挤压态Mg-Gd-Y镁合金动态压缩力学性能与失效行为

毛萍莉，于金程，刘 正，董 阳，席 通

(沈阳工业大学 材料科学与工程学院，沈阳 110870)

镁合金是目前实际应用中密度最低的金属结构材料，具有比强度和比刚度高、阻尼性和切削加工性好等优点，因而被广泛应用于汽车领域[1-2]。传统的镁合金耐热、抗高温蠕变等性能较差，通常只能用于120 ℃以下的条件，达不到交通工具发动机和传动部件需要承受150～200 ℃、250 ℃甚至更高温度的要求，从而限制了它的应用。围绕着如何提高铸造镁合金的力学、耐腐蚀、耐高温、抗蠕变等性能，研究人员对稀土作为镁合金添加剂或合金元素的作用进行了大量研究，取得了瞩目的成绩[3]。目前，工作温度超过 200 ℃的镁合金均为稀土镁合金。在Mg-Gd合金基础上，加入一定量Y和Zr(或Mn元素)开发的Mg-Gd-Y-(Zr/Mn)合金系，具有优秀的高温强度、抗蠕变性能及耐热性能以及良好的塑性和耐腐蚀性等，已成为目前世界上高强度铸造和变形镁合金系之一[4]。汽车部件是镁合金的重要应用方向之一，实现镁合金在汽车上的成功应用，必须保证镁合金材料和构件具有足够的综合应用性能，而之前人们对稀土镁合金的研究主要集中在高耐蚀和高耐热方面，对稀土镁合金动态力学性能的研究比较少。纪伟等[5]的研究发现，采用 Hopkinson拉杆技术对两种挤压态 Mg-Gd-Y合金在应变速率为103 s-1和温度为150～525 ℃范围进行了拉伸实验，借助光学显微镜和SEM 重点分析断口附近的显微组织和断口形貌。结果表明：当温度t≤400 ℃时，材料的破坏机理主要表现为浅韧窝与准解理的混合型断裂；随着温度的升高，由于受晶界软化的影响，材料的断裂机理逐渐转向以晶间断裂为主；t≤400 ℃时材料的主要变形机制是基面滑移，随着温度的升高，非基面滑移系将充分启动，材料的伸长率也相应地在450 ℃时达到最大值。由于在汽车碰撞等过程中镁合金零部件要承受高速载荷，研究在高速冲击载荷下稀土镁合金的局部变形与断裂机制，将为高速冲击载荷下稀土镁合金的设计和选用提供重要依据，具有重要的理论和实际意义。

因此，本文作者基于分离式Hopkinson压杆(Split Hopkinson pressure bar, SHPB)实验加载技术[6]，研究高应变速率下稀土镁合金的动态压缩力学性能，分析其变形行为和失效机制。

1 实验

本实验所用挤压态 Mg-Gd-Y镁合金由北京有色金属研究总院提供，其成分如表1 所列，原始组织如图1所示，沿挤压方向有着明显的塑性流变，组织由等轴晶和细小的再结晶晶粒所组成，平均晶粒度在10µm 左右。由于镁是密排六方晶体结构，并且挤压成型材料沿不同方向的力学性能存在着一定的差异，所以压缩式样从挤压型材上沿不同方向截取，试样的压缩轴分别平行于挤压方向(ED)、横向(TD)和法向(ND)，截取方式如图2所示，试样尺寸为d8 mm×6 mm。

在室温下采用SHPB装置进行不同应变速率压缩实验，波导杆采用d10 mm×900 mm的弹簧钢杆，应变片型号如下：BF120-1AA，电阻值：(120.0±0.1) Ω，灵敏系数：(2.11±1) %。实验的应变率范围为700～2 800 s-1。实验装置如图3所示。实验后对断裂的试样利用SEM进行断口形貌分析。并对断裂试样的横截面、纵剖截面和剪切断口斜截面进行镶嵌、磨平、抛光、腐蚀后，再进行金相组织观察。

表1 挤压态Mg-Gd-Y镁合金的化学成分Table1 Chemical compositions of extruded Mg-Gd-Y alloy(mass fraction, %)

