喬軍，邊福勃，何敏，王瑜
遼寧科技大學材料與冶金學院，鞍山 114051
摘要：採用拉伸至斷裂實驗，在溫度為300、350、400 和 450 °c，應變率分別為102 和103 s1 條件下，研究az80 鎂合金的拉伸行為。並採用變化應變率拉伸實驗在5×105 至2×102 s1 的應變率範圍內進行變形機制研究。
結果表明：該材料在400 和450 °c 下具有超過100%的高伸長率，其應力指數為4.29，變形啟用能為149.
60 kj/mol。初始細晶粒在均勻變形區的高溫變形中較為穩定，其變形機制為晶界滑移和位錯攀移蠕變的競爭機制。基於該機制所建立的數學模型的模擬結果與實驗資料吻合。
關鍵詞：az80 鎂合金；拉伸行為；超塑性；蠕變；應力指數
1.介紹
鎂（mg）合金在大量節省和更換的鋼和鋁合金在汽車和因電子產品的應用中, 已經取得了顯著利益。其含有密度低，比強度高，優良的抗震性[1,2]等特點。到目前為止，鎂合金的應用因為他們的低表已被大大限制，具有在室溫下的成形性以及繼承六方密堆晶體結構，只有兩個積極和獨立的基礎滑移系。
幸運的是，在高活性稜柱和稜錐滑移系溫度也促進制錯蠕變，這是與對鎂合金的延展性提高臨界不太細化晶粒，並超塑性生產複雜的元件，可以在一定條件下不在室溫下形成。
鎂合金的強化高溫延展性可以通過晶界的機制來實現滑動（gbs），溶質拖曳蠕變（sdc），和位錯爬蠕變（dcc）。這些機制通常由本構方程描述的結晶
材料[3]來實現：
（1）2）其中ε是蠕變速率，a是乙個與材料相關的常數，d是相應的擴散率; d0是指前因子，q為啟用能，r為氣體常數，g為剪下模量，b為伯格斯向量，k是玻爾茲曼常數，t為絕對溫度（k），d為粒徑，是流動應力，p是晶粒尺寸指數，n為應力指數。
作為細粒超塑性由乙個主要的機制，gbs有n ≈ 2經營的典型應力指數，在低應力晶界或晶內擴散。gbs需要穩定為10微公尺，這是專門訂貨的晶粒尺寸，由高成本冶金及加工實現。如粉末冶金技術，快速固化，等徑角擠壓[ 4-8 ]。
然而， gbs對總塑性應變的貢獻
隨增加的應力或應變率而變化，因為晶體內的位錯變得更加活躍，dcc主導變形有n ≥ 5 。 dcc是由這與位錯攀移速率控制空位擴散，且活化能約為相等的晶格自擴散[9,10]。錯位滑動和爬公升順序操作，並且較慢的決定錯位速度和應變率。
因此，sdc可能佔據主導地位，如果變形位錯滑移可延緩由溶質拖曳力原子。由於應力場之間的這種彈**互作用，滑動錯位與溶質原子會導致粘性下滑位錯的，並且典型地呈現出應力指數 ≈ 3和活化能為溶質原子的化學擴散[11] 。 sdc是不粒度敏感， p = 0時，提高鎂合金的延展性是很重要的。
az80合金具有約8%的高al含量（az80合金質量分數）的特點，因此提供了更高的強度，降低成型性好，sdc的操作效能比az31高。但是，高溫變形相關的行為和機制，sdc和dcc等因素，故一直沒深入研究了az80合金。這個工作需要經過高溫調查這些功能拉伸試驗，顯微組織觀察和機制分析。
2．實驗
12公釐厚的az80板擠壓φ165公釐的圓坯，然後降低到3.5公釐厚的熱軋。az80合金的化學組成示於表1中。
表一：az80合金的化學成分（質量分數％）
按圖中所示的幾何形狀拉伸試件。沿軋制方向取與退火2小時，在430 ℃。 條件下進行高溫拉伸試驗。
故障（ ef）和應變率變化（ src ）分別為施加到上乙個mts810退火的試樣。該機搭載了三區電阻爐，兩個熱電偶接觸的兩端標本以確保±2℃溫度偏差。ef試驗是在10-2應變速率和10-3 s- 1 ，和溫度的300 ，350， 400和450℃條件下進行，直到試樣斷裂。
