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Al–Mg 合金的强化机理
摘要:
最近，5083铝合金的强度和延展性得到了改善，这是通过减小晶粒尺寸(超细和纳米晶粒材料)，粒度分布(双峰微结构)，颗粒增强物，或以上的组合来实现的。这种微观结构的优化需要对传统的粗粒基合金的理解。我们在这里提供了一个完整的实验数据集，包括室温下Al-5083 H-131在一定的应变率范围内（10-4-6000s-1），采用初始合金元素Mg (4.77wt%)和次级元素Mn(0.68wt%)进行压缩。探索了Al-5083中的各种强化机制，包括溶质强化、沉淀硬化、应变硬化、应变速率硬化以及位错子结构引起的强化。在以往的文献中发现Al-Mg二元合金的实验使我们能够计算Mg在固溶体中的溶质强化，TEM分析提供关于沉淀硬化和位错单元结构的信息。建立包括这些强化机制的基本强度模型。
关键词：Al-5083 应变速率敏感度 溶质强化 强化机制
1.介绍
正如Hall-Petch模型所预测的那样，超细颗粒和纳米结构材料与粗颗粒材料相比强度显著提高。高强度铝合金因其密度低而受到极大关注，最近的研究表明，通过晶粒细化可以实现铝合金的显著强化[1-4]。但是，这些细粒材料通常表现出延展性下降。这种影响可以通过在粗晶粒和纳米/超细晶粒区域引入具有两个不同峰值的晶粒尺寸分布来抵消[5-8]。这些双峰材料旨在优化材料的强度和延展性。为了实现更高的强度，双峰铝材料进一步用陶瓷颗粒增强，从而形成复合金属基复合材料[9-11]。要真正了解这些复杂的多尺度微观结构，对粗粒度基础材料有一个基本的了解是很重要的。
本工作特别感兴趣的铝合金是Al-5083 H-131。Al-5083在准静态（QS）应变率下的机械响应已被广泛研究[12-16]，尽管大多数结果在政府报告中，而不是在公开文献中。然而，目前这种材料在高应变率下很少或没有工作。对这种合金的动态响应的清晰了解对于其作为高强度轻质材料的未来应用至关重要。
在这项工作中，我们的目标是双重目标。首先，确定Al-5083 H-131在一系列应变率（10-4-6000 s-1）范围内的机械响应和应变率敏感度（SRS）。其次，调查主要的强化机制，并为这种材料提供一个强度模型。强化机制包括固溶强化，沉淀硬化，晶粒尺寸强化，位错密度演化和位错晶胞结构。
2.实验方法
研究商业Al-5083合金（H-131回火）。这是一种铸锭材料，它被轧制并以板的形式提供。在商业实验室（Luvak Inc.，Boylston，MA）分析化学组成并示于表1中。
使用在120kV下操作的Phillips EM420透射电子显微镜（TEM）检查原样材料的微结构。扫描透射电子显微镜（STEM）在300kV运行的CM300上进行，以测量镁和锰的分布。用于TEM的箔片通过使用砂纸将3mm圆盘抛光至约70mu;m，接着在双喷射电抛光机中在10％高氯酸和90％乙醇的溶液中进行电解抛光来制备。
在室温下使用压缩测试评估机械响应。用MTS试验机进行QS试验（应变速率为10-4-10-2 s-1）；动态试验（应变速率为1000-6000s-1）用压缩Kolsky棒进行（图1）。Kolsky棒由两根直径为7.144 mm的金属棒组成，称为输入棒和输出棒，它们夹着一个小圆柱试样，气枪加速弹丸撞击输入棒，产生压缩应力脉冲，沿着输入条行进并加载样本。
这种事件中的一些压缩应力脉冲被反射回输入条，而其中一些被传输到输出条。位于输入和输出条上的应变计记录这些反射波和传输波。当波从试样传播到应变计时，在两个信号上都使用色散校正码来消除弥散伪影。一旦样本内达到应力平衡，透射波和反射波就可以分别用来计算样本的应力历史和应变率历史[17]。应变率历史随时间积分以确定应变历史。然后将该应变历史与应力历史相关联以获得材料的应力-应变响应。Coates和Ramesh [18]对我们实验中使用的Kolsky棒材设备提供了更完整的描述。
