Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金冲击断裂机理研究

胡茂良，朱瑶，王渠东，吉泽升，许红雨，王晔

(1.哈尔滨理工大学 材料科学与工程学院，黑龙江 哈尔滨 150040；2.上海交通大学 轻合金精密成型国家工程研究中心，上海 200240)

Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金冲击断裂机理研究

胡茂良1，朱瑶1，王渠东2，吉泽升1，许红雨1，王晔1

(1.哈尔滨理工大学 材料科学与工程学院，黑龙江 哈尔滨 150040；2.上海交通大学 轻合金精密成型国家工程研究中心，上海 200240)

针对冲击载荷下镁合金变形和断裂问题，研究了Mg-Gd-Y-Zn-Zr镁合金在-40℃～350℃范围内的冲击性能，给出了冲击断口形貌及其形成机制，并在相同的冲击条件下，选用一种近共晶铝硅合金AC8A进行对比性的冲击试验。研究表明：在-40℃～350℃范围内，Mg-Gd-Y-Zn-Zr镁合金冲击韧性随着冲击温度的增加而增大，冲击功值从18.023 5 J/cm2增加到68.088 1 J/cm2。在-40℃～200℃冲击时，试样断口平齐，几乎全部是放射区，断口呈准解理断裂特征；在250℃～300℃冲击时，试样表面出现剪切唇和纤维区，放射区的面积明显减小，断口呈准解理+韧窝断裂特征；温度增加到350℃时，断口表面几乎为剪切唇，无放射区和纤维区，断口呈韧窝断裂特征。AC8A铝合金在-40℃～350℃范围内，冲击韧性随着温度的增加变化很小，断口呈解理断裂特征。Mg-Gd-Y-Zn-Zr镁合金的冲击韧性高于AC8A铝合金的冲击韧性。

稀土镁合金；冲击性能；冲击韧性；断裂机理；断口形貌；AC8A铝合金

镁合金作为工业上应用最轻的金属结构材料，具有密度低、铸造性能好、比强度高、可循环利用等特点[1-2]，引起了人们越来越多的关注。特别是稀土镁合金，稀土元素在镁合金冶金过程中能净化合金熔体、改善组织、提高力学性能和耐热性、增强耐腐蚀性等作用，应用于航空、航天、军工等对减重节能有强烈需求的领域[3]。

Mg-Gd-Y稀土镁合金密度只有Al-Si合金的70%，Gd和Y固溶度较大，固溶时效强化效果显著，高温力学性能比Al-Si合金高，在300℃时Mg-Gd-Y耐热镁合金的抗拉强度达到240 MPa，在200℃时出现最大抗拉强度为341.1 MPa[4-5]，由于Zn的加入获得长程有序的晶体结构Mg12Y1Zn1，Zr的加入对合金晶粒细化作用，进一步提高Mg-Gd-Y系镁合金高温性能，同时在25℃～200℃温度范围内摩擦磨损率低于近共晶Al-Si合金[6]。对于镁合金，冲击韧性是一个重要动态性能指标，直接影响镁合金的使用和作为镁合金构件的安全可靠性。相关的工作大多集中在AZ31[7-8]、AZ91D[9]、AM60[10]等，通过断口形貌特征研究其断裂类型、方式、原因和机理等，但是对Mg-Gd-Y镁合金冲击韧脆转变规律，高温和低温下的冲击断裂机理研究甚少。

本文研究了金属型铸造Mg-Gd-Y-Zn-Zr镁合金固溶时效处理后，在-40～350℃温度范围内的冲击性能，给出了合金冲击韧性随温度变化的规律，并对不同温度下的宏观和微观断口形貌进行了分析，探讨了合金的断裂机理，并在相同的冲击条件下，选用一种近共晶Al-Si合金进行对比性的冲击试验，为其工程应用提供了理论依据。