src試驗用來評價
應力指數在溫度為300 350，400和450°c。在每個src測試中，預應變施加到穩定測試系統和顯微組織，隨後進行5 × 10-5 2 × 10-2 s-1的步驟，提高應變速率。在每一步驟中，樣品經歷了一定的應變，直到達到穩態變形。
並分別用評估應力指數，根據真應力和真實應變率計算出負載和位移。
在退火，變形，斷裂的微觀條件，按照標準金相程式和5克2,4 ,6-三硝基苯酚，25毫公升乙酸，100的蝕刻液，用jvc tk-350eg光學顯微鏡（om）以及10毫公升去離子水進行觀察。 jsm6480lv的掃瞄電子顯微鏡（sem）適用於ef標本，觀察骨折型別。
圖1:為高溫拉伸試驗圖試樣的幾何形狀（單位：mm）
3.結果與討論
3.1微觀結構
如圖所示，退火的az80合金在水平滾動的方向具有等軸晶粒結構，與d的平均粒徑為16微公尺。
圖2：為az80合金在430℃退火，導向為水平滾動方向，2小時om圖象
鎂合金具有低al含量，如mg-0.7al[12]和az31[6,9]蠕變機制和模型中，通常假設乙個穩定的微觀結構，因為這些材料具有相對較高的堆垛層錯能量和動態再結晶的可能性低。然而，堆放鎂合金的錯能顯著隨著鋁含量減少。
堆垛層錯能是78.0 mj/m2為純鎂，只有mg-9％的al 為5.8mj/m2[10]。
因此，有必要研究az80合金的顯微組織穩定性的任何構模型。
az80合金的ef試驗在400℃和10-3 s-1垂直方向上拉伸後的om影象示於圖3 。在均勻變形量規的微觀結構，如圖中所示。圖3（a ） ，是類似於在退火條件下，表明變形時在表上的微觀結構是穩定的。
圖3（b ）可以看出，晶粒粗大發生斷裂，這是類似的粗糙質地在類似的拉伸條件下進行超塑性的al-mg -cu合金。報道soer[13]，但在，沒有觀察到az31合金。如在別處所述由作者研究[14]。
雖然該機制不能決定性地從本結果鑑定，粗顆粒被推測歸因於在動態再結晶，這是由低堆垛層錯能，位錯密度的提高，以及位錯纏結引起的高促進成核和新晶粒的傳播應力斷裂。然而，應當指出的是，粗糧都伴隨著微細晶粒，這表明通過原細晶粒的異常生長的另一種可能的機制，即第二次重結晶。在擠壓和熱軋工藝，其中通過動態再結晶（第一重結晶）和晶粒長大有核新醅可通過誘導晶粒細化合金元素或結晶分散顆粒被禁止，實現了對合金的原始細顆粒紋理。
在高溫拉伸變形，這些細小顆粒能迅速通過晶界遷移下的高應力縮頸區域增長。因此，所觀察到的晶粒粗大伴隨微細晶粒可導致第二再結晶過程，其中，晶粒生長的抑制效果相比所施加的測試條件下顯得較弱。
圖3：az80合金的定向垂直拉伸om影象後在400℃和10-3 s-1方向ef試驗：（a）變形;（b）骨折
後ef測試中，az80合金在10-3 s-1的掃瞄電鏡破裂影象示於圖4。這條河圖案韌性斷裂顯示撕裂脊，酒窩，和蛀牙。空腔進化，在450℃比這更顯著在400℃下腔體可在核粒子間[15]或晶界[16]，並根據任何擴散機制，小腔或可塑性機制的大洞[17]成長。
用於本az80合金，顆粒刺激成核是不顯著相關，而空腔最可能集結在晶界處，並與塑性變形成長。
圖4：後ef測試az80合金在10-3-1和不同溫度下的sem影象：（1）400℃，（b）450℃下
3.2高溫拉伸行為
正應力在以10-2的應變速率和ef測試10-3 s-1的正應變曲線示於圖5。該材料表現出明顯加強，接著在300到350℃快速壓力降， 而較少強化後在400和450℃跟穩定狀態的變形，斷裂伸長率在不同溫度和應變速率下的值示於圖6。伸長率在300和350℃下分別為低於100％，而在400伸長率和450℃下分別為100％以上，和161.
