上海交大《JMST》高位错密度和可剪切析出物提高Mg合金低温强度-塑性协同作用！

2023-08-09 13:58:35 作者：材料学网来源：材料学网分享至：

导读：在低温条件下，高强度镁合金，尤其是含有大量析出相的镁合金，难以克服强度与塑性的权衡困境。本文报道了时效Mg-7.37Gd-3.1Y-0.27Zr合金在零下温度下增强的强度-塑性协同效应。室温、-70℃和-196℃下的拉伸应力-应变曲线表明，随着温度的降低，强度单调增加，伸长率从室温到-70℃先增加，然后从- 70℃到-196℃下降。通过同步x射线衍射、电子背散射衍射(EBSD)和透射电镜(TEM)对不同变形温度下的微观结构演变进行了系统的研究，发现在- 70℃时，高的位错密度和足够的<c+a>位错促进了良好的拉伸塑性，这是由于非基底<c+a>位错与基底<a>位错的临界分解剪切应力(CRSS)比最小。此外，更多的可剪切析出物可以通过延长位错滑动的平均自由路径来进一步提高塑性。本研究表明，在零下温度下，通过在高强度镁合金中引入高位错密度和可剪切析出物，可以实现优异的强度-塑性协同作用。

镁合金作为最轻的结构金属材料，近二十年来在节能工业中受到广泛关注。然而，一种被称为强度-延性权衡的困境，这意味着强度或延性的提高总是牺牲另一个，限制了它们的应用。当镁合金服务于外层空间、北极和南极的零下温度时，这种困境通常会变得更加严重。因此，迄今为止最大的挑战之一是开发具有高强度的镁合金，同时在零下温度下保持可接受的延展性。

在不含稀土元素的镁合金中，通常发现随着使用温度的降低，强度增加，塑性下降。例如，尽管一种商用AZ31合金的极限抗拉强度(UTS)从室温(RT)下的250 MPa提高到77 K(液氮)下的350 MPa以上，但其相应的伸长率却从25%以上急剧下降到10%以下。这种强度与塑性的权衡主要是由于低温下孪晶和位错的不足。然而，由于<c+a>位错在高温下分解，某些单晶镁合金的屈服应力在温度从RT降至77 K时先减小后增大。稀土元素的加入可以显著提高镁合金的强度和塑性，特别是在含有Gd和Y元素的体系中。Kula等研究发现，在相同低温下，随着Gd和Y添加量的增加，Mg-Gd和Mg-Y二元合金的强度和延展性同时提高，但当温度从RT降至低温时，相同成分样品的延展性仍然下降。此外，也有一些相互矛盾的发现，在类似的镁合金中，分别报道了低温下的强度-塑性权衡和强度-塑性协同现象。例如，当压缩方向与挤压方向平行时，当温度从20°C降至- 196°C时，WE43合金的应变-失效应变略有改善，而当压缩方向与挤压方向正相关时，则相反。Xiao等报道时效Mg-Gd-Y-Zr合金的拉伸伸长率从室温下的4%提高到- 196℃时的8%。然而，挤压后的Mg-Gd-Y-Zr合金的伸长率随着温度从RT降低到- 196℃而呈现相反的趋势。

位错滑动和变形孪晶是镁合金塑性的两种主要形式。因此，分析位错和孪晶的演变对了解镁合金在低温下的变形机制具有重要意义。一般来说，孪晶可以通过改变晶粒取向来协调塑性变形，使位错更容易滑动。对于位错滑动，由于<a>型位错不能适应c轴应变，因此必须需要一定数量的非基底<c+a>位错才能实现较大的塑性应变，特别是在变形孪晶受到某种程度限制的体系中。

