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       作者：杜健昌

       早期對(duì)低溫下鋁基體中位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的研究主要集中于純鋁和變形鋁合金的低溫塑性變化。在低溫下變形鋁合金的塑性變形均勻性隨強(qiáng)度的增加而明顯提高。變形合金在低溫下加工硬化能增加，加工硬化指數(shù)增大，鋁基體的變形均勻性增強(qiáng)，導(dǎo)致合金的伸長(zhǎng)率增加口。在低溫拉伸試驗(yàn)中A319合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度升高，而伸長(zhǎng)率卻下降。OSAMU等通過(guò)反復(fù)變形熱處理等方法使過(guò)共晶Al-Si合金在低溫下的塑性提高。A356合金隨著溫度降低，斷口組織中斷裂的Si相數(shù)量增加，而斷裂Si相的增加是影響A356合金低溫伸長(zhǎng)率的重要因素，但是GOKHALE A M等并沒(méi)有闡述這種現(xiàn)象的原因。本課題通過(guò)對(duì)ZL101合金在低溫條件下拉伸斷裂后斷裂Si相的數(shù)量、形貌和分布變化進(jìn)行分析，解釋了亞共晶Al-Si合金中斷裂的Si相數(shù)量隨溫度降低而增加的原因，并進(jìn)一步討論了低溫對(duì)ZL101合金塑性變形均勻性的影響。

1  試驗(yàn)方法

    試驗(yàn)材料為ZL101合金，其化學(xué)成分見(jiàn)表1。合金在電阻爐內(nèi)進(jìn)行熔煉，熔化溫度為730℃，Mg以中間合金的形式加入熔體中，并采用Al-5 Sr中間合金進(jìn)行變質(zhì)處理，然后，在攪拌精煉機(jī)中通入Ar氣進(jìn)行精煉攪拌，澆注成坯錠，最后，進(jìn)行T6熱處理。熱處理工藝為525℃×8h固溶十淬火+165℃×6h時(shí)效。

    按照GB/T 13239-2006標(biāo)準(zhǔn)制成拉伸試樣，其中部分試樣經(jīng)過(guò)拋光后進(jìn)行拉伸，用來(lái)觀察拉伸過(guò)程中的位錯(cuò)滑移帶。在20、-20和- 60℃環(huán)境下進(jìn)行拉伸，拉伸試驗(yàn)機(jī)配備液氮冷卻低溫保溫箱，試樣在試驗(yàn)溫度下保溫15 min后進(jìn)行拉伸，速率為2 mm／min。利用引伸計(jì)測(cè)量試樣的應(yīng)變，繪制出不同拉伸溫度下的真應(yīng)力一應(yīng)變曲線。

    在20℃和-60℃溫度下拉伸斷裂的試件中取樣，利用TM3030掃描電鏡觀察試樣的斷口形貌及位錯(cuò)滑移帶分布。在斷口附近取樣，經(jīng)過(guò)手工研磨后在- 30℃下使用12 V電壓進(jìn)行雙噴減薄，雙噴腐蝕液成分為20%的高氯酸+80%的乙醇，然后利用透射電鏡觀察組織中Si相形貌及其附近塞積的位錯(cuò)分布情況。從斷口到距斷口4 mm處取樣，經(jīng)過(guò)鑲嵌、研磨拋光后制成金相試樣，利用OLYMPUS-GX51光學(xué)金相顯微鏡觀察Si相的斷裂形貌。利用OLYMPUS-GX51金相顯微鏡自帶的定量分析軟件，計(jì)算斷口至內(nèi)部2 mm處斷裂的Si相顆粒所占總Si相的比例。

2  結(jié)果與分析

2.1  不同溫度下Si相的斷裂

    ZL101合金在拉伸過(guò)程中發(fā)生塑性變形，對(duì)Si相產(chǎn)生應(yīng)力使其斷裂，從而導(dǎo)致合金發(fā)生斷裂。圖1為ZL101合金在不同溫度下斷裂的組織形貌�？梢钥闯�，ZL101合金主要由共晶組織和初生a-Al晶粒構(gòu)成，共晶組織中的Si相為顆粒狀和短棒狀，并且斷口附近存在解理斷裂的Si相。20℃時(shí)斷口附近只有少量的Si相斷裂，斷口遠(yuǎn)處的Si相斷裂數(shù)量減少，在距離斷口3mm處組織中很難觀察到斷裂的Si相（見(jiàn)圖la）。-60℃時(shí)，斷口附近存在大量的斷裂Si相，隨著距離的增加，斷裂Si相數(shù)量緩慢減少，在距斷口3 mm處仍能觀察到斷裂的Si相（見(jiàn)圖lb）。

