变率分别为1×10-5s-1、1×10-4s-1、5×10-4s-1、1×10-3s-1、5×10-3s-1和1×10-2s-1.

2 实验结果及分析

2.1 Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的微观组织

图1是Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的铸态显微组织照片，其中图1(b)为图1(a)中方框区组织的局部放大。从中可以看出，由于加入Y、Zn元素，Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金在暗色的α-Mg基上形成了许多亮色的第2相(见图1(a))，这些第2相在晶内与晶界的分布形态截然不同，分布在晶界的第2相主要呈条状和网状二种形态，而分布在晶内的第2相主要呈细的、近乎相互平行的、长短不一的条状或颗粒状(见图1(b))。

图1 铸态Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的显微组织Fig.1 SEM micrographs of as-cast Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn alloy

结合图2(a)所示的XRD分析可知，Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的显微组织是由α-Mg基体与I-Mg3YZn6、W-Mg3Y2Zn3及Mg0.97Zn0.033种第2相组成。本实验中Zn/Y质量比为5.4，根据准晶镁合金的研究结果[7-9, 13]，控制Zn/Y质量比约为5～7，可使合金中形成稳定的I-Mg3YZn6准晶相。而且，准晶合金中往往会同时形成W-Mg3Y2Zn3和Mg0.97Zn0.03非准晶相[7-9]。通常，I-Mg3YZn6相和W-Mg3Y2Zn3相形貌迥异。I-Mg3YZn6准晶与α-Mg形成共晶体，一般呈网状分布在晶界或W-Mg3Y2Zn3相的末端，而W-Mg3Y2Zn3相则呈条状分布在晶界，且晶界会随着W-Mg3Y2Zn3的体积分数增加而粗化。因此，依据I-Mg3YZn6相和W-Mg3Y2Zn3相的特征，结合图1(b)中方框区第2相的能谱(EDS)分析结果(见图2(b))可以确定，呈网状沿晶界分布的相为I-Mg3YZn6准晶相，沿晶界连续和断续分布的条状相为W-Mg3Y2Zn3相，而在晶内的细密的相为由Mg、Zn元素组成的Mg0.97Zn0.03相。经过热挤压，Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的显微组织产生了明显变化(见图3)。不仅α-Mg基体产生再结晶而晶粒细化，第2相也得到显著细化，大量的细小粒子在晶内与晶界弥散分布，同时部分破碎的第2相沿挤压方向呈方向性分布。

图2 Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的XRD谱及能谱图Fig.2 XRD and EDS patterns of Mg-4.3Li- 1.08Y-5.83Zn alloy

图3 挤压态Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的显微 组织(放大500倍)Fig.3 Microstructure of as-extruded Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn alloy (500×)

2.2 Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的拉伸力学行为

图4示出了Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金在不同应变率下的拉伸曲线。显然，在1×10-5～1×10-2s-1应变率区间内，Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的应力- 应变曲线均出现了十分明显的锯齿状波动(见图4(a))，即产生了PLC效应，且随应变率提高曲线逐渐下降。图4(b)对1×10-5s-1、1×10-3s-1和1×10-2s-13种应变率下的应力- 应变曲线在10%～12%应变范围进行了局部放大，从清晰的锯齿状波动可以看出，随着应变率提高，锯齿之间的应变间隔变大，即低应变率下的锯齿密集，高应变率下的锯齿稀疏。

(1)

图4 Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金在不同应变率下拉伸 的应力- 应变曲线Fig.4 Stress-strain curves of Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn alloy after tensile at different strain rates

2.3 Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的拉伸性能

表1列出了Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金在1×10-5～1×10-2s-1应变率区间内的拉伸性能，为了比较同时给出了未添加Y、Zn元素合金的相应数据。由表1可见，Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的屈服强度和抗拉强度均表现出应变率弱化效应，这与该合金的应力- 应变曲线的负应变率敏感性相对应，但其塑性对应变率不敏感。与未添加Y、Zn元素的合金(Mg-4.7Li)相比，添加Y、Zn元素后，虽然合金的塑性变化不大，但强度提高十分显著。

表1 Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金在不同应变 率下拉伸的力学性能Tab.1 Mechanical properties of Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn alloy after tensile at different strain rates

注：括号中数据为相应条件下未添加Y、Zn元素合金的力学性能。

3 Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的强化及变形机制分析

在混合添加Y和Zn的准晶镁合金中，I-Mg3YZn6相是20面体结构的准晶相，具有高的强度、硬度和热稳定性，与α-Mg基体具有良好的界面共格和界面结合力，能钉扎晶界、限制晶界滑移[7-8]，W-Mg3Y2Zn3相是具有面心立方结构的非准晶相，且W/α-Mg界面的结合力强，在不引起晶界粗化情况下，W-Mg3Y2Zn3相有很好的强化作用[14]，而Mg0.97Zn0.03相与α-Mg的晶体结构相同，并与基体保持界面共格[7]。由此可见，Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金组织中的I-Mg3YZn6准晶、W-Mg3Y2Zn3和Mg0.97Zn0.03相的综合强化作用能显著提高该合金热挤压变形过程中的变形抗力，并可作为形核核心，促进α-Mg再结晶，同时，I-Mg3YZn6、W-Mg3Y2Zn3和Mg0.97Zn0.03相破碎，从而使挤压态合金的显微组织显著细化。并且，W-Mg3Y2Zn3相含量不高，α-Mg晶界未粗化。因此, I-Mg3YZn6准晶和W-Mg3Y2Zn3及大量的Mg0.97Zn0.03粒子产生的弥散强化和细晶强化是Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金屈服强度和抗拉强度显著提高的根本原因。