图1 实验材料的原始组织Fig.1 Microstructure of extruded Mg-Gd-Y alloy

图2 试样截取示意图Fig.2 Extrusion direction of samples

图3 SHPB实验装置图Fig.3 Schematic diagram of SHPB system

2 结果

图4所示为挤压态Mg-Gd-Y镁合金室温下的动态压缩真应力—真应变曲线。其中图4(a)所示为沿 ED方向应变速率分别在949、1 392、1 992和2 826 s-1动态压缩的真应力—真应变曲线。沿ED方向压缩时，曲线初始阶段呈现连续光滑变化，表现出连续屈服的变形特征，没有出现明显的屈服点。随应变速率的增加，最大应力不断增大，表现出正应变速率强化效应。正应变速率效应可使镁合金在高速变形过程中吸收更多能量。当应变速率达到2 826 s-1时，试样发生断裂，断裂强度为535 MPa，应变速率强化效果达到最大值，断裂应变为 15%。图4(b)所示为 Mg-Gd-Y镁合金沿TD方向应变速率分别在755、1 508、1 951和2 552 s-1动态压缩的真应力—真应变曲线。沿TD方向压缩时，同样也表现出连续屈服的变形特征和正应变速率强化效应。当应变速率达到2 552 s-1时，试样发生断裂，断裂强度为508 MPa，断裂应变为14%。图4(c)所示为Mg-Gd-Y镁合金沿ND方向应变速率分别在1 101、1 488、1 911和2 529 s-1动态压缩的真应力—真应变曲线。沿ND方向压缩时，也表现出连续屈服的变形特征和正应变速率强化效应。当应变速率达到 2 529 s-1时，试样发生断裂，断裂强度为489 MPa，裂应变为 15%。图4(d)所示为挤压态Mg-Gd-Y镁合金是沿ED、TD、ND 3个方向压缩试样断裂时的真应力—真应变曲线。从曲线的比较可以看出，ED、TD、ND 3个方向断裂时的真应力—真应变曲线差异不大。由以上结果可以得出，挤压态Mg-Gd-Y镁合金沿ED、TD、ND 3个方向的动态压缩力学性能无明显的各向异性，相对而言ED方向试样发生断裂的应变速率最大，断裂强度最大，断裂应变也最大，ED方向的动态压缩力学性能略优于其他两个方向的。

图4 Mg-Gd-Y镁合金动态压缩真应力—真应变曲线Fig.4 Dynamic compressive true stress—true strain curves of Mg-Gd-Y magnesium alloy: (a) ED; (b) TD; (c) ND; (d)Comparison of three directions

3 分析与讨论

3.1 断口形貌分析

图5所示为ED、TD、ND 3个方向上试样的断裂结果都是大致沿着 45°方向剪切破坏，且断口呈酒杯状。图5(a)所示为ED方向应变速率为2 763 s-1的试样断裂照片，图5(b)所示为TD方向应变速率为2 552 s-1的试样断裂照片，图5(c)所示为ND方向应变速率为2 529 s-1的试样断裂照片。图5(d)中1方向表示受压力的方向，2方向表示剪切破坏的方向，区域A内是受到剪切应力区域，区域B内是受到拉应力区域。当1方向受到压缩载荷时，根据临界分切应力定律可知，在45°方向为最大取向因子方向，该方向上剪切应力最大，所以在两个45°方向试样首先发生破坏。

图6所示为Mg-Gd-Y镁合金试样的断口形貌。图6(a)和(b)所示为沿 ED方向动态压缩时的断口形貌；图6(c)和(d)所示为沿TD方向动态压缩时的断口形貌；图6(e)和(f)所示为沿ND方向动态压缩时的断口形貌。从3个方向的断口形貌照片(图6(a)、(c)和(e))可以看出，3个方向的断口形貌大致相同，断裂机制对载荷方向不敏感，压缩断口特征呈韧脆混合的准解理断裂特征，断口起伏平缓，呈现大量台阶形貌，表明断裂过程中裂纹沿一定的晶体学平面进行。台阶面上局部出现大量的撕裂棱和较浅的舌状花样，舌状花样在剪切应力作用下被拉长表明局部有一定的塑性变形发生，如图6(a)、6(e)所示。断裂表面出现二次裂纹，如图6(e)所示，说明主裂纹扩展过程中伴随着二次裂纹的萌生和扩展。

