上海交大《JMST》高位錯密度和可剪切析出物提高Mg合金低溫強度-塑性協同作用！

2023-08-09 13:58:35 作者：材料學網來源：材料學網分享至：

導讀：在低溫條件下，高強度鎂合金，尤其是含有大量析出相的鎂合金，難以克服強度與塑性的權衡困境。本文報道了時效Mg-7.37Gd-3.1Y-0.27Zr合金在零下溫度下增強的強度-塑性協同效應。室溫、-70℃和-196℃下的拉伸應力-應變曲線表明，隨著溫度的降低，強度單調增加，伸長率從室溫到-70℃先增加，然后從- 70℃到-196℃下降。通過同步x射線衍射、電子背散射衍射(EBSD)和透射電鏡(TEM)對不同變形溫度下的微觀結構演變進行了系統的研究，發現在- 70℃時，高的位錯密度和足夠的<c+a>位錯促進了良好的拉伸塑性，這是由于非基底<c+a>位錯與基底<a>位錯的臨界分解剪切應力(CRSS)比最小。此外，更多的可剪切析出物可以通過延長位錯滑動的平均自由路徑來進一步提高塑性。本研究表明，在零下溫度下，通過在高強度鎂合金中引入高位錯密度和可剪切析出物，可以實現優異的強度-塑性協同作用。

鎂合金作為最輕的結構金屬材料，近二十年來在節能工業中受到廣泛關注。然而，一種被稱為強度-延性權衡的困境，這意味著強度或延性的提高總是犧牲另一個，限制了它們的應用。當鎂合金服務于外層空間、北極和南極的零下溫度時，這種困境通常會變得更加嚴重。因此，迄今為止最大的挑戰之一是開發具有高強度的鎂合金，同時在零下溫度下保持可接受的延展性。

在不含稀土元素的鎂合金中，通常發現隨著使用溫度的降低，強度增加，塑性下降。例如，盡管一種商用AZ31合金的極限抗拉強度(UTS)從室溫(RT)下的250 MPa提高到77 K(液氮)下的350 MPa以上，但其相應的伸長率卻從25%以上急劇下降到10%以下。這種強度與塑性的權衡主要是由于低溫下孿晶和位錯的不足。然而，由于<c+a>位錯在高溫下分解，某些單晶鎂合金的屈服應力在溫度從RT降至77 K時先減小后增大。稀土元素的加入可以顯著提高鎂合金的強度和塑性，特別是在含有Gd和Y元素的體系中。Kula等研究發現，在相同低溫下，隨著Gd和Y添加量的增加，Mg-Gd和Mg-Y二元合金的強度和延展性同時提高，但當溫度從RT降至低溫時，相同成分樣品的延展性仍然下降。此外，也有一些相互矛盾的發現，在類似的鎂合金中，分別報道了低溫下的強度-塑性權衡和強度-塑性協同現象。例如，當壓縮方向與擠壓方向平行時，當溫度從20°C降至- 196°C時，WE43合金的應變-失效應變略有改善，而當壓縮方向與擠壓方向正相關時，則相反。Xiao等報道時效Mg-Gd-Y-Zr合金的拉伸伸長率從室溫下的4%提高到- 196℃時的8%。然而，擠壓后的Mg-Gd-Y-Zr合金的伸長率隨著溫度從RT降低到- 196℃而呈現相反的趨勢。

位錯滑動和變形孿晶是鎂合金塑性的兩種主要形式。因此，分析位錯和孿晶的演變對了解鎂合金在低溫下的變形機制具有重要意義。一般來說，孿晶可以通過改變晶粒取向來協調塑性變形，使位錯更容易滑動。對于位錯滑動，由于<a>型位錯不能適應c軸應變，因此必須需要一定數量的非基底<c+a>位錯才能實現較大的塑性應變，特別是在變形孿晶受到某種程度限制的體系中。

