关键词：镁合金；温热拉伸性能；孪生；断裂机制；各向异性

中图分类号：TG146.2　　     文献标志码：A

目前，对镁合金各向异性的研究日益增多，研究者们深入研究织构对镁合金力学性能的影响^[4-7]。CHINO等^[8]利用挤压棒材，研究室温和400 ℃时AZ31镁合金的拉伸和压缩非对称性能，表明拉伸孪生发生于沿垂直c轴压缩时，并受晶粒细化影响；李树梅等^[9]在100 ℃下对镁合金轧板进行单向压缩实验，研究了其动态再结晶现象；黄洪涛等^[10-11]在150 ℃下沿RD、TD对轧制镁合金板材进行单向压缩试验，研究了不同方向的压缩变形机制；娄超等^[12]研究了轧板室温下动态塑性变形，发现镁合金初始变形以孪生主导，后期以位错滑移为主导；唐伟琴等^[13]研究了镁合金挤压棒材的拉压不对称性，表明 沿{0001}基面方向压缩容易产生孪生；肖寒 等^[14]利用EBSD技术研究镁合金型材在弯曲前后织构的演变规律，指出弯曲成形使镁合金线织构削弱，拉伸孪晶减少。

以往的这些研究主要以轧制态板材为研究对象，主要集中在镁合金单一方向的压缩上，对挤压态板材各向异性的研究鲜有报导，而镁合金具有极强的各向异性，不同的变形机制会产生不同的形变储存能，从而影响再结晶。因此，镁合金挤压板材的不同取样角度会影响拉伸变形行为，目前关于这个问题并未进行深入研究。本文作者在挤压态镁合金板材上切取5个不同方向的试样，研究其在温热条件下的力学性能，并分析取样角度对变形机制的影响。

1  实验

实验材料为商用AZ31镁合金挤压板材，其成分见表1。利用线切割切取与挤压方向成挤压方向0°(Extrusion direction，ED)、22.5°、45°、67.5°、横向90°(Transverse direction，TD)这5组不同角度的试样，然后利用数控机床加工成板料拉伸试样，并打磨其表面，厚度控制在3.2 mm，最终加工成的试样如图1所示。

热拉伸实验在Gleeble-3800型热模拟实验机上进行，以5 ℃/s加热速度加热到设定温度，保温时间3 min，拉伸速度选择1 mm/s，实验温度为25、120、170、210、250 ℃。根据实验结果测定的抗拉强度和屈服强度，分析挤压态镁合金的力学性能。在拉伸断口附近区域取样经过研磨和机械抛光，然后利用光学金相显微镜对拉伸后的显微组织进行观察，利用扫描电镜观察断口形貌特征并分析断裂机理。

表1  实验材料的化学成分

Table 1  Chemical composition of specimens used in experiment (mass fraction, %)

图1  拉伸试样几何尺寸

Fig. 1  Geometry of tensile test specimens (Unit: mm)

2  结果与讨论

2.1  温热条件下挤压态镁合金的力学性能

图2所示为挤压态AZ31镁合金板材在室温和170 ℃时不同取样角度试样的真实应力-应变曲线。由图2 (a)可以看出，在室温(Room temperature，RT)下断裂应变值随取样角度的增加而增大，从ED试样的0.12增大到TD试样的0.42，增大3.5倍；抗拉强度随取样角度增加从300 MPa增加到317 MPa，增大5.7%；屈服强度却随取样角度增加而下降，从ED试样的176 MPa下降到TD试样的73 MPa，降幅超过58%。图2(b)所示为170 ℃时应力应变随取样角度的变化规律：随着取样角度增大，应变和抗拉强度均匀地增加，应变从ED试样的0.16增加到TD试样的0.48；抗拉强度从ED试样的217 MPa增加到TD试样的271 MPa；但屈服强度却从ED试样的174 MPa下降到TD试样的71 MPa，降幅超过59%。

图2  不同温度下挤压态AZ31镁合金板材不同取样角的拉伸应力-应变曲线

Fig. 2  Tensile stress-strain curves of AZ31 magnesium alloy with different sampling angles extruded at different temperatures

图3  板材法向、挤压方向和横向的反极图

Fig. 3  Inverse pole figures of sheets along ND (a), ED (b) and TD (c)