此外，在ED、TD和ND 3个方向上，试样断裂表面的局部均出现重熔现象，如图6(b)、(d)和(f)所示。黄海和黄维刚[7]在AZ61应变速率为2 300 s-1压缩断裂试样中以及刘天模等[8]在AZ31压缩实验中也都观察到了这一现象。局部的重熔组织呈鱼鳞状发散，多发生在光滑的平台区域边缘。这种现象是由于高应变率条件下，绝大部分的塑性变形功用于产生热量，变形热量使变形材料绝热升温，导致局部区域温度超过熔点，产生重熔现象。局部高温重熔也是材料在局部发生热软化效应的体现。这样的高温重熔区域有空洞产生，说明也是裂纹易萌发和沿其快速扩展的区域(如图6(b)箭头所示)。

3.2 断口金相分析

图7所示为挤压态Mg-Gd-Y镁合金ED方向金相组织照片。图7(a)为ED方向原始金相，原始组织中存在大量的呈队列的尺寸较大的等轴晶粒组织和一定量的存在于大晶粒间隙的细小再结晶晶粒，如图7(a)中黑色条带区域所示，且大晶粒内部无孪晶。图7(b)所示为ED方向断裂试样横截面的金相组织，图7(c)所示为ED方向断裂试样纵截面的金相组织，图7(d)所示为ED方向断裂斜截面的金相组织。与原始组织相比，经过高速压缩后，在不同截面的组织里，只有在少量大晶粒中发现孪晶。沿ED方向的横截面和断裂斜截面组织里的细小的再结晶晶粒发生增殖，数量明显增加，呈不连续条带状，大量分布于大晶粒之间，如图7(b)和(d)所示。

图5 试样断裂照片Fig.5 Crack photos of samples: (a) ED direction; (b) TD direction; (c) ND direction; (d) Force diagram of shear plane

图6 Mg-Gd-Y镁合金动态压缩断口形貌Fig.6 Fractographs of Mg-Gd-Y alloy under dynamic compression:(a), (b) ED compression; (c), (d) TD compression; (e), (f) ND compression

图7 挤压态Mg-Gd-Y镁合金ED方向显微组织Fig.7 Microstructures of extruded Mg-Gd-Y alloy along ED direction: (a) Original microstructure; (b) Microstructure of section perpendicular to loading direction under strain rate of 2 826 s-1; (c) Microstructure of section parallel with loading direction under strain rate of 2 826 s-1; (d) Microstructure of diagonal section after compression under strain rate of 2 826 s-1

图8所示为挤压态Mg-Gd-Y镁合金TD方向金相组织照片。图8(a)所示为TD方向原始金相，原始组织中存在大量的呈队列的较大晶粒组织，大晶粒内部没有孪晶；还有一定量的存在于大晶粒间隙的细小再结晶晶粒，呈连续条带分布，且条带由单晶粒排列而成。图8(b)所示为TD方向断裂试样横截面的金相组织，图8(c)所示为TD方向断裂试样纵截面的金相组织，图8(d)所示为TD方向断裂斜截面的金相组织。与原始组织相比，经过高速压缩后，在不同截面的组织里，只有在少量大晶粒中发现孪晶。TD方向断裂试样横截面的组织里细小的连续条带分布再结晶晶粒明显长大，数量增加，如图8(b)，连续的再结晶晶粒条带变宽。另外，TD方向断裂试样纵截面和断裂斜截面的组织里发现有不连续的再结晶晶粒条带，如图8(c)和(d)所示。

图9所示为挤压态Mg-Gd-Y镁合金ND方向金相组织照片。图9(a)所示为ND方向原始金相组织，原始组织中存在大量的呈不规则排列的较大晶粒组织，个别大晶粒尺寸非常大，大晶粒内部没有孪晶，还有少量的存在于大晶粒间隙的细小再结晶晶粒。图9(b)所示为TD方向断裂试样横截面的金相组织，图9(c)所示为TD方向断裂试样纵截面的金相组织，图9(d)所示为TD方向断裂试样斜截面的金相组织。与原始组织相比，经过高速压缩后，在不同截面的组织里，只在少量大晶粒中发现孪晶，而沿TD方向断裂试样纵截面的金相组织中出现呈不连续条带状的细小再结晶晶粒，如图9(c)所示。