    圖2為不同溫度下ZL101合金斷口附近Si相斷裂數(shù)量變化�？梢钥闯�，Si相的斷裂數(shù)量隨著溫度的降低而增大。常溫下的拉伸容易在斷口處產(chǎn)生局部變形，僅斷口附近Si相斷裂形成應(yīng)力集中而撕裂鋁基體。低溫下合金的變形均勻性提升，不易發(fā)生局部變形，從而使距離斷口較遠(yuǎn)處的Si相發(fā)生斷裂。

2.2位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)對(duì)Si相斷裂的影響

    ZL101合金中Si相的斷裂行為與鋁基體中位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)有重要關(guān)系。圖3為Al-Si合金在不同溫度下斷口附近的位錯(cuò)滑移帶分布情況。可以看出，在ZL101合金塑性變形過(guò)程中，鋁基體內(nèi)發(fā)生位錯(cuò)滑移，大量位錯(cuò)塞積在Si相邊界產(chǎn)生應(yīng)力集中，使Si相發(fā)生斷裂。20'C時(shí)鋁基體中僅有少量較淺的位錯(cuò)滑移帶，斷裂Si相的數(shù)量較少（見(jiàn)圖3a）。-60。C時(shí)鋁基體中位錯(cuò)滑移帶數(shù)量增加且形態(tài)變深，同時(shí)斷裂Si相數(shù)量增加．見(jiàn)圖3b。綜上所述，室溫下合金在斷口處發(fā)生局部變形．在斷口附近非局部變形區(qū)中，單位滑移面上發(fā)生滑移的位錯(cuò)數(shù)量較少，此時(shí)，位錯(cuò)滑移帶的形態(tài)較淺。隨著溫度降低，合金變形趨于均勻化，在非局部變形區(qū)中，單位滑移面上發(fā)生滑移的位錯(cuò)數(shù)量增加，此時(shí)，斷口中的位錯(cuò)滑移帶分布密集。

    圖4為ZL101合金斷口附近的位錯(cuò)塞積情況。從圖4可以看出，ZI．101合金在塑性變形階段產(chǎn)生大量的位錯(cuò)，這些位錯(cuò)主要在Si相邊界塞積。在20。C時(shí)，在Si相邊界處塞積的位錯(cuò)數(shù)量較少，見(jiàn)圖4a。在-60℃時(shí)，在Si相邊界塞積的位錯(cuò)數(shù)量明顯增加，并且分布密集，見(jiàn)圖4b。

    圖5為ZL101合金中Si相斷裂的示意圖。在合金的塑性變形過(guò)程中，鋁基體中發(fā)生大量的位錯(cuò)滑移，當(dāng)受Si相的阻礙時(shí)停止運(yùn)動(dòng)。隨著合金的形變量持續(xù)增加，位錯(cuò)在Si相處不斷塞積，形成應(yīng)力集中。鋁基體中位錯(cuò)受到的阻力可以表示為：

式中，rP為點(diǎn)陣阻力(Peirls-Nabarro force)；τμ為位錯(cuò)應(yīng)力場(chǎng)產(chǎn)生的阻力；τ'為其他對(duì)溫度不敏感的阻力。點(diǎn)陣阻力τP的大小取決于原子的熱振動(dòng)狀態(tài)，可以表示為：

式中，τo為不考慮熱振動(dòng)的點(diǎn)陣阻力；u為原子熱振動(dòng)幅度；a為派納能壘之間的距離；r0為位錯(cuò)的中心半徑。由式(2)可知，隨著溫度的降低，原子的熱振動(dòng)幅度“減小，位錯(cuò)所受的點(diǎn)陣阻力τp增大。τμ的大小可以表示為：

式中，a是試驗(yàn)常數(shù)；p為位錯(cuò)密度；6是柏氏矢量；μ是剪切模量。由式(3)可知，隨著溫度的降低，剪切模量μ增大，位錯(cuò)所受的應(yīng)力場(chǎng)阻力τμ增加。在外加應(yīng)力τ*的作用下，Si相受到位錯(cuò)塞積的作用力大小為：

