稀有金属 2006,(03),300-304 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.2006.03.010
镁合金的超塑性与损伤定量分析
王智祥 汪凌云 向毅
重庆大学材料科学与工程学院,重庆大学材料科学与工程学院,重庆科技学院机械工程系,重庆科技学院机械工程系 重庆400044,重庆科技学院机械工程系,重庆400050,重庆400044,重庆400050,重庆400050
摘 要：
研究了轧制AZ31B镁合金板材的超塑性与空洞损伤, 对拉伸试样在超塑性变形各阶段轴剖面的空洞进行了观察, 通过对空洞演化的分析建立了空洞体积分数与变形程度的定量关系。研究结果表明:AZ31B镁合金板材在一定的变形条件下具有良好的超塑性;变形伴随着空洞的形核、长大, 继而发生空洞的连接, 导致材料断裂;空洞体积分数随着变形程度的增加呈指数规律变化。
关键词：
AZ31B镁合金 ;超塑性 ;空洞 ;
中图分类号： TG115.5
收稿日期： 2005-09-13
基金： 重庆市科委自然科学基金 (8413) 资助项目;
Superplasticity and Quantitative Analysis of Cavity Damage on Magnesium Alloy
Abstract：
Superplasticity and the cavity damage of AZ31B magnesium alloy sheet were investigated.The cavity distributions over the longitudinal sections of tensile specimen with different elongations were observed by SEM.After quantitative analysis of the evolvement law of the cavity damage, a volume fraction of cavities as a function of true strain was established.It is found that a commercial rolling AZ31B magnesium alloy sheet has a favorable superplasticity, which is finally fractured due to the growth and interlinkage of cavities nucleated at grain boundary.A volume fraction of cavities increases by exponential law with true strain during superplastic deformation.
Keyword：
AZ31B magnesium alloy;superplasticity;cavity;
Received： 2005-09-13
镁合金具有密度低、 比强度和比刚度高等优点, 使其在结构件方面的应用大有潜力。 但是, 镁具有的密排六方晶格结构使得镁合金室温塑性差难以塑性加工, 所以其在特定组织结构、 变形温度和速度条件下的超塑性研究得到国内外的广泛关注
[1 ,2 ,3 ,4 ,5 ]
。 超塑成形为解决难变形和成形形状复杂问题提供了有效手段, 同时可以简化加工工艺、 降低模具加工费和生产成本。
超塑性变形伴随着空洞的形核、 长大, 继而发生空洞的聚合或连接, 最终导致材料断裂; 空洞的作用一方面引起应变软化效应, 另一方面导致金属材料成形性能及成形零件机械性能的降低, 这给成形零件的使用可靠性带来了不利影响。 因此, 对超塑性成形过程中空洞损伤演变的规律进行研究以减少其对超塑性成形的不利影响尤为重要
[6 ,7 ,8 ,9 ,10 ,11 ,12 ,13 ]
。 目前, 镁合金超塑性变形损伤研究报道很少, Bae D H等
[7 ]
通过铝合金高温超塑性拉伸实验, 研究了超塑性变形过程中, 空洞形核和早期长大的细观机制, 给出空洞长大的数学模型。 Chow K K等
[8 ]
通过对Al5052铝合金高温超塑性拉伸实验研究空洞演化。 本文研究了AZ31B镁合金超塑性变形的空洞损伤行为。
1 试验材料与方法
1.1 材料和试样
试验用材料为轧制AZ31B镁合金板材, 其化学成分 (%, 质量分数) 为: Al 2.92, Zn 1.01, Mn 0.34, 余量Mg。 从轧制AZ31B镁合金薄板上沿着平行于轧制方向切取超塑性拉伸试样, 其标距部分尺寸为1.5 mm×6 mm×15 mm。 用金相显微镜观察材料的显微组织, 并用截线法测量晶粒尺寸。 由图1可见, 其超塑性拉伸试样的原始组织平均晶粒尺寸约为17.5 μm。