对所有样品进行机械加工，使得压缩轴沿着板的整个厚度。在MTS测试过程中使用了碳化钨压缩板，并对载荷位移数据进行了校正，以考虑到机器的符合性。 QS样品是直径4毫米，长6毫米（长宽比1.5）的圆柱体，而动态样品的直径为4毫米，长度为2.4毫米（长宽比为0.6）。所有样品均通过EDM在冷却液中以低电流切割，以减少加热效应并保持冷加工状态。为了使摩擦效应最小化，所有样品的端部都经过抛光和润滑。
为了在动态测试样品中获得一致的最终应变，使用了极限套筒（图1）。限位套由一个内径为5.5 mm，外径为7 mm，长为1.9 mm的Ti64环组成，位于试样周围。当试样变形至20％应变时，输入杆会与套筒接触。一旦接触，剩余的压缩应力脉冲通过套筒弹性传递到输出杆，而不会使试样发生进一步的塑性变形。
3.结果与讨论
3.1应变率效应
图2a显示了10-4至6000s-1的应变率下的压缩应力-应变曲线。在这些压缩测试中，没有一个样品失败。在高应变率（1000-6000s-1）下，所有样品均匀变形。在QS应变率（10-4-10-2s-1）下，许多样品在非常大的应变（gt;20％）后出现非均匀剪切变形，这可能是由于样品几何形状差。由于这个原因，这些QS测试的结果只能精确到20％的应变。由QS真应力-应变曲线的弹性部分计算的杨氏模量为70GPa，与预期的71GPa相当[19]。由0.2％偏移量计算的屈服强度估计为280MPa。
压应力-应变曲线（图2a）显示适度应变硬化，在整个应变范围内保持一
致。应变硬化指数m计算为m=0.1，接近饱和。这证明收到的材料经历了大量以前的塑性工作。Al-5083 H-131是一种应变硬化合金，轧制过程中产生的塑性很可能会产生足够的位错达到饱和。
仔细观察压缩QS应力-应变曲线（图2b）可以发现锯齿状流动的证据以及流变应力随着应变速率的降低而增加。然而，在动态范围内，流动应力随着应变率的增加而增加。这种行为如图3所示，是流变应力（塑性应变为10％）随应变率变化的曲线图。在QS方案中，应变率敏感性（SRS）指数m计算为m = -0.0107，而在动态方案中m = 0.0433。
锯齿流动和负SRS是5xxx系列铝合金动态应变时效（DSA）的结果[20-25]。 DSA是一个通用术语，指的是移动溶质原子和位错之间的相互作用。在这种材料中，镁原子是取代的，并且由于这些原子比铝原子大，所以在溶质原子周围存在应力场。如果Mg溶质原子周围的应力场能够减小位错周围的弹性应变能，则Mg原子扩散到位错核心上，在能量上是有利的，从而导致聚集。这个溶质原子簇产生阻碍位错运动的阻力。这种扩散的发生需要一定的时间，因此DSA具有与扩散时间相关的固有特征时间尺度。还存在与此特征时间相关的特征应变率。施加的应变率越低，可用于扩散的时间越长，这意味着更大的团簇，更大的阻力，并因此更高的流动应力。这是这种材料中负SRS背后的微观机制。肉眼观察，DSA以锯齿状流动形式导致塑性不稳定。这被称为Portevin-Le Chatelier（PLC）效应[26,27]：非均匀变形（位错的钉扎和非钉扎）与材料中不稳定的应力下降相关。在Al-5083中的DSA已经在一系列应变速率和温度范围内进行了研究[22,23,25,28]，因此不是本文的重点。