式中，N為塞積群中位錯(cuò)的數(shù)量。當(dāng)位錯(cuò)塞積產(chǎn)生的應(yīng)力μc達(dá)到Si相的承受臨界值時(shí)，Si相在最大切應(yīng)力方向上發(fā)生解理斷裂，即解理平面與滑移方向和滑移面成45。角。由式(1)～式(4)可知，隨著溫度的降低，Si斷裂所需塞積的位錯(cuò)數(shù)量N增加。

2.3  溫度對(duì)塑性變形均勻性的影響

    圖6為ZL101合金在不同溫度下拉伸的真實(shí)應(yīng)力應(yīng)變曲線�？梢钥闯�，隨著溫度的降低，ZL101合金的強(qiáng)度和彈性模量E增加。合金的剪切模量μ與彈性模量E的關(guān)系可以表示為：

式中，E為彈性模量；v為泊松比。在低溫下泊松比v略有降低。由式(5)可知，隨著彈性模量E的增加，剪切模量μ增大。

    鋁基體中的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受到低溫的影響，導(dǎo)致ZL101合金的塑性變形均勻性增加。拉伸過(guò)程中合金在應(yīng)力集中處發(fā)生局部變形，導(dǎo)致局部變形區(qū)產(chǎn)生大量的位錯(cuò)塞積和纏結(jié)。隨著外加應(yīng)力的增大，局部變形區(qū)位錯(cuò)密度lD的增加，由式(3)可知，位錯(cuò)應(yīng)力場(chǎng)產(chǎn)生的阻力τμ

增大，從而使位錯(cuò)增殖和運(yùn)動(dòng)困難，此時(shí)非局部變形區(qū)產(chǎn)生大量位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使合金整體發(fā)生塑性變形。低溫下合金的剪切模量μ上升。由式(3)可知，隨著位錯(cuò)密度ID增加，位錯(cuò)阻力τμ的上升趨勢(shì)加劇，導(dǎo)致合金僅有較小的局部變形時(shí)，非局部變形區(qū)內(nèi)便產(chǎn)生大量的位錯(cuò)并滑移，合金的塑性變形均勻性上升。

3  結(jié)  論

    (1)隨著溫度降低，ZL101合金的塑性變形均勻性提高，從而導(dǎo)致拉伸斷裂后合金組織中Si相的斷裂數(shù)量增加。

    (2)在ZL101合金塑性變形過(guò)程中鋁基體內(nèi)發(fā)生位錯(cuò)滑移，大量位錯(cuò)塞積在Si相邊界產(chǎn)生應(yīng)力使Si相發(fā)生斷裂。在低溫下，位錯(cuò)滑移阻力升高，使位錯(cuò)塞積產(chǎn)生的應(yīng)力減小，即Si斷裂所需塞積的位錯(cuò)數(shù)量增加。

(3)隨著溫度降低，ZL101合金的剪切模量增大，導(dǎo)致局部變形區(qū)位錯(cuò)應(yīng)力場(chǎng)阻力隨位錯(cuò)密度增大而上升的趨勢(shì)加劇，因此當(dāng)局部變形較小時(shí)，合金在非局部變形區(qū)產(chǎn)生大量的位錯(cuò)并滑移，合金的塑性變形均勻性上升。

4摘要

研究了ZL101合金在-60℃和20℃時(shí)拉伸斷裂后組織中Si相的斷裂行為。結(jié)果表明，ZL101合金在低溫下拉伸斷裂后組織中斷裂Si相的數(shù)量增加。合金在塑性變形過(guò)程中產(chǎn)生大量位錯(cuò)滑移，位錯(cuò)在Si相邊界塞積產(chǎn)生應(yīng)力集中使Si相斷裂。隨著溫度降低，ZL101合金的切變模量增大，導(dǎo)致局部變形區(qū)的位錯(cuò)應(yīng)力場(chǎng)阻力隨位錯(cuò)密度增大而上升的趨勢(shì)加劇，因此，當(dāng)局部變形較小時(shí)，合金在非局部變形區(qū)產(chǎn)生大量的位錯(cuò)并滑移，變形均勻性上升。