由于可动位错遇到林位错等障碍会做短时停留，而附近的溶质原子可通过管道扩散方式向位错处富集，进而使位错在塑性变形过程中不能连续运动而产生DSA现象，这是金属和合金产生塑性不稳定行为的基本机制，应力- 应变曲线上出现锯齿状流变以及使流变应力的应变率敏感指数为负值是DSA现象的基本特征[11,15-16]。因此，随着应变率提高，流变应力会降低，进而导致合金的强度产生应变率弱化效应。并且，沉淀相也会因对位错的阻碍作用而加强金属的PLC效应，但单独的沉淀相阻碍位错运动机制不足以产生PLC效应[17-18]。对于Mg-4.3Li-1.08Y- 5.83Zn合金而言，在1×10-5～1×10-2s-1应变率下，基于应力- 应变曲线上出现的明显的锯齿状流变和流变应力的应变率敏感指数m<0的事实，加之Li、Zn、Y在α-Mg中较高的固溶度，分析认为拉伸变形时α-Mg基体中溶质原子(Li、Zn、Y)与可动位错的“钉扎- 脱钉”作用引起了DSA，而I-Mg3YZn6准晶、W-Mg3Y2Zn3及Mg0.97Zn0.03沉淀粒子对DSA行为产生了积极的促进作用。沉淀相的促进作用可能有2个原因：一是这些相的生成消耗了较多的Mg元素，与未添加Zn、Y元素的合金相比，相对提高了α-Mg中Li原子的浓度；二是热挤压后这些相的弥散分布会因大大增加可动位错的运动障碍而增强溶质原子向位错处的富集。

此外，孪生也会成为镁锂合金产生PLC效应的重要机制[12]。为了探索孪生变形的作用，分析了1×10-4s-1和1×10-2s-1应变率下拉伸变形后Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金的显微组织(见图5，水平方向为拉伸变形方向)。可见，无论是在低应变率下，还是在高应变率下，变形组织中孪晶都很少，表明孪生并非是该合金产生塑性不稳定性的根本原因。

图5 不同应变率下拉伸变形后Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn 合金的显微组织Fig.5 Microstructures of Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn alloy after tensile deformation at different strain rates

综上所述，DSA是Mg-4.3Li-1.08Y- 5.83Zn合金产生塑性不稳定性的主导机制，进而导致其屈服强度和抗拉强度具有负应变率敏感性。同时，I-Mg3YZn6准晶、W-Mg3Y2Zn3及Mg0.97Zn0.03相的生成和弥散分布促进了该合金的塑性不稳定性。

4 结论

1)混合添加Y、Zn元素后，Mg-4.3Li-1.08Y- 5.83Zn合金的α-Mg基体中产生了不同的、分布形态各异的沉淀相。其中，I-Mg3YZn6准晶呈网状分布在晶界，Mg0.97Zn0.03相呈细的、长短不一的条状或颗粒状分布于晶内，而W-Mg3Y2Zn3相呈条状连续或断续地分布在晶界。热挤压后，I-Mg3YZn6准晶、W-Mg3Y2Zn3和Mg0.97Zn0.03粒子破碎、分布较为弥散，合金组织明显细化，从而使合金沿挤压方向的屈服强度和抗拉强度显著提高。

2)在1×10-5～1×10-2s-1应变率区间拉伸变形时，Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn合金产生了明显的以DSA为主导机制的PLC效应，并由此导致合金的屈服强度和抗拉强度表现为负的应变率敏感性。

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Microstructure and Plastic Instability of Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn Alloy

SHA Gui-ying1， YIN Miao1， HAN En-hou2， XU Dao-kui2， XU Yong-bo2， YU Shuang1

(1.School of Materials Science and Engineering，Shenyang Aerospace University，Shenyang 110136， Liaoning，China；
2.Environmental Corrosion Research Center, Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016， Liaoning，China)

Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn deforming alloy is prepared using conventional casting and hot extrusion processing. The microstructure, deformation behavior and mechanical properties of the alloy are investigated by optical microscope, scanning electron microscope, energy density spectrum and X-ray diffraction analyses, and tensile tests. The results show that the quasi-crystalline phase I-Mg3YZn6, and the secondary phase W-Mg3Y2Zn3and Mg0.97Zn0.03are generated in the microstructure of Mg-4.3Li-1.08Y-5.83Zn alloy, thus enhancing the yield strength and ultimate tensile strength significantly. The tensile tests at different strain rates show that the plastic instability occurs in the strain rate range from 1×10-5s-1to 1×10-2s-1and the yield and ultimate strengths of the alloy exhibit negative strain rate sensitivity with the increase in strain rate. A reasonable mechanism for this is attributed to the dynamic strain aging (DSA) occurring during tensile deformation.

metallic material; Mg-Li-Y-Zn alloy; quasi-crystal; strain rate; plastic instability

2016-05-05

国家自然科学基金项目(51271183、51301172)；辽宁省自然科学基金项目(2013024007)

沙桂英(1963—)，女，教授，硕士生导师。E-mail:guiysha@sina.com

TG146.22

A

1000-1093(2017)03-0534-06

10.3969/j.issn.1000-1093.2017.03.016