1 试验方法

试验用Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金是用纯Mg(99.95%)、纯Zn(99.95%)、Mg-25Gd、Mg-25Y和Mg-30Zr中间合金在铸铁坩埚电阻炉中熔炼而成，熔炼和浇注过程中通入SF6/CO2混合气体保护(体积分数为1%SF6+99%CO2)。合金液升高到760℃保温20 min，加入精炼剂精炼5 min，静置20 min后，合金液冷却到740℃，撇去浮渣浇铸到铸铁梯形模具中。

Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金化学成分由Perkin Elmer Plasma 400型等离子体发射光谱仪测试，其成分如表1所示。将梯形铸锭线切割成10组相同试样，每组3个，采用标准规格为10 mm×10 mm×55 mm的无缺口矩形试样，经过500℃×6 h固溶热处理和225℃×16 h时效热处理。AC8A铝合金是一种近共晶Al-Si合金，其化学成分为11.3%Si，0.81%Mg，1.25%Cu，1.34%Ni，其余为Al，由于其较好的耐磨性、抗腐蚀性和冲击性能，广泛应用于汽车活塞方面[11]。将AC8A合金锭线切割成同样尺寸和个数的无缺口矩形试样，经过500℃×3 h固溶热处理和225℃×4 h时效热处理。其室温力学性能如表2所示。

高温冲击实验在带有电阻加热炉摆锤冲击试验机IMP450J进行，冲击的温度为室温25℃、100℃、150℃、200℃、250℃、300℃和350℃；低温冲击实验在摆锤冲击试验机JB30A进行，冲击的温度为-40℃、-20℃和0℃，试样冲击前在设定的温度下保温20 min。金相显微组织采用4%硝酸酒精腐蚀液腐蚀，无水酒精清洗并用滤纸吸干，在XJL-30型金相显微镜上进行观察；采用JSM-6460型扫描电子显微镜对冲击断口进行形貌观察。

表1 Mg-Gd-Y-Zn-Zr镁合金化学成分

表2 Mg-Gd-Y-Zn-Zr镁合金和AC8A铝合金力学性能

2 试验结果与分析

2.1 冲击韧性

图1为Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金和AC8A铝合金从低温到高温的冲击功变化曲线。

图1 Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金和AC8A铝合金冲击功随冲击温度变化的曲线Fig.1 Curve of impact energy change with impact temperature of Mg-Gd-Y-Zn-Zr alloy and AC8A aluminium alloy

可以看出，在-40℃～350℃温度范围内，Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的冲击功值随着温度的增加而逐步增大，-40℃～25℃范围内，冲击功值变化很小；25℃～250℃范围内，冲击功值以接近15°的斜率稳步上升；超过250℃冲击功值迅速增大，300℃～350℃范围内冲击功值约为250℃冲击值的2倍，最大冲击功值达68.088 1 J/cm2，初步判断Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的韧脆转变温度约为250℃。AC8A铝合金的冲击韧性随着温度的增加变化很小，冲击功值在2.507 8～3.604 7 J/cm2变化，到了350℃，冲击功值仅增大到5.415 J/cm2。

2.2 冲击宏观断口形貌

Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金冲击宏观断口形貌如图2所示。在-40℃～200℃冲击时，如图2(a)～(e)所示，试样随着冲击温度的升高，变形程度加大，试样断口平齐，表面无纤维区和剪切唇，几乎全部是放射区[12]；冲击温度增加到250℃时，如图2(f)所示，试样表面出现剪切唇和纤维区，放射区的面积明显减小；冲击温度增加到300℃时，如图2(g)所示，断口表面剪切唇迅速增大，含有少量的纤维区；冲击温度增加到350℃时，如图2(h)所示，断口表面几乎为剪切唇，无放射区和纤维区。同时可以看出，在300℃～350℃冲击时，试样断口凹凸不平，试样纵向弯曲程度增大。

图2 Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金冲击宏观断口形貌Fig.2 Impact macro-fractographs of Mg-Gd-Y-Zn-Zr alloy

图3为AC8A铝合金在-40℃和350℃下冲击宏观断口形貌。在-40℃～350℃冲击时，试样断口平齐，变形程度小，几乎全部是放射区，纵向弯曲程度小。随着冲击温度提高，试样宏观断口形貌几乎没有变化，宏观断口形貌变化不同于Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金，没有出现韧脆转变特征。