1.2 试验设备和方法
超塑性拉伸试验在HT-9102电脑伺服控制材料试验机上进行, 加热装置为三段温控电阻炉, 温控误差为±1 K, 实验在空气中进行, 且AZ31B镁合金板材拉伸试样表面不必加高温防护涂层。 试验的温度范围为673～763 K, 应变速率范围为1×10-4 ～1×10-3 s-1 。 试验测定工业态轧制AZ31B镁合金超塑性变形应变速率敏感性指数m 值, 流动应力σ 和延伸率δ 等数据。
为了研究镁合金板材超塑性变形条件下空洞生长和连接规律, 试验选择了应变速率分别为1×10-3 和3.3×10-4 s-1 , 变形温度相应为723和673 K的两种情况进行拉伸试验。 经不同程度变形 (包括拉断) 以后, 将各卸载试样在标距中段或缩颈处 (包括拉断处) 切取一段小样品, 切取时注意不能使小样品产生附加的塑性变形。 将小样品沿试样中心轴线剖开得到用于金相观测的样品。 剖开的方法采用机械线切割, 然后对剖切面进行抛光处理。 用机械线切割法制取金相样品的关键在于尽量不改变已存在空洞的几何特征。 将制备好的金相样品置入扫描电镜进行观测。 本文采用XL30-TMP扫描电镜对拉伸试样在超塑性变形各阶段轴剖面的空洞进行观察, 并用自主开发的“空洞识别图像分析软件”对空洞体积分数进行定量分析。
2 结果与分析
2.1 镁合金的超塑性
超塑性拉伸实测数据见表1, 由表1可以看出:应变速率范围在1×10-4 ~1×10-3 s-1 , 变形温度范围为673~763 K时, 轧制AZ31B镁合金板材具有良好的超塑性, 在应变速率为1×10-3 s-1 , 变形温度为723 K时获得最大延伸率δ为216%, 应变速率敏感指数可达左右
图1 AZ31B镁合金试样原始组织
Fig.1 Initial microstructure of AZ31 tensile specimen
图2 热轧AZ31B镁合金板材最大流变应力-应变速率曲线
Fig.2 Variation in flow stress as function of strain rate
表1 AZ31B镁合金板材超塑性拉伸实验数据
Table 1 Experiment data of AZ31B magnesium alloy sheet during superplastic tensile tests
温度/℃
应变速率/s
Flow stress/MPa
最大延伸率/%
1×10-3
22.9
177.6
3.3×10-4
16.1
129.6
1×10-4
9.8
139.2
1×10-3
13.5
216.0
6×10-4
11.8
159.6
1×10-4
6.8
193.2
1×10-3
9.7
191.2
3.9×10-4
8.9
174.0
为了考察热轧AZ31B镁合金板材的塑性流变特征, 最大流变应力与应变速率的关系见图2, 该图表明, 随着应变速率的降低或应变温度的增加, 最大流变应力下降。
图3所示为AZ31B镁合金板材拉伸试样在应变速率为1×10-3 s-1 , 变形温度为723 K变形条件下拉伸载荷p 与拉伸试样最小截面处的真应变ε 的曲线, 由图3可以看出, 曲线开始呈应变硬化效应, 当等效应变达到0.3左右时, 曲线转入流变阶段直至试样断裂。 由于AZ31B镁合金材料具有应变速率敏感性, 使流变阶段较长, 这是获得超塑性材料大延伸率的主要原因。
图3 AZ31B镁合金在723 K, 1×10-3 s-1条件下的拉伸载荷p等效应变曲线
Fig.3 Load-strain curve of AZ31B specimen deformed at 723 K and strain rate of 1×10-3 s-1
图4 723 K, 1×10-3 s-1条件下试样变形到ε=0.59的组织 (SEM像)
Fig.4 Microstructure of specimen at ε =0.59, 723 K and 1×10-3 s-1
对轧制AZ31B镁合金板材超塑性拉伸时的拉伸载荷p与试样最小截面处的真应变ε之间的关系进行研究, 发现在拉伸曲线失稳后, 载荷p与最小截面处的真应变ε 之间的关系可表示如下
[1 ]
:
p p max = 1 - ln ( 1 + m ) [ α 1 ( ε - ε d ) + α 2 ( ε - ε d ) 2 ] ? ? ? ( 1 )
式中p max 为拉伸载荷p 的最大值, ε d 为与最大载荷p max 对应的失稳时的等效应变, m 为应变速率敏感性指数, α 1 , α 2 为材料特性常数。 当m →0时, p =p max , 即为文献