从以上结果可以得到，挤压态Mg-Gd-Y镁合金动态压缩组织对载荷方向不敏感。在不同截面的组织里都出现变形局域化区，这种区域由两部分组成，一部分是晶粒内带有孪晶的大晶粒，一部分是众多的呈不连续条带状的再结晶小晶粒。

绝热剪切是材料在高应变速率条件下塑性变形高度局域化的一种形式, E L-M A G A D 和ABOURIDOUANE[9-10]研究了 AZ80镁合金的动态压缩特性。认为必须考虑材料在变形中的绝热剪切特性才能得出正确的本构方程。在建立了符合实验规律的本构方程的基础上又进一步解释了温度效应、应变率效应和断裂模式。他们还采用高速压缩、高速拉伸及高速剪切的方法研究了AZ80镁合金的高应变速率变形及断裂行为，同时与AA7075铝合金和Ti-6Al-4V钛合金在相同变形条件下的高速变形及断裂行为做了比较，结果表明在高应变率载荷作用下，钛合金与铝合金中都观察到了明显的“绝热剪切带”，而在镁合金中则仅仅观察到“绝热剪切变形局域化”。这说明镁合金发生“绝热剪切”变形的倾向较小，“绝热剪切”敏感性较差。

图8 挤压态Mg-Gd-Y镁合金TD方向的显微组织Fig.8 Microstructures of extruded Mg-Gd-Y alloy along TD direction: (a) Original microstructure; (b) Microstructure of section perpendicular to loading direction at strain rate of 2 552 s-1; (c) Microstructure of section parallel with loading direction under strain rate of 2 552 s-1; (d) Microstructure of diagonal section after compression under strain rate of 2 552 s-1

图9 挤压态Mg-Gd-Y镁合金ND方向的显微组织Fig.9 Microstructures of extruded Mg-Gd-Y alloy along ND direction: (a) Original microstructure; (b) Microstructure of section perpendicular to loading direction at strain rate of 2 529 s-1; (c) Microstructure of section parallel with loading direction at strain rate of 2 529 s-1; (d) Microstructure of diagonal section after compression at strain rate of 2 529 s-1

ION等[11]指出，镁合金易于发生动态再结晶主要是由于：1) 镁合金滑移系较少，位错易塞积，很快达到发生再结晶所需要的位错密度；2) 镁及镁合金层错能较低，产生的扩展位错很难束集，因而滑移和攀移很困难，动态回复速度慢，有利于再结晶的发生；3) 镁合金的晶界扩散速度较高，在亚晶界上堆积的位错能够被这些晶界吸收，从而加速动态再结晶的过程。由此可知，镁合金也如钛合金、钢铁等材料一样，本实验证实了局域化区域的大量细小晶粒是动态再结晶所致。

3.3 变形机制分析

镁为密排六方晶体结构，在常温下变形时通常有3种滑移系[12-13]，即基面滑移系{0002}〈110〉，柱面滑移系{100}〈110〉，{110}〈110〉和锥面滑移系{102}〈110〉，或{112}〈113〉。基面滑移系的临界分切应力较小，能否启动主要看晶粒取向；锥面滑移系和柱面滑移在室温滑移的临界分切应力远大于基面滑移的临界分切应力，因此在一般情况下不易启动，但在温度升高或基面滑移和孪生受抑制的条件下这些非基面滑移系能被激活。

除滑移外，镁单晶体还有两种孪晶系[12-13]，即拉伸孪晶系{102}〈110〉和压缩孪晶系{101}〈110〉。孪晶的启动与其c轴方向所受应力状态密切相关。镁的轴比(c/a)为1.624，小于，拉伸孪晶{102}〈110〉系只有在平行于c轴的方向存在拉力时才能启动；压缩孪晶只有在平行于c轴的方向存在压力时才能形成，而且压缩孪晶的启动应力要比拉伸孪晶大得多。对于镁多晶体而言，塑性变形时孪晶将会有选择地出现在有利取向的晶粒中。