为了在给定的施加应力σ下激活特定的位错滑动，沿滑动方向的分辨剪切应力τ必须大于临界值，该临界值称为临界分辨剪切应力(CRSS)。由于在RT下纯Mg中<c+a>滑动的CRSS值比基础<a>滑动的CRSS值高两级，因此在多晶Mg中<c+a>位错的激活要困难得多。增加<c+ A >位错数量的可行方法是降低CRSS<c+ A >/CRSSbasal< A >的比值。Kim等报道了稀土元素的合金化可以降低CRSS<c+a>/CRSSbasal<a>的比例，其中变形后观察到大量的<c+a>位错。众所周知，任何位错滑动的CRSS值都随着温度的降低而显著增加。如果镁合金中CRSS<c+a>的增加速率低于CRSSbasal<a>，则在低温下可以获得较低的CRSS<c+a>/CRSSbasal<a>之比，并且在低温下可以激活更多的<c+a>位错以获得较好的塑性。

沉淀强化被广泛应用于开发高强度镁合金，保持良好的延展性是关键问题。先前有报道称，析出相剪切虽然不会降低塑性，但会在一定程度上降低析出相的强化。因此，自然产生的问题是，析出物是否可以被剪切，以及它如何有助于镁合金在零下温度下的强度-塑性协同作用。

由于具有c轴基心正交结构的β′相(Mg7RE) (a = 0.32 nm, b = 2.24 nm, c = 0.52 nm)通常用于强化Mg-RE基合金，而Xiao等开发的时效Mg-Gd-Y-Zr合金在低温下表现出良好的强度-塑性协同作用，因此我们制备了具有均匀分布β′相的高强度Mg-Gd-Y-Zr合金。研究了其在不同温度下的拉伸性能和相应的变形机理。结合同步x射线衍射测量的位错密度和详细的显微组织表征，本工作揭示了在零下温度下，高位错密度伴随着可剪切析出物可以在Mg-Gd-Y-Zr合金中提供良好的强度-塑性协同作用。

上海交通大学曾小勤教授团队对此进行了研究，相关研究成果以题为Enhancing strength–ductility synergy in a Mg–Gd–Y–Zr alloy at sub-zero temperatures via high dislocation density and shearable precipitates发表在Journal of Materials Science & Technology期刊上

链接：https://doi.org/10.1016/j.jmst.2023.05.029

图1

图1.时效后的GW83K合金显微组织:(a) EBSD图;(b)粒度统计直方图;(c) {0002} PF;(d)均匀分布的β′相的代表性TEM BF图像，(e)对应的SAED模式沿[0001]观察。

在RT、- 70°C和- 196°C下进行拉伸试验，其相应的工程和真应力-应变曲线分别如图2(a)和(b)所示。虽然纯Mg及其合金的理论杨氏模量在RT下约为45gpa，但从应力-应变曲线推断，其数值可能低于45gpa。如表1所示，弹性模量从RT时的40.1 GPa单调增加到- 196℃时的47 GPa。虽然GW83K合金的屈服强度(YS， σ0.2)仅从室温下的264 MPa略微增加到−70℃时的272 MPa，但总伸长率(EL，断裂对应的总应变)从4.0%急剧增加到12.0%，均匀伸长率(UEL，断裂总应变中均匀塑性应变减去弹性部分)从3.1%增加到10.7%，同时UTS从364 MPa大幅增加到421 MPa。当温度进一步降低至- 196℃时，YS和UTS均显著升高，EL和UEL分别回落至5.1%和4.2%。结果表明，随着温度的降低，GW83K合金的强度呈单调递增趋势。然而，本合金在- 70°C时出现了意想不到的伸长率拐点，其最大幅度在文献中未见报道。为了了解- 70℃时的异常拐点，有必要研究不同温度下的组织演变和变形机制。

图2

图 2. (a)不同温度下GW83K合金的工程应力-应变曲线;(b)对应的真应力-应变曲线。

位错滑动和变形孪晶是镁合金塑性的两种主要模式。由于变形孪晶对变形温度非常敏感，温度降低时，变形孪晶对总应变的相对贡献增大，我们首先分析了不同温度下变形的GW83K合金的孪晶行为。图3为不同温度下随应变变化的组织准原位EBSD分析，可以看出GW83K合金的孪晶模式几乎为扩展的双胞胎。随着应变的增加，在同一晶粒(晶粒1)内可以出现不同的孪晶变体，如图3(g−i)所示。图3(h)为不同温度下孪晶体积分数随应变的演化。虽然体积分数随着温度的降低，延伸孪晶略有增加，但在不同温度下均小于1%，表明变形孪晶对该合金应变调节的作用可以忽略不计。此外，许多晶粒，如图3(e−g)所示的2号和3号晶粒，由于晶粒旋转而逐渐重定向，这可能是位错滑移引起的。