图4所示为AZ31挤压态镁合金在不同温度下抗拉强度随取样角度变化规律。由图4可以看出，挤压态镁合金的抗拉强度随着取样角度的增大而增大，从室温到120 ℃，镁合金的抗拉强度下降很慢；170 ℃以后，镁合金的抗拉强度下降很快；250 ℃以后，镁合金的抗拉强度降低为室温时的一半，这表明了170 ℃以上是适合镁合金的塑性加工温度，但温度越高，越容易发生氧化，故镁合金的温热加工适合的温度范围是170~250 ℃。120 ℃时，ED和TD试样的抗拉强度差Δσ为25 MPa左右，在170 ℃时，这一差值被迅速提高到54 MPa，随着温度的继续升高，Δσ反而开始降低，250 ℃以上时，各向性能变化微乎其微。这表明了170 ℃时镁合金的各向异性最明显，由于温度升高，再结晶更加容易，将削弱变形机制对各向异性的影响。

图4  板材取样角度对抗拉强度的影响

Fig. 4  Influence of sampling angle on tensile strength of sheet

2.2  显微组织分析

图5(a)所示为挤压AZ31态镁合金板材初始的组织，由粗大的等轴动态再结晶晶粒组成，但晶粒大小分布不均匀。图5(b)~(f)所示为在170 ℃下不同取样角试样的拉伸断口附近金相照片，箭头方向为拉伸方向。由图5可以看出，沿不同方向拉伸均出现了条带状的孪晶，孪晶从晶界处尤其是三叉晶界处开始形核并长大，但各图中孪晶的方向并不一致，这是由于晶粒取向的关系。当晶体在应力的作用下发生变形时，变形部分会沿着一定的晶面(孪生面)和一定的晶向(孪生方向)相对于另一部分做均匀切变，这种切变不会改变点阵结构但会使变形部分的晶粒取向发生改变，从而利于变形的进行。45°试样较其他几个角度的试样，孪晶的比例较小，这表明45°试样塑性变形机制除了少量的孪生，更多的是滑移，这使得45°试样的断后伸长率达到最大(44.5%)。图5(e)和(f)中有着明显的交叉孪晶，多发生在较大的晶粒中，且贯穿整个晶粒，并有多条孪晶带互相平行，这表明了镁合金可以通过孪晶以及交叉孪晶来细化晶粒，导致急剧的加工硬化，提高强度和断裂应变值，因此，ED试样的断裂应变值最低，如图2(b)中67.5°和TD试样应力-应变曲线。孪晶界面的快速迁移和交叉主要发生在变形后期^[19]，这对镁合金的塑性变形能力有着重要的影响。ED试样和TD试样出现的动态再结晶要明显多于其他几个角度的试样，且优先生长在晶界和孪生交叉处(见图5 (b)和(f)圆圈内所示)。这是由于ED和TD试样拉伸时，易于产生压缩孪晶和拉伸孪晶，其界面更容易旋转，使晶粒更易于向孪晶取向转动，因此，孪生多的晶粒里形变储存能很小，不易达到形核的临界驱动力；而在晶界和孪生交叉处有很大的应力集中区，有着很大的形变储存能，为动态再结晶提供了足够的形核驱动力^[20]。因此，动态再结晶的发生在一定程度上提高金属的塑性，使得金属的断裂应变值增加。

图5  170 ℃下挤压镁合金板材不同取样角试样断口金相照片

Fig. 5  Fractures metallographies of magnesium alloy with different sampling angles extruded at temperature of 170 ℃

2.3  断口分析

图6所示为170 ℃下沿不同取样角拉伸断口宏观形貌。由图6可知，1、2、3、5号试样均出现不同程度缩颈，其中3号试样缩颈最大，且缩颈区域周围出现了明显的起皱变形，这是由于晶粒内部变形的不均匀，说明断前发生了剧烈的塑性变形。4号试样断口平齐，无明显缩颈，说明67.5°试样为脆性断裂，断后伸长率只有12.5%，为5组试样中最低的一组。其它几组试样的断后伸长率见表2。虽然67.5°和TD试样的断后伸长率不及45°试样，但其断裂应变值仍大于45°试样(见图2(b))，这说明67.5°和TD试样的变形在标距外也有发生，同时也说明了拉伸孪生促进滑移的产生和加工硬化的形成。

图6  170 ℃下不同取样角度样的拉伸断裂宏观形貌

Fig. 6  Macro-morphologies of tensile fracture of different angle specimens at temperature of 170 ℃