文献中很难找到常规粗晶粒Al-5083 H-131的QS和动态压缩数据。考虑到目前关于复杂的多尺度纳米结构Al-5083材料的大量文献[4,6,9,10]，这是出乎意料的。我们在低应变率下的实验结果与技术报告中有限的，未公开的信息非常吻合。关于在10-5s-1的应变率下进行的压缩测试的BRL报告[12]显示出类似的弹性模量和屈服强度，但是具有较高的流动应力。这与在这个QS应变率范围内由DSA引起的负面SRS一致。该数据集不超过3％应变，因此不可能比较应变硬化。 Sandia [13]的一份报告研究了Al-5083在非常大的菌株中。他们的工作表明应变硬化与我们一致，但屈服强度和弹性模量不能确定，因为在较低应变下分辨率较差。 Sandia工作在1s-1的应变率下进行，并显示流动应力低于我们的结果（再次与由于DSA引起的负面SRS一致）。洛斯阿拉莫斯关于动态压缩试验的报告[16]报道了较低的屈服强度（250 MPa），并显示出更大的应变硬化。后者的差异可能是由于加工和化学成分的差异。
3.2 Al-5083的强化机制
金属的强度取决于克服干涉位错运动障碍所需的应力。移动位错与微观结构中的障碍物相互作用，例如晶格本身，溶质原子，沉淀物，其他位错和晶界。我们通过对微观结构的仔细表征来研究Al-5083的强化机制，以确定哪些障碍物存在以及哪些障碍物主宰了材料的强度。所有对总流动应力的贡献都是在屈服开始时计算的（0.2％应变），因此称为屈服强度增量。
位错运动最根本的障碍是晶格本身。将位错移动通过晶格所需的应力称为Peierls应力。FCC金属（如Al）中的Peierls应力很低，位错可以沿着多个滑移系统以及交叉滑移。由于Peierls应力低，高纯度FCC金属具有低屈服强度。
3.2.1 溶质强化
Al-5083,Mg和Mn中的主要合金元素是晶格内的点缺陷，并作为位错运动的障碍。在低应变下，溶质原子位错相互作用导致材料强化。文献中存在一些关于这种强化如何发生的争论。已经观察到，固定的溶质原子通过称为“钉扎”的机制与可移动的位错相互作用。在位错与溶质原子相遇的位置，位错被钉扎。其余的错位从这些固定位置向外弯曲继续运动。因此，由于未固定区域感受到位错线张力，材料得到加强[29]。然而，也有人认为，溶质原子并不保持静止，而是弥散到可动位错。如前所述，DSA是这种类型的溶质强化的表现。这两种相互作用都会导致材料屈服强度和整体流动应力的增加。
由于溶质原子的浓度C，溶质增强增量ss通常定义为
其中和H是常数[30]。一个更完整的溶质强化方程将包括和H的温度和应变率依赖性。我们将在本节后面介绍应变率耦合。然而，温度变化在这项工作中很小（即使在高速率下），所以我们不会考虑温度。
已知镁通过溶质强化来强化各种铝镁合金[31-36]。在这里，我们通过获得等式（1）中的常数来确定Al-5083中由于Mg而引起的强化。特别是两部作品非常有趣，Ryen等人[32]和穆凯等人[31]将进行详细讨论。基于商用和高纯度材料的结果被标记为CP和HP。
为了将这种理想的Al-Mg合金的溶质强化与Al-5083相关联，我们假设Al-5083中的Mg的全部浓度保持固溶。Mg的高溶解度和不含Mg的沉淀物[37]使得这个假设是合理的。广泛的STEM工作也验证了这一假设。原始样品的STEM图像如图4a所示，表明镁在样品中均匀分布。注意在晶粒内部或沿晶界缺乏Mg析出物，而在低温超细晶粒Al-5083中沿晶界观察到大量的Mg析出物[28]。因此我们得出这样的结论：该常规Al-5083中的所有Mg都处于固溶体（CMg = 4.77wt％）。
Mukai等人在一定的应变速率范围（1times;10-4-2times;103s-1）内研究了高纯度Al-Mg合金的拉伸强度，评估了Mg在两种速率下的溶质强化效应，分别为10-3和103s -1。他们在两种应变率下的结果都显示随着镁浓度的增加，屈服强度增加，这表明溶质强化。表2包含了他们报道的等式。在0.2％应变下。使用这些参数，对于应变率分别为10-3和103s-1的情况，计算Mg引起的屈服
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