為了在給定的施加應力σ下激活特定的位錯滑動，沿滑動方向的分辨剪切應力τ必須大于臨界值，該臨界值稱為臨界分辨剪切應力(CRSS)。由于在RT下純Mg中<c+a>滑動的CRSS值比基礎<a>滑動的CRSS值高兩級，因此在多晶Mg中<c+a>位錯的激活要困難得多。增加<c+ A >位錯數量的可行方法是降低CRSS<c+ A >/CRSSbasal< A >的比值。Kim等報道了稀土元素的合金化可以降低CRSS<c+a>/CRSSbasal<a>的比例，其中變形后觀察到大量的<c+a>位錯。眾所周知，任何位錯滑動的CRSS值都隨著溫度的降低而顯著增加。如果鎂合金中CRSS<c+a>的增加速率低于CRSSbasal<a>，則在低溫下可以獲得較低的CRSS<c+a>/CRSSbasal<a>之比，并且在低溫下可以激活更多的<c+a>位錯以獲得較好的塑性。

沉淀強化被廣泛應用于開發高強度鎂合金，保持良好的延展性是關鍵問題。先前有報道稱，析出相剪切雖然不會降低塑性，但會在一定程度上降低析出相的強化。因此，自然產生的問題是，析出物是否可以被剪切，以及它如何有助于鎂合金在零下溫度下的強度-塑性協同作用。

由于具有c軸基心正交結構的β′相(Mg7RE) (a = 0.32 nm, b = 2.24 nm, c = 0.52 nm)通常用于強化Mg-RE基合金，而Xiao等開發的時效Mg-Gd-Y-Zr合金在低溫下表現出良好的強度-塑性協同作用，因此我們制備了具有均勻分布β′相的高強度Mg-Gd-Y-Zr合金。研究了其在不同溫度下的拉伸性能和相應的變形機理。結合同步x射線衍射測量的位錯密度和詳細的顯微組織表征，本工作揭示了在零下溫度下，高位錯密度伴隨著可剪切析出物可以在Mg-Gd-Y-Zr合金中提供良好的強度-塑性協同作用。

上海交通大學曾小勤教授團隊對此進行了研究，相關研究成果以題為Enhancing strength–ductility synergy in a Mg–Gd–Y–Zr alloy at sub-zero temperatures via high dislocation density and shearable precipitates發表在Journal of Materials Science & Technology期刊上

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

圖1

圖1.時效后的GW83K合金顯微組織:(a) EBSD圖;(b)粒度統計直方圖;(c) {0002} PF;(d)均勻分布的β′相的代表性TEM BF圖像，(e)對應的SAED模式沿[0001]觀察。

在RT、- 70°C和- 196°C下進行拉伸試驗，其相應的工程和真應力-應變曲線分別如圖2(a)和(b)所示。雖然純Mg及其合金的理論楊氏模量在RT下約為45gpa，但從應力-應變曲線推斷，其數值可能低于45gpa。如表1所示，彈性模量從RT時的40.1 GPa單調增加到- 196℃時的47 GPa。雖然GW83K合金的屈服強度(YS， σ0.2)僅從室溫下的264 MPa略微增加到−70℃時的272 MPa，但總伸長率(EL，斷裂對應的總應變)從4.0%急劇增加到12.0%，均勻伸長率(UEL，斷裂總應變中均勻塑性應變減去彈性部分)從3.1%增加到10.7%，同時UTS從364 MPa大幅增加到421 MPa。當溫度進一步降低至- 196℃時，YS和UTS均顯著升高，EL和UEL分別回落至5.1%和4.2%。結果表明，隨著溫度的降低，GW83K合金的強度呈單調遞增趨勢。然而，本合金在- 70°C時出現了意想不到的伸長率拐點，其最大幅度在文獻中未見報道。為了了解- 70℃時的異常拐點，有必要研究不同溫度下的組織演變和變形機制。

圖2

圖 2. (a)不同溫度下GW83K合金的工程應力-應變曲線;(b)對應的真應力-應變曲線。

位錯滑動和變形孿晶是鎂合金塑性的兩種主要模式。由于變形孿晶對變形溫度非常敏感，溫度降低時，變形孿晶對總應變的相對貢獻增大，我們首先分析了不同溫度下變形的GW83K合金的孿晶行為。圖3為不同溫度下隨應變變化的組織準原位EBSD分析，可以看出GW83K合金的孿晶模式幾乎為擴展的雙胞胎。隨著應變的增加，在同一晶粒(晶粒1)內可以出現不同的孿晶變體，如圖3(g−i)所示。圖3(h)為不同溫度下孿晶體積分數隨應變的演化。雖然體積分數隨著溫度的降低，延伸孿晶略有增加，但在不同溫度下均小于1%，表明變形孿晶對該合金應變調節的作用可以忽略不計。此外，許多晶粒，如圖3(e−g)所示的2號和3號晶粒，由于晶粒旋轉而逐漸重定向，這可能是位錯滑移引起的。

