多向高速?zèng)_擊下LZ91鎂合金的力學(xué)性能及組織

江潤(rùn)桐，馬 香，何思雨，劉 筱,，朱必武

(1.湖南科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 湖南 湘潭 411201；2.湖南科技大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院， 湖南 湘潭 411201)

鎂鋰合金是當(dāng)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(chēng)為超輕合金[1-6]。由于鎂鋰合金具有優(yōu)異的比剛度、比強(qiáng)度性能、同時(shí)具有優(yōu)良的電池屏蔽性能、抗震性能、散熱性能等，在航空、核工業(yè)、軍工、汽車(chē)、醫(yī)療器械、3C產(chǎn)業(yè)等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景[1-2,6-9]。在應(yīng)用過(guò)程中材料容易受到?jīng)_擊載荷作用，鎂的密排六方結(jié)構(gòu)(hcp)有限的滑移系，限制了其室溫和高應(yīng)變速率下的塑性變形能力[10-11]，但Li的立方體結(jié)構(gòu)(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(shù)研究主要包括組織性能演變規(guī)律、晶粒細(xì)化機(jī)理、裂紋產(chǎn)生機(jī)理及后續(xù)成形能力等[14-15]。吳遠(yuǎn)志等[14]發(fā)現(xiàn)通過(guò)高應(yīng)變速率多向鍛造技術(shù)可以大幅提高ZK系列鎂合金的綜合力學(xué)性能，鍛造的主要強(qiáng)化機(jī)制是晶粒細(xì)化、孿晶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化，能夠獲得力學(xué)性能良好的鎂合金。

然而，目前針對(duì)多向高速?zèng)_擊鎂鋰合金的研究較少?；?，本研究采用分離式霍普金森壓桿對(duì)LZ91鎂鋰合金在室溫下進(jìn)行單向沖擊、兩向沖擊、三向沖擊和單向三次沖擊后的力學(xué)性能變化和組織演變規(guī)律的研究。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)采用鑄態(tài)LZ91鎂合金，其合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))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(jìn)行室溫下、沖擊氣壓0.2MPa～0.5MPa的單向和多向沖擊實(shí)驗(yàn)，每次沖擊間隔時(shí)間相同，多向高速?zèng)_擊工藝如圖1。對(duì)多向高速?zèng)_擊和單向高速?zèng)_擊后的試樣進(jìn)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(jìn)行研磨，利用拋光機(jī)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(guò)光學(xué)顯微鏡(OM)觀察金相組織。

圖1 沖擊工藝

2 結(jié)果與討論

2.1 初始組織

圖2為L(zhǎng)Z91鎂鋰合金未經(jīng)過(guò)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(jīng)過(guò)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(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)

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

圖4為材料兩向沖擊的應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)。第二次沖擊曲線(xiàn)屈服應(yīng)力與極限應(yīng)力的差值較第一次沖擊曲線(xiàn)屈服應(yīng)力與極限應(yīng)力的差值有所增大，說(shuō)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(qiáng)；第二次沖擊曲線(xiàn)在塑性變形階段的應(yīng)力都有所減小，表明材料在第二次沖擊時(shí)被軟化。根據(jù)文獻(xiàn)[16，17]可知，隨著應(yīng)變速率的不斷增加，鎂合金的塑性和強(qiáng)度都有一定程度的增強(qiáng)。但是，目前的實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，第二次沖擊在應(yīng)變速率為1249s-1下進(jìn)行沖擊，其應(yīng)力明顯小于第一次沖擊的應(yīng)力(應(yīng)變速率為809s-1)。

圖3 LZ91鎂鋰合金單向沖擊不同應(yīng)變速率應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)

圖4 LZ91鎂鋰合金兩向沖擊不同應(yīng)變速率應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)

圖5(a)(b)是LZ91鎂鋰合金三向高速?zèng)_擊和單向三次高速?zèng)_擊的應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)圖。由圖可知，隨著應(yīng)變速率的增大，應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)在同一應(yīng)變所對(duì)應(yīng)的應(yīng)力值不斷變化，材料所承受的最大應(yīng)力也呈現(xiàn)波動(dòng)趨勢(shì)。圖5(a)為三向高速?zèng)_擊的應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)圖，三次沖擊的應(yīng)變速率分別為809s-1、1249s-1、1134s-1，隨著沖擊次數(shù)的增加，應(yīng)變不斷增大。在塑性變形階段，第二向沖擊時(shí)的應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)下降且低于第一向沖擊。第三向沖擊時(shí)，材料應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)出現(xiàn)上升現(xiàn)象。圖5(b)為單向三次沖擊的應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)圖(應(yīng)變速率為809s-1、1249s-1、1477s-1)，隨著沖擊次數(shù)的增加和應(yīng)變速率的增大，應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)依次下降。