图7(a)~(f)所示分别为ED、22.5°、45°、67.5°、TD试样在170℃下拉伸试验后的断口形貌扫描照片。图7 (a)~(c)出现明显微孔聚合型的等轴韧窝，且韧窝较大，属于典型的韧性断裂；图7 (d)呈现明显的河流花样并伴有撕裂棱，属于典型的解理断裂；图7 (f)的剪切唇与韧窝都被拉长，伴有解理台阶，说明断裂前发生了滑移，属于韧-脆断裂的混合机制。结果表明：挤压态镁合金沿挤压方向45°范围以内拉伸，韧性都较好，尤其是与挤压方向呈45°拉伸时，断口韧窝最大(见图7(c))，塑性最好，这与45°试样的断后伸长率最大相一致；拉伸方向与挤压方向大于45°时伴有解理断裂，在67.5°时呈完全解理断裂。这是由于45°以后，交叉孪晶发生越来越多，会阻碍滑移的进行，造成位错塞积，应力集中，导致脆性断裂；在接近TD方向，由于动态再结晶的增多，缓解了部分应力集中，导致了韧-脆混合断裂机制。

表2  不同取样角试样的断后伸长率

Table 2  Break elongation of different sampling angle specimens after fracture

图7  170 ℃下挤压镁合金板材不同取样角的拉伸断口形貌

Fig. 7  Tensile fracture morphologies of Mg alloy sheet with different sampling angles extruded at 170 ℃

3  结论

1) 挤压态AZ31镁合金力学性能有显著各向异性，170 ℃时各向异性最明显，随着拉伸方向与挤压方向所呈角度的增大，抗拉强度逐渐增大，屈服强度逐渐减小。

2) 挤压态AZ31镁合金在温热条件下拉伸变形，不同取样方向的变形机制不同，导致断裂应变值随着拉伸方向与挤压方向所呈角度的增大而增大。

3) 挤压态AZ31镁合金在温热条件下拉伸方向与挤压方向所呈角度在45°以内时，挤压态镁合金表现为微孔聚集型的韧性断裂，伴随着角度的增大，表现为韧-脆混合断裂，其中67.5°时以解理方式断裂。

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Anisotropy of warm-temperature tensile properties of extruded AZ31 magnesium alloy

WU Guo-hua¹, XIAO Han¹, ZHOU Hui-zi¹, WANG Rui-xue², CHENG Ming², ZHANG Shi-hong²

(1. Faculty of Materials Science and Engineering, Kunming University of Science and Technology, Kunming 650093, China;

2. Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, China)

Abstract: The tensile properties, microstructure, appearance of fracture in five different planar directions of extruded AZ31 magnesium alloy sheets at the warm-temperature were investigated by uniaxial compression test. The results indicate that the extruded magnesium alloy sheets show high anisotropy, and the most obvious anisotropic temperature is 170 ℃. With the increase of the angle between tensile direction and extrusion direction, the tensile strength increases from 217 MPa to 271 MPa, and the yield strength decreases from 174 MPa to 71 MPa. There are three deformation mechanisms of magnesium alloys at warm-temperature, which include  extension twinning, compression twinning and base slip. The deformation mechanism is different at different stretching angles. When the angle between tensile direction and extrusion direction is less than 45°, the fracture mechanism of magnesium alloy is micropore aggregation fracture. With the increase of angle, it is the mixed fracture of toughness and brittleness, and the cleavage fracture occurs at the angle of 67.5°.

Key words: magnesium alloy; warm-temperature tensile property; twinning; fracture mechanism; anisotropy

Foundation item: Project(51305188) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project(P2015-12) supported by State Key Laboratory of Materials Processing and Die & Mould Technology, Huazhong University of Science and Technology, China

Received date: 2016-01-04; Accepted date: 2016-05-18

Corresponding author: XIAO Han; Tel: +86-871-65136755; E-mail: kmxh@kmust.edu.cn

(编辑  李艳红)

基金项目：国家自然科学基金项目(51305188)；华中科技大学材料成形与模具技术国家重点实验室开放课题研究基金(P2015-12)

收稿日期：2016-01-04；修订日期：2016-05-18

通信作者：肖  寒，副教授，博士；电话：0871-65136755；E-mail：kmxh@kmust.edu.cn