圖3

圖3.不同工程應變和溫度下微觀結構演變的準原位EBSD表征:(a)室溫下2.0%工程應變;(b) RT時4.0%工程應變;(c) - 196℃時2.0%工程應變;(d) 4.0%工程應變，−196℃;(e) - 70℃時2.0%工程應變;(f) - 70℃時4.0%工程應變;(g)−70℃時8.0%工程應變;(h)不同溫度下孿晶體積分數隨應變的演變，其中- 70℃變形的晶粒1的孿晶演變;(i) (f)中晶粒1沿白線的錯取向角線形。

綜上所述，變形孿晶對GW83K合金的塑性應變影響不大。然后，有必要研究GW83K合金在不同溫度下變形時的位錯密度演變。雖然TEM表征由于其高分辨率提供了對位錯結構的直接觀察，但相對較小的觀察視野不適合準確評估位錯密度。另外，同步加速器x射線衍射提供了一種分析位錯密度演變的方法，通過線剖面分析(LPA)提供了更好的統計數據。圖4(a)和(b)為GW83K合金中平均總位錯密度和維氏硬度隨應變的變化規律，代表了在不同溫度下不同應變下未變形和變形后的整個規范零件的體平均值。可見，在變形初期，- 70℃時總位錯密度的增幅與- 196℃時接近，均高于室溫時的增幅，且在不同溫度下各應變的總位錯密度與維氏硬度具有較好的匹配關系。

圖4

圖4.不同溫度下(a)平均總位錯密度和(b)維氏硬度隨工程應變的變化。

圖5

圖5. (a) <a>型位錯平均位錯密度的演變;(b) <c>型位錯;(c)不同溫度下的<c+a>型位錯。

圖6

圖6.不同溫度下不同拉伸應變下樣品的弱光束暗場(WBDF)圖像:(a)室溫下4.0%工程應變;(b) 5.1%工程應變，−196℃;(c) - 70℃時4.0%工程應變;(d) - 70℃時12.0%工程應變。

圖7

圖7. 4.0%應變下不同溫度下滑移軌跡分析統計:(a) RT;(b)−70℃;(c)−196℃;(d)不同滑移體系的分數。

圖8

圖8. 2.0%應變下不同溫度變形GW83K合金的CRSS_<c+a>/ crss_bas_al_<a>比值評價:(a)施密德因子分布;(b)分解剪應力分布(c) CRSS_<c+a>/CRSS_basal<a>比值。

圖9

圖9.樣品在不同溫度下受不同拉伸應變的HAADF-STEM圖像，電子束平行于

(a) RT時4.0%工程應變;(b) - 70℃時4.0%工程應變;(c) - 196℃5.1%工程應變;(d) - 70℃時12.0%工程應變。

圖10

圖10.在4.0%應變下，不同溫度下試樣中不同強化成分的貢獻。

圖11

圖11. GW83K合金在不同溫度下的變形機理示意圖。

本研究發現了GW83K合金在零下溫度下的異常拉伸行為，并系統地研究了相應的強度-塑性協同效應。主要結論總結如下:隨著變形溫度的降低，GW83K合金的屈服強度和極限抗拉強度單調增加。然而，總伸長和均勻伸長在- 70°C時出現了一個不尋常的拐點，遠高于RT和- 196°C時的拐點。的數密度變形孿晶極低，隨溫度的降低僅略有增加，表明變形孿晶對GW83K合金的塑性影響不大。在- 70℃時，最小的CRSS<c+a>/ crssbase <a>比值使GW83K合金更容易激活更多的<c+a>位錯，從而使其具有良好的延展性。在- 70℃時，更多的可剪切析出相可以調節位錯滑動，延長位錯運動的平均自由路徑，從而獲得良好的強度和塑性結合。

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