圖5 LZ91鎂鋰合金三向沖擊不同應(yīng)變速率應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)

2.3 變形溫升

金屬材料中高應(yīng)變速率條件下的變形溫升可以通過(guò)公式計(jì)算[18]：

式中，ρ為合金密度；C為合金比熱；σ為應(yīng)力；β為熱轉(zhuǎn)化系數(shù)，鎂合金熱轉(zhuǎn)化系數(shù)β在文獻(xiàn)中[19]已提到過(guò)，在高應(yīng)變速率變形中，對(duì)于較高應(yīng)變速率β取值為0.90～0.95，本文取0.95。經(jīng)計(jì)算得出變形溫升(表1)。

表1 不同沖擊條件下的變形溫升

當(dāng)應(yīng)變速率迅速增大時(shí)，所做功的一小部分為材料變形所需，剩余部分將轉(zhuǎn)化為熱，使材料處于絕熱狀態(tài)導(dǎo)致加工軟化，降低流變應(yīng)力，這在試樣的初始溫度很高時(shí)特別明顯[20]。

2.4 微觀組織

圖6為實(shí)驗(yàn)中多向高速?zèng)_擊和單向高速?zèng)_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L(zhǎng)Z91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(duì)應(yīng)圖3、圖4、圖5(a)(b)應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)圖(其中單向沖擊應(yīng)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(huì)沿著α-Mg相的晶界分布；在經(jīng)過(guò)兩向沖擊之后(圖7(b))，材料出現(xiàn)了不同層次的變形區(qū)域，且每層β-Li相的形態(tài)都有差異，局部位置還出現(xiàn)了β-Li相拉長(zhǎng)的現(xiàn)象；用定量金相法測(cè)定β-Li相面積分?jǐn)?shù)。為此采用點(diǎn)計(jì)數(shù)技術(shù)(ASTME562-02)計(jì)算β-Li相的總面積[21], 測(cè)得圖7(a)β-Li相面積分?jǐn)?shù)約為9.49%，圖7(b)中β-Li相面積分?jǐn)?shù)約為7.24%。材料在經(jīng)過(guò)三次沖擊之后(圖7(c))，β-Li相并沒(méi)有繼續(xù)細(xì)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?zèng)_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(shù)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(xiàn)了不同的變形區(qū)域，在晶界右邊β-Li相細(xì)小且分布相對(duì)密集，而在左邊β-Li相分布較分散且出現(xiàn)沿著沖擊方向β-Li相拉長(zhǎng)的現(xiàn)象；圖8(b)相對(duì)圖8(a)，在經(jīng)過(guò)兩次沖擊后，在整體上β-Li相的分布要相對(duì)密集。同樣沿著晶界出現(xiàn)了不同變形區(qū)域，但變形差異程度相比圖8(a)更??；圖8(c)相比圖8(b)，材料在經(jīng)過(guò)第三次沖擊后，β-Li相組織并沒(méi)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(xiàn)明顯的壓縮且β-Li相沿著垂直載荷方向被拉長(zhǎng)，在晶界兩邊β-Li相也出現(xiàn)了明顯的分層變形區(qū)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(xiàn)；圖9(b)經(jīng)過(guò)兩次沖擊后，組織β-Li相晶粒相比圖9(a)明顯分散，同時(shí)也出現(xiàn)明顯的分層現(xiàn)象；圖9(c)經(jīng)過(guò)三向沖擊后，β-Li相晶粒明顯變得粗大，在不同的變形區(qū)，晶粒會(huì)出現(xiàn)近似45°、135°方向上的偏轉(zhuǎn)拉長(zhǎng)；圖9(d)則在同一方向上出現(xiàn)了晶粒拉長(zhǎng)。

