Mg-Gd(-Mn-Sc)合金拉伸變形時(shí)的塑性失穩(wěn)行為及變形機(jī)制的研究.pdf

1、Mg-Gd系合金因其優(yōu)良的高溫力學(xué)性能，成為高溫耐熱鎂合金中最具潛力的合金系之一，引起了越來越多國內(nèi)外的重視。近年來，德國的Mordike等開發(fā)了一類新型抗蠕變Mg-Gd-Mn-Sc系列鎂合金，該系列合金在300℃的抗蠕變性能要優(yōu)于現(xiàn)有的最成功的耐熱商用WE系列鎂合金。國內(nèi)外對Mg-Gd系合金的時(shí)效硬化效應(yīng)、時(shí)效析出序列、高溫拉伸強(qiáng)度以及高溫抗蠕變性能開展了大量的研究。Mg-Gd-Mn-Sc合金系僅有德國的Mordike等進(jìn)行過研究，研

2、究內(nèi)容主要集中在該合金的抗蠕變性能及其組織方面。為了能再進(jìn)一步提高M(jìn)g-Gd(-Mn-Sc)合金的機(jī)械性能、塑性變形能力以及發(fā)展應(yīng)用潛力，對Mg-Gd(-Mn-Sc)合金塑性變形過程中的組織及性能的相關(guān)性、合金的塑性失穩(wěn)行為以及塑性變形機(jī)制的研究相當(dāng)重要。然而，目前國內(nèi)外幾乎沒有這些方面的報(bào)道，很有必要對此進(jìn)行深入系統(tǒng)的研究。
　　 本文以Mg-5wt.％Gd合金以及Mg-5wt.％Gd-1wt.％Mn-0.7wt.％Sc合金為

3、對象，采用光學(xué)顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)、電子背散射衍射分析技術(shù)(EBSD)、透射電鏡(TEM)、三維原子探針(3DAP)等分析手段，通過硬度、室溫高溫拉伸試驗(yàn)，研究了Mn、Sc添加元素對Mg-5wt.％Gd鑄造合金組織及時(shí)效硬化性能的影響；重點(diǎn)研究了Mg-5wt.％Gd(-1wt.％Mn-0.7wt.Sc)合金在室溫、150～300℃中溫以及350～400℃高溫下拉伸時(shí)出現(xiàn)的幾種不同類型的塑性變形失穩(wěn)現(xiàn)象；并系統(tǒng)研究了M

4、g-5wt.％Gd合金在不同溫度和應(yīng)變速率下拉伸時(shí)的顯微組織演變和塑性變形機(jī)制。研究結(jié)果表明：
　　 (1)Mg-5Gd-1Mn-0.7Sc合金在460～580℃保溫的過程中有大量彌散的Mn-Sc金屬間化合物析出，該相對合金硬度的提高沒有明顯作用。經(jīng)過固溶工藝制度的優(yōu)化，610℃/24h被選定為該四元合金理想的固溶處理制度，在該制度下升溫過程中析出的Mn—Sc金屬間化合物幾乎完全重新溶入基體，大幅度增加了基體中的Mn、Sc元素固

5、溶度。Mg-5Gd合金和Mg-5Gd-1Mn-0.7Sc合金經(jīng)過5200℃/24h固溶處理后，在后續(xù)的200℃以上溫度時(shí)效時(shí)，不具有硬化效果。在經(jīng)過610℃/24h固溶處理后，在后續(xù)的200℃以上溫度時(shí)效，二元合金仍然不具有硬化效應(yīng)；而四元合金的硬化效果卻得到顯著增強(qiáng)，在200、250和300℃下時(shí)效的峰值硬度比固溶處理淬火態(tài)的硬度值分別提高了63％、44％和33％，這歸因于沿基面密集析出的含Mn和Gd的薄片狀亞穩(wěn)相以及圓片狀Mn2Sc

6、相的強(qiáng)化作用。
　　 (2)Mg-5Gd(-1Mn-0.7Sc)擠壓態(tài)樣品在室溫拉伸時(shí)，出現(xiàn)了兩種類型的屈服應(yīng)力下降(Yield drop)現(xiàn)象。第一種是起始屈服點(diǎn)現(xiàn)象(Initialyield point)，它的產(chǎn)生是由于擠壓態(tài)樣品在拉伸前的熱處理過程中，樣品內(nèi)部的位錯(cuò)密度得到大幅度減小，在塑性變形之初，樣品內(nèi)可動(dòng)位錯(cuò)密度大量增加所至。第二種是應(yīng)變時(shí)效屈服點(diǎn)現(xiàn)象，它的產(chǎn)生是由于卸載后的熱處理過程中，固溶原子氣團(tuán)將可動(dòng)位錯(cuò)釘扎，

7、重新加載后位錯(cuò)掙脫固溶原子團(tuán)的釘扎作用所至。雖然引起這兩種室溫屈服應(yīng)力下降的直接原因不同，然而它們的產(chǎn)生都基于一個(gè)相同的物理本質(zhì)：即拉伸前樣品內(nèi)部的可動(dòng)位錯(cuò)密度都很小，當(dāng)拉伸進(jìn)入塑性變形階段時(shí)，樣品內(nèi)的可動(dòng)位錯(cuò)密度突然增加引起樣品的塑性變形速率突然增大至超過外界設(shè)定的變形速率，從而導(dǎo)致了屈服應(yīng)力下降現(xiàn)象的發(fā)生。
　　 (3)Mg-5Gd(-1Mn-0.7Sc)擠壓態(tài)樣品在150～300℃的溫度和1.67×10-4S-1～1.67