图10 挤压态Mg-Gd-Y镁合金的 (0002)基面极图Fig.10 (0002) pole figure of extruded Mg-Gd-Y alloy

图11 挤压态Mg-Gd-Y镁合金的晶粒取向和c轴方向示意图Fig.11 Directions of grains and c-axis of extruded Mg-Gd-Y alloy

通常镁合金在挤压、轧制等塑性变形过程中易形成较强的(0002)基面织构[14]。本合金的织构极图如图10所示，沿ED方向具有较强的(0002)基面织构，大部分晶粒的(0002)基面均平行于 ED方向,有少量晶粒以(100)棱柱面平行于ED方向，其晶粒取向和c轴方向示意图如图11所示。当沿ED方向压缩时，c轴受拉应力作用，易于形成{102}〈110〉拉伸孪晶，而大部分晶粒的基面和少部分晶粒的柱面与受力方向平行，基面滑移系处于硬取向，不能启动，在压缩变形的第一阶段拉伸孪晶为压缩变形作出贡献[15-17]，但是挤压态Mg-Gd-Y镁合金晶粒度较小，对孪晶的形成起到抑制的作用，孪晶只能在特定的大晶粒中形成，使得材料在低应力状态下发生连续屈服现象。随着变形的增大，应力不断提高，有利于形成拉伸孪晶的晶粒被消耗，如图7所示，孪晶数量较少，使得大部分晶粒中的非基面滑移达到临界分切应力，非基面滑移开始启动，非基面滑移为压缩塑性变形的第二阶段作出贡献。由于非基面滑移不断启动，位错发生堆积，使得第二阶段前半段形变强化和应变速率强化效应显著，曲线明显上扬。在第二阶段变形的后半段，应力水平较高，变形速率很快，晶粒发生转动，使硬化趋势下降。

当沿TD方向压缩时，大部分晶粒的c轴平行于压缩方向，c轴受到压应力，易于形成{101}〈110〉压缩孪晶，少量晶粒的c轴垂直于压缩方向，c轴受到拉应力，易于形成{102}〈110〉拉伸孪晶，而基面滑移系处于硬取向，所以在压缩变形的第一阶段时以形成压缩孪晶为主和形成少量拉伸孪晶的变形方式。随着变形的增大，应力不断提高，孪晶被消耗，如图8所示，非基面滑移参与变形，发生正应变速率强化效应。当沿ND方向压缩时，大部分晶粒的c轴垂直于压缩方向，c轴受到拉应力，易于形成{102}〈110〉拉伸孪晶，少量晶粒的c轴平行于压缩方向，c轴受到压应力，易于形成{101}〈110〉压缩孪晶，而基面滑移系处于硬取向，所以在压缩变形的第一阶段时以形成拉伸孪晶为主和形成少量压缩孪晶的变形方式。随着变形的增大，应力不断提高，孪晶被消耗，如图9所示，非基面滑移启动，发生正应变率强化效应。

通过以上分析可知，挤压态Mg-Gd-Y稀土镁合金在动态压缩载荷下的变形机制为孪生和滑移共同作用机制。第一阶段变形以孪生为主，孪晶消耗后，第二阶段变形以滑移为主。挤压态 Mg-Gd-Y稀土镁合金在动态压缩载荷下的组织演变，还需要下一步的实验来研究。

4 结论

1) 挤压态Mg-Gd-Y稀土镁合金沿ED、TD、ND 3个方向的动态压缩载荷下表现出连续屈服的变形特征，随应变速率的提高，具有正应变速率强化效应，动态压缩力学性能无明显的各向异性，ED方向的动态压缩性能略优于其他两个方向。

2) 挤压态Mg-Gd-Y镁合金在动态压缩载荷下的断口形貌呈韧脆混合的准解理断裂特征，对载荷方向不敏感。

3) 挤压态Mg-Gd-Y镁合金在动态压缩载荷下的变形方式为孪生和滑移共同作用机制，并伴随有动态再结晶现象。

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