圖8 LZ91鎂鋰合金不同沖擊次數(shù)下的第二向組織形貌

圖9 LZ91鎂鋰合金不同沖擊次數(shù)下的第三相組織形貌

2.5 組織對(duì)力學(xué)性能的影響

在室溫情況下對(duì)鎂鋰合金進(jìn)行多次沖擊后會(huì)發(fā)生加工硬化，導(dǎo)致材料位錯(cuò)密度增加。應(yīng)變速率增加，導(dǎo)致應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)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(xiàn)低于第一次沖擊曲線(xiàn)，表明在經(jīng)過(guò)第一次沖擊后，材料發(fā)生加工硬化，第二次沖擊后材料發(fā)生軟化。而繼續(xù)第三次沖擊，曲線(xiàn)高于第二次沖擊曲線(xiàn)，此時(shí)材料再次發(fā)生硬化。根據(jù)文獻(xiàn)[22]可知，α-Mg和β-Li的相界面正好是bcc和hcp結(jié)構(gòu)中的密排面，β-Li相對(duì)α-Mg 相起到滑板效應(yīng)，有利于β-Li 相協(xié)助 α-Mg 相的塑性變形，同時(shí)隨著β-Li 相越細(xì)小，對(duì)α-Mg 的塑性變形協(xié)調(diào)作用越好，使Mg-Li合金的變形抗力明顯減低發(fā)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(cuò)密度要比第一次沖擊初始組織的位錯(cuò)密度高，而第三次沖擊的初始組織位錯(cuò)密度要高于第二次沖擊的初始組織，材料在沖擊過(guò)程中的加工硬化逐漸增強(qiáng)。第一次沖擊的初始組織中β-Li相粗大，滑板效應(yīng)弱。第二次沖擊的初始組織中β-Li相變得細(xì)小，滑板效應(yīng)加強(qiáng)。第三次沖擊的初始組織中β-Li相面積分?jǐn)?shù)較第二次沖擊的初始組織減少，滑板效應(yīng)減弱。結(jié)合圖5(a)及變形溫升的影響可知，第二次沖擊時(shí)，滑板效應(yīng)強(qiáng)，使得滑板效應(yīng)和變形溫升引起的軟化作用強(qiáng)于應(yīng)變速率導(dǎo)致的硬化和上一次沖擊引起的加工硬化作用，材料發(fā)生軟化，所以第二次沖擊曲線(xiàn)比第一次沖擊曲線(xiàn)低。在第三次沖擊時(shí)，滑板效應(yīng)減弱，滑板效應(yīng)和變形溫升的軟化作用不足以彌補(bǔ)應(yīng)變速率導(dǎo)致的硬化和上一次沖擊引起的加工硬化，使硬化作用占據(jù)優(yōu)勢(shì)，因此第三次沖擊曲線(xiàn)再次高于第二次沖擊曲線(xiàn)。綜上所述，材料在每次沖擊后既可能發(fā)生軟化現(xiàn)象，也可能發(fā)生加工硬化?？梢钥闯鲈跊_擊過(guò)程中，材料的軟化作用和加工硬化存在競(jìng)爭(zhēng)關(guān)系。

2.6 裂紋

圖10是依次經(jīng)過(guò)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?chē)?，?Li相晶粒破碎而成細(xì)小形態(tài)分布。由局部放大圖可以看到在裂紋末端出現(xiàn)了微型孔洞，沿著裂紋末端出現(xiàn)由細(xì)化晶粒組成的絕熱剪切帶。

材料在經(jīng)過(guò)三向高速?zèng)_擊后，隨著沖擊應(yīng)變速率的提高，塑性功產(chǎn)生的熱量無(wú)法及時(shí)散失而在狹窄的區(qū)域內(nèi)形成絕熱剪切帶。在高速?zèng)_擊過(guò)程中，應(yīng)變速率越大，材料加工硬化程度越明顯，同時(shí)由于位錯(cuò)的交互影響使得材料處于硬取向的晶粒很難再發(fā)生滑移，最后形成位錯(cuò)堆積[23]。結(jié)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?zèng)_擊時(shí)，β-Li相更容易發(fā)生滑移，隨著變形量的增加，位錯(cuò)會(huì)在α-Mg相中堆積，形成嚴(yán)重的應(yīng)力集中。所以在絕熱剪切帶內(nèi)，當(dāng)應(yīng)力集中大于材料的斷裂強(qiáng)度時(shí)，就會(huì)在堆積區(qū)域產(chǎn)生微小孔洞。微小孔洞在塑性變形過(guò)程中不斷長(zhǎng)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(jié) 論

(1)第二次沖擊時(shí)由于β-Li和α-Mg的滑板效應(yīng)和形變溫升產(chǎn)生的軟化作用明顯高于材料加工硬化導(dǎo)致的強(qiáng)化作用，導(dǎo)致了第二次應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)低于第一次沖擊；第三次沖擊時(shí)，軟化作用降低，不能彌補(bǔ)加工硬化所引起的強(qiáng)化作用，導(dǎo)致第三次沖擊的應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)高于第二次沖擊。因此，軟化作用和硬化作用存在競(jìng)爭(zhēng)現(xiàn)象，加工硬化和軟化作用均可能占據(jù)優(yōu)勢(shì)，導(dǎo)致材料硬化或者軟化。

(2)在多向沖擊鎂鋰合金的過(guò)程中，當(dāng)局部應(yīng)力達(dá)到一定程度，就會(huì)在材料內(nèi)部產(chǎn)生絕熱剪切帶，繼而會(huì)在絕熱剪切帶內(nèi)產(chǎn)生位錯(cuò)纏結(jié)并形成微型孔洞，最后發(fā)展成裂紋。