8、×10-2S-1的應(yīng)變速率范圍內(nèi)拉伸時(shí)，應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈現(xiàn)出鋸齒狀的特征-PLC效應(yīng)。低溫時(shí)效處理可析出大量β’相，減小基體中固溶原子的含量，從而顯著地減弱了PLC效應(yīng)，甚至導(dǎo)致了PLC效應(yīng)的完全消失。本研究合金的PLC效應(yīng)歸因于固溶原子和位錯(cuò)間的交互作用，即動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效效應(yīng)。
　　 (4)與Mg-5Gd二元合金相比，Mg-5Gd-1Mn-0.7Sc合金的室溫應(yīng)變時(shí)效屈服應(yīng)力下降的幅度更大，高溫PLC效應(yīng)的臨界應(yīng)變更小、應(yīng)力上下

9、波動(dòng)的幅度更大，這是由于應(yīng)變時(shí)效效應(yīng)與固溶原子團(tuán)和位錯(cuò)之間的相互作用是密切相關(guān)的。雖然Gd原子對應(yīng)變時(shí)效效應(yīng)起了主要的作用，但四元合金中，Mn原子很可能與Gd原子一起，共同形成Cottrell氣團(tuán)。四元合金中Gd與Mn原子共同形成的原子團(tuán)對位錯(cuò)的釘扎作用，或者說應(yīng)變時(shí)效作用就要強(qiáng)于二元合金中由Gd原子單獨(dú)形成的固溶原子團(tuán)對位錯(cuò)的釘扎作用。
　　 (5)Mg-5Gd擠壓態(tài)合金在350～400℃、不同應(yīng)變速率下進(jìn)行拉伸變形，當(dāng)應(yīng)變速

10、率低于4.4×10-4S-1時(shí)，應(yīng)力-應(yīng)變曲線上呈現(xiàn)出鋸齒狀特征。隨著應(yīng)變速率的下降，鋸齒狀應(yīng)力上下波動(dòng)的幅度更加明顯。當(dāng)應(yīng)變速率達(dá)到或高于8.8×10-4S-1時(shí)，鋸齒狀現(xiàn)象消失，得到光滑的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。該鋸齒狀曲線不屬于PLC現(xiàn)象。
　　 (6)在400℃、8.8×10-3S-1的較高應(yīng)變速率下拉伸變形時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象發(fā)生，合金的晶粒得到很大程度的細(xì)化；動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是高應(yīng)變速率下變形時(shí)的主要軟化機(jī)制，同時(shí)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶帶來的晶

11、粒細(xì)化作用進(jìn)一步加速了軟化進(jìn)程。在400℃、8.8×10-5S-1的較低應(yīng)變速率下拉伸時(shí)，沒有發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，而是出現(xiàn)了晶粒的正常長大現(xiàn)象。TEM觀察顯示，高應(yīng)變速率下變形后的樣品中位錯(cuò)密度高、位錯(cuò)堆積和纏結(jié)的現(xiàn)象明顯；而低應(yīng)變速率下變形后的樣品中位錯(cuò)密度很低，不能給動(dòng)態(tài)再結(jié)晶提供足夠的驅(qū)動(dòng)力。動(dòng)態(tài)回復(fù)是400℃、低應(yīng)變速率下變形時(shí)的主要軟化機(jī)制，同時(shí)晶粒尺寸的增大會(huì)導(dǎo)致合金的強(qiáng)度增加，帶來強(qiáng)化效果。動(dòng)態(tài)回復(fù)產(chǎn)生的軟化作用和晶粒粗化帶來

12、的強(qiáng)化作用之間相互競爭，從而導(dǎo)致了400℃、低應(yīng)變速率下鋸齒狀拉伸曲線的產(chǎn)生。
　　 (7)在350～400℃、低應(yīng)變速率下拉伸至一定變形量后緩慢卸載繼而重新加載時(shí)，會(huì)產(chǎn)生屈服應(yīng)力增大的現(xiàn)象；且卸載速度越慢，屈服應(yīng)力提高的幅度越大。高應(yīng)變速率下該現(xiàn)象不存在。這歸因于低應(yīng)變速率拉伸時(shí)，應(yīng)力作用下晶粒長大的程度遠(yuǎn)大于無應(yīng)力作用時(shí)的情況。緩慢卸載后樣品的晶粒尺寸要大于快速卸載繼而在無載荷條件下保溫的樣品的晶粒尺寸。正是由于晶粒增長帶來

13、的強(qiáng)化作用，從而導(dǎo)致了應(yīng)力作用下緩慢卸載的樣品的屈服應(yīng)力提高的幅度更大。
　　 (8)Mg-5Gd擠壓態(tài)合金室溫拉伸時(shí)主要的變形模式是基面滑移和孿生，其次為非基面a滑移，a+c錐面滑移只在少數(shù)晶粒中參與變形。200℃拉伸時(shí)主要的變形模式也是基面滑移和孿生，同時(shí)非基面a滑移和錐面a+c滑移在大部分晶粒中啟動(dòng)，協(xié)調(diào)變形。室溫和200℃下，晶粒沿著拉伸方向被逐漸拉長。400℃拉伸時(shí)，除了基面滑移以外，非基面a滑移、交滑移、錐面a+c滑