15％的最高混合物在400℃和10-2秒-1下實現。從400伸長率下降到450℃，應歸功於更強腔演化在450℃下，如圖4所示。
應變率變化（src）的測試資料示於雙對數標度圖。 圖7為真實應變速率與真實應力e /兆帕彈性模量歸=5.79×104-53.
2t[10]。在各溫度下的線性關係表明，冪律觀察，斜率表示壓力指數（n）。這兩個區域可以根據到n來指定，乙個是低的正區域從5×10-5至2×10-4秒-1，而另乙個是從5×10-4至2× 10-2秒-1的高n區域的應力指數，計算與線性回歸方法，並總結於表2中。
從低n到最高n隨應變速率在每個溫度的過渡表示變形機制的轉變。
圖5：真實應力與在az80合金的真應變曲線伸長至破壞試驗：（1）ε=10-2秒-1;（2）ε=10-3 s-1
圖6：不同溫度和應變速率下的伸長率
圖7 ：src測試資料繪製成真應變率與真應力補償係數的關係
表2：應力指數n線性回歸的計算
3.3變形機制
與結晶材料的高溫拉伸行為密切相關的因素是溫度和應變速率。應變速率由鋁原子在mg基體，/ d的擴散補償，用於構造乙個/ d-σ/ e的曲線在雙對數標度，如圖8所示，d= d0exp（-q/rt），d0=1.2×10-3 m-2/ s，q=143±10千焦/摩爾[18,19]。
當應變速率由鎂晶格擴散與d0補償類似的結果可以得到= 1.0×10-4公尺2/秒和q=135千焦/摩爾[20]。三個區域是按照n值指定：
低n區，其中n=1.79，1.78×109 m-2≤/ d≤4.
14×1010 m-2，中間n區，其中n=4.29，5.01×1010 m-2≤/ d≤4.
82×10 12 m-2;高n區，其中n=9.54和9.62×10 12 m-2≤/ d≤2.
07×1014 m-2。高n區域通常被認為是對在低溫和高應變率的冪律擊穿的過渡。
圖8 ：src測試資料繪製成擴散補償的真應變率與彈性模量補償的真實應力的關係
被調查的az80合金在400-450°c和10-2和10-3 s-1的初始應變速率具有超過100％的伸長率，這給約1.04×1011個m-2≤/ d≤1.789×1011公尺-2，並落入n的中間區域4.
29。變形啟用能q，此區域是使用如下公式計算[4]：
其中，n =4.29，σ的流動應力取為0.2，真實應變在圖每個溫度的關係，構建圖9。
計算出的活化能為149.60千焦/摩爾，這兩者相若的135千焦/摩爾鎂晶格擴散和143±10千焦/摩爾的al擴散的鎂。根據計算出的應力指數和啟用能，位錯攀移蠕變（dcc），是負責提高延展性和變形速率，通過晶格擴散由位錯攀移控制。
然而，調查合金具有相對細晶粒結構和高al含量，所以晶界滑移（gbs）和溶質拖曳蠕變（sdc）必須為可能的機制進行討論。
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