2.3 冲击微观断口形貌

2.3.1 250℃冲击试样断口各位置点SEM图

宏观断口分析可以看出，250℃时断口表面形貌最为复杂，不同的位置呈现不同的的断裂行为，图4为250℃时冲击试样断口各位置点SEM图。

图4(a)是图2(f)中A位置的扫描图，断口表面分布小的解理面和撕裂棱，并伴有粗大的微裂纹，如图4(b)所示D位置。该位置为试样冲击断裂开始区域，受到拉应力的作用。由于试样表面是无缺口状态，不存在“预制”的裂纹，没有造成应力集中，裂纹形核极易在解理面上形成，这些微裂纹沿着解理面向晶粒内部和晶界扩展，形成解理面和撕裂棱，A位置为准解理断裂。

图4(c)是图2(f)中B位置的扫描图，断口表面分布较大的解理面，并伴有少量的撕裂韧窝，如图4(d)所示E位置。该位置受力比较复杂，裂纹从受拉应力区进入受压应力区，压应力对裂纹扩展起到阻碍作用，同时降低裂纹扩展速度，减少粗大的微裂纹产生，形成少量的撕裂韧窝，B位置断口形貌为准解理+少量韧窝。

图4(e)是图2(f)中C位置的扫描图，断口表面较为平坦，无明显突起，分布着大小不同的韧窝，如图4(f)所示F位置，该位置为断口终裂区，受到拉压剧烈变形，断口呈准解理+韧窝的混合断裂特征。

图5为不同温度下冲击试样中心微观断口形貌，图6为不同温度下冲击断口附近金相显微组织。从图5(a)～图5(c)中可以看出，断口表面分布着解理面和撕裂棱，断裂沿着一定的结晶面断裂，呈准解理断裂特征，-40℃和25℃的冲击断口伴有大量的微裂纹，200℃的冲击断口伴有较多的撕裂韧窝。在冲击过程中，试样的温度直接影响着裂纹形核和扩展，在较低温度下，裂纹形成于解理面{0001}，沿解理面扩展穿过晶粒内部和晶界，断口附近晶粒几乎无变形，如图6(a)所示，裂纹最终断裂于晶粒内部和晶界[13]，试样最终断裂前塑性变形很小，对应的冲击功最低。当温度较高时，冲击过程中形成的空洞数量增加，空洞与空洞之间聚集长大能力相对增强，形成撕裂韧窝断裂趋势增加，如图5(c)所示，同时沿解理面裂纹扩展趋势减少，对应的冲击功增大。

继续增大试样冲击温度，如图5(d)所示，断口表面分布大量的椭圆形或者被拉长的韧窝，呈韧窝断裂特征。断口附近晶粒极易发生塑性变形，如图6(b)和6(c)所示，断裂以微孔形成、扩大和连接方式穿过晶粒内部和晶界，对应的宏观断口凹凸不平，以致该合金冲击韧性迅速增大，特别是在350℃冲击时，断口附近晶粒全部被拉长，变形程度明显加大，冲击韧性进一步提高。

图4 250℃冲击试样断口各位置点SEM图Fig.4 SEM micrographs of different sections of impact fracture surface at 250℃

图5 Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金冲击试样中心微观断口形貌Fig.5 Impact micro-fractographs of central surfaces of Mg-Gd-Y-Zn-Zr alloy

图6 Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金冲击断口附近显微组织Fig.6 Microstructures taken near the fracture surfaces along longitudinal direction of the impact samples of Mg-Gd-Y-Zn-Zr alloy

图7为AC8A铝合金在-40℃和350℃下冲击微观断口形貌，断口表面分布大量的解理面和撕裂棱，并伴有少量的韧窝，是典型的以解理断裂为特征的脆性断裂。随着冲击温度提高，试样微观断口形貌几乎没有变化，与该合金冲击韧性变化相对应。