[
12 ]
对普通塑性板料的试验结果。
在应变速率为1×10-3 s-1 , 变形温度为723 K的条件下, m =0.36, ε d =0.29, 采用Gauss-Newton法对拉伸载荷曲线进行非线性回归分析, 可得材料特性常数α 1 =1.37043, α 2 =1.84184, 则式 (1) 可表示为:
p p max = 1 - ln ( 1 + 0 . 3 6 ) [ 1 . 3 7 0 4 3 ( ε - 0 . 2 9 ) + 1 . 8 4 1 8 3 ( ε - 0 . 2 9 ) 2 ] ? ? ? ( 2 )
2.2超塑性变形时空洞的形核与扩展
2.2.1空洞的形成
由图1可见:轧制AZ31B镁合金板材拉伸试样的原始组织无明显空洞, 在应变速率为1×10-3 s-1 , 变形温度为723 K的变形条件下, 拉伸试样超塑性变形初期无明显的空洞形成, 随着变形程度的增加空洞形核于晶界处, 图4所示为真应变ε=0.59时的组织, 由图4可见:空洞位于晶界处, 尤其是在三叉交界的位置或第二相粒子处, 由于超塑性变形的主要机制为晶界滑动, 在晶界滑动时所产生的局部应力集中, 虽然可借助扩散和位错运动来协调, 但如果晶界滑动速度超过了协调速度, 则导致空洞形核。
2.2.2空洞的扩展与连接
在上述变形条件下的超塑性变形过程中, 随着变形达到一定程度空洞开始形核;形核初期空洞较小, 其长大主要是通过扩散长大机制来实现的, 如图5 (a) 所示。当空洞较大时, 空洞长大的机制转化为由基体超塑性变形控制的机制, 表现为空洞沿拉伸轴方向被拉长, 如图5 (b) 所示, 此时真应变为0.73;当真应变增大到0.96时, 如图5 (c) 所示, 扩展的空洞之间相互发生连接, 连接方向与拉伸轴向呈一定的角度, 说明试样超塑性变形过程中的空洞连接与基体晶界滑动时的剪应力作用有关, 同时存在二次空洞形核和扩展, 并且变形量越大空洞化越严重, 最终导致试样断裂。
图5 试样在723 K, 1×10-3 s-1条件下变形到ε=0.59, 0.73, 0.96时最小截面附近轴剖面空洞的SEM像 (拉伸轴为水平方向)
Fig.5 SEM micrographs showing longitudinal section of tensile specimen deformed at 723 K and 1×10-3 s-1 to different true strains
(a) ε=0.59; (b) ε=0.73; (c) ε=0.96
2.3空洞损伤的定量分析
为了进一步研究镁合金板材超塑性变形条件下空洞生长和连接规律, 作者对拉伸试样的空洞进行了定量分析。拉伸试验的应变速率分别为1×10-3 和3.3×10-4 s-1 , 变形温度相应为723和673 K试样经不同程度变形以后, 在标距内的中段或缩颈 (断裂) 处附近取样, 用扫描电镜对超塑性变形各阶段试样轴剖面的空洞进行观察, 取5个视域进行测量, 采用“空洞识别图像分析软件”算出空洞体积分数, 取其平均值进行定量分析。
图6 超塑性变形中空洞体积分数与真应变的关系
Fig.6 Volume fraction of cavities as function of true strain during superplastic deformation
图6为轧制镁合金板材超塑性变形过程中空洞体积分数和拉伸方向真应变之间的关系曲线, 可以看出:随着真应变的增加, 空洞体积分数开始增长较缓慢, 接近后期增长迅速, 明显呈指数变化规律;将空洞体积分数和真应变之间的定量关系表示为:
式中Cv 为变形过程中的空洞体积分数;Cv0 为变形前的空洞体积分数;ε为真应变;η为空洞生长速率指数, 其值与合金种类、晶粒尺寸、变形温度和应变速率有关。Cocks和Ashby基于对空洞长大的理论分析, 给出的如下表达式:
在应变速率为3.3×10-4 s-1 , 变形温度为673K的条件下, 采用Gauss-Newton法对超塑性变形中空洞体积分数与真应变的关系曲线进行非线性回归分析, 可得Cv0 =0.029, η=6.895, 则式 (3) 可写为回归方程式 (5)
在应变速率为1×10-3 s-1 , 变形温度为723 K的条件下, Cv0 =0.067, η=5.424, 回归方程为 (6) 式
对 (5) 式、 (6) 式进行相关性分析, 得其相关系数分别为R1 =0.9946, R2 =0.9944, 上述回归方程的相关性均为显著的。两种热力学条件下轧制AZ31B镁合金板材超塑性变形特征参数见表2。