图3

图3.不同工程应变和温度下微观结构演变的准原位EBSD表征:(a)室温下2.0%工程应变;(b) RT时4.0%工程应变;(c) - 196℃时2.0%工程应变;(d) 4.0%工程应变，−196℃;(e) - 70℃时2.0%工程应变;(f) - 70℃时4.0%工程应变;(g)−70℃时8.0%工程应变;(h)不同温度下孪晶体积分数随应变的演变，其中- 70℃变形的晶粒1的孪晶演变;(i) (f)中晶粒1沿白线的错取向角线形。

综上所述，变形孪晶对GW83K合金的塑性应变影响不大。然后，有必要研究GW83K合金在不同温度下变形时的位错密度演变。虽然TEM表征由于其高分辨率提供了对位错结构的直接观察，但相对较小的观察视野不适合准确评估位错密度。另外，同步加速器x射线衍射提供了一种分析位错密度演变的方法，通过线剖面分析(LPA)提供了更好的统计数据。图4(a)和(b)为GW83K合金中平均总位错密度和维氏硬度随应变的变化规律，代表了在不同温度下不同应变下未变形和变形后的整个规范零件的体平均值。可见，在变形初期，- 70℃时总位错密度的增幅与- 196℃时接近，均高于室温时的增幅，且在不同温度下各应变的总位错密度与维氏硬度具有较好的匹配关系。

图4

图4.不同温度下(a)平均总位错密度和(b)维氏硬度随工程应变的变化。

图5

图5. (a) <a>型位错平均位错密度的演变;(b) <c>型位错;(c)不同温度下的<c+a>型位错。

图6

图6.不同温度下不同拉伸应变下样品的弱光束暗场(WBDF)图像:(a)室温下4.0%工程应变;(b) 5.1%工程应变，−196℃;(c) - 70℃时4.0%工程应变;(d) - 70℃时12.0%工程应变。

图7

图7. 4.0%应变下不同温度下滑移轨迹分析统计:(a) RT;(b)−70℃;(c)−196℃;(d)不同滑移体系的分数。

图8

图8. 2.0%应变下不同温度变形GW83K合金的CRSS_<c+a>/ crss_bas_al_<a>比值评价:(a)施密德因子分布;(b)分解剪应力分布(c) CRSS_<c+a>/CRSS_basal<a>比值。

图9

图9.样品在不同温度下受不同拉伸应变的HAADF-STEM图像，电子束平行于

(a) RT时4.0%工程应变;(b) - 70℃时4.0%工程应变;(c) - 196℃5.1%工程应变;(d) - 70℃时12.0%工程应变。

图10

图10.在4.0%应变下，不同温度下试样中不同强化成分的贡献。

图11

图11. GW83K合金在不同温度下的变形机理示意图。

本研究发现了GW83K合金在零下温度下的异常拉伸行为，并系统地研究了相应的强度-塑性协同效应。主要结论总结如下:随着变形温度的降低，GW83K合金的屈服强度和极限抗拉强度单调增加。然而，总伸长和均匀伸长在- 70°C时出现了一个不寻常的拐点，远高于RT和- 196°C时的拐点。的数密度变形孪晶极低，随温度的降低仅略有增加，表明变形孪晶对GW83K合金的塑性影响不大。在- 70℃时，最小的CRSS<c+a>/ crssbase <a>比值使GW83K合金更容易激活更多的<c+a>位错，从而使其具有良好的延展性。在- 70℃时，更多的可剪切析出相可以调节位错滑动，延长位错运动的平均自由路径，从而获得良好的强度和塑性结合。

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