图7 AC8A铝合金冲击微观断口形貌Fig.7 Impact micro-fractographs of AC8A aluminium alloy

3 结论

本文研究了Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金高温及低温冲击断裂问题，得到了以下结论：

1)在-40℃～350℃范围内，Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金冲击功随着试验温度的增加而增大，冲击功值从18.023 5 J/cm2增大到68.088 1 J/cm2，AC8A铝合金冲击功值从2.507 8 J/cm2增大到5.415 J/cm2，Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的冲击韧性高于AC8A铝合金的冲击韧性。

2)Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金在-40℃～200℃冲击时，断口呈准解理断裂特征；在250℃～300℃冲击时，断口呈准解理+韧窝断裂特征；试验温度增加到350℃时，断口呈韧窝断裂特征。

3)Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的韧脆转变温度约为250℃，AC8A铝合金无韧脆转变温度，断口分布大量的解理面和撕裂棱，解理断裂特征。

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Impact fracture mechanism of Mg-Gd-Y-Zn-Zr magnesium alloy

HU Maoliang1, ZHU Yao1, WANG Qudong2, JI Zesheng1, XU Hongyu1, WANG Ye1

(1. School of Materials Science and Engineering, Harbin University of Science and Technology, Harbin 150040, China; 2. National Engineering Research Center for Light Alloy Net Forming, Shanghai Jiao Tong University, Shanghai 200240, China)

In this study, the impact property of Mg-Gd-Y-Zn-Zr magnesium alloy was investigated in the temperature range of -40℃ to 350℃. The fracture morphology and formation mechanism of Mg-Gd-Y-Zn-Zr magnesium alloy were analyzed, and the impact properties of a near-eutectic Al-Si AC8A aluminum alloy under the same conditions were measured. Results revealed that the impact toughness of Mg-Gd-Y-Zn-Zr magnesium alloys increased from 18.023 5 J/cm2to 68.088 1 J/cm2as the impact temperature increased from -40℃ to 350℃. In the temperature range of -40 ℃ to 200 ℃, macro-fractographs obtained from fracture surfaces exhibited a rough plane and the appearance of a large number of radiation zones. The fracture surfaces presented quasi-cleavage and dimple patterns. In the temperature range of 250～300℃, impact fractures tended to become multi-planar in nature. Shear lip and fiber zones could clearly be observed, and radiation zones obviously decreased. As the impact temperature increased to 350 °C, the shear lip zone expanded over the entire fracture surface, and the fracture surfaces presented dimple patterns. Minimal changes in the impact toughness of AC8A aluminum alloy were observed as the impact temperature increased from -40℃ to 350℃, and the fracture surfaces of this alloy presented cleavage patterns. The Mg-Gd-Y-Zn-Zr alloy exhibited a higher impact toughness than the near-eutectic AC8A aluminum alloy under the same conditions.

Mg-RE magnesium alloy; impact property; impact toughness; fracture mechanism; fracture morphology; AC8A aluminum alloy

2016-01-11.

日期：2016-11-16.

国家自然科学基金项目(51404082)；黑龙江省自然科学基金项目(E201442)；黑龙江省教育厅科学技术研究项目(12531116)；哈尔滨市创新人才研究专项资金项目(2013RFQXJ137)；哈尔滨理工大学青年拔尖创新人才培养计划(201510).

胡茂良(1980-)，男，教授.

胡茂良，E-mail: humaoliang@hrbust.edu.cn.

10.11990/jheu.201601039

http://www.cnki.net/kcms/detail/23.1390.u.20161116.1613.016.html

TG146.22

A

1006-7043(2017)02-0304-05

胡茂良，朱瑶，王渠东，等. Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金冲击断裂机理研究[J]. 哈尔滨工程大学学报， 2017, 38(2): 304-308. HU Maoliang, ZHU Yao, WANG Qudong， et al. Impact fracture mechanism of Mg-Gd-Y-Zn-Zr magnesium alloy[J]. Journal of Harbin Engineering University, 2017, 38(2): 304-308.