超塑性变形理论认为, 空洞长大的机制有两种:一是应力促使空洞沿晶界扩散的长大机制, 二是空洞周围基体材料的塑性变形引起空洞长大的机制;如果空洞长大是由塑性变形机制控制, 空洞体积分数和应变之间存在指数关系。从本文的研究可以看出:AZ31B镁合金超塑性变形过程中空洞长大的机制为塑性变形控制机制。
表2 AZ31B镁合金超塑性变形特征参数 下载原图
Table 2 Characteristic parameters of AZ31B magnesium alloy during superplastic deformation
表2 AZ31B镁合金超塑性变形特征参数
3结论
1.应变速率范围在1×10-4 ~1×10-3 s-1 , 温度范围为673~763 K时, 轧制AZ31B镁合金板材具有良好的超塑性, 在应变速率为1×10-3 s-1 , 变形温度为723 K时获得最大延伸率δ为216%, 应变速率敏感性指数m可达0.36左右。
2.轧制AZ31B镁合金板材超塑姓变形时产生空洞化现象, 空洞形核于晶界处, 尤其是在三叉交界或第二相粒子处;空洞不断长大、连接是引起材料断裂的原因;空洞出现连接或聚合的同时, 存在二次空洞的形核和长大
3.AZ31B镁合金超塑性变形过程中空洞长大的机制为塑性变形控制机制, 空洞体积分数随着变形程度的增加呈指数规律增加。
参考文献
[1] 吴诗忄享.金属超塑性变形理论[M].北京:国防工业出版社, 1997.117.
[2] 陈培生, 孙扬善, 蒋建清, 等.SiC/MB2复合材料高应变速率超塑性变形的空洞行为[J].中国有色金属学报, 2002, 12 (1) :140.
[3] 宋美娟, 汪凌云, 王智祥, 等.热轧AZ31B镁合金板材超塑成形性能研究[J].金属成形工艺, 2004, 22 (3) :50.
[4] Mohri T, Mabuchi M, Nakamura M, et al.Microstructuralevolution and superplasticity of rolled Mg-9Al-1Zn[J].MaterialsScience and Engineering, 2000, A290:139.
[5] 肖伯律, 左涛, 张维玉, 等.高能球磨制备15%SiC/2009Al复合材料的微观组织与断裂行为[J].稀有金属, 2005, 29 (1) :1.
[6] Watanabe H, Tsutsui H, Mukai T, et al.Deformation mecha-nism in a coarse-grained Mg-Al-Zn alloy at elevated temperatures[J].International Journal of Plasticity, 2001, 17:387.
[7] Bae D H, Ghosh A K.Cavity formation and early growth in asuperplastic Al-Mg alloy[J].Acta Materialia, 2002, 50:511.
[8] Chow K K, Chan K C.Effect of stress state on cavitation andhot forming limits of a coarse-grained Al5052 alloy[J].MaterialsLetters, 2002, 52:62.
[9] Khaleel M A, Zbib H M, Nyberg E A.Constitutive modelingof deformation and damage in superplastic materials[J].Interna-tional Journal of Plasticity, 2001, 17:277.
[10] Taylor M B, Zbib H M, khaleel M A.Damage and size effectduring superplastic deformation[J].International Journal ofPlasticity, 2002, 18:415.
[11] Yasuda H Y, Hiraga K.Cavity damage accumulation and frac-ture in SiO-doped zirconia during superplastic deformation[J].Materials Science and Engineering, 1997, A234-236:343.
[12] 胡平, 李运兴, 陈塑寰.超塑性材料约束胀形中的空洞损伤与变形局部化[J].力学学报, 1995, 27 (2) :226.
[13] 彭柯.低碳汽车钢板塑性损伤的实验研究[J].华中工学院学报, 1985, 13 (1) :61.
