Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金沖擊斷裂機理研究

胡茂良，朱瑤，王渠東，吉澤升，許紅雨，王曄

(1.哈爾濱理工大學 材料科學與工程學院，黑龍江 哈爾濱 150040；2.上海交通大學 輕合金精密成型國家工程研究中心，上海 200240)

Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金沖擊斷裂機理研究

胡茂良1，朱瑤1，王渠東2，吉澤升1，許紅雨1，王曄1

(1.哈爾濱理工大學 材料科學與工程學院，黑龍江 哈爾濱 150040；2.上海交通大學 輕合金精密成型國家工程研究中心，上海 200240)

針對沖擊載荷下鎂合金變形和斷裂問題，研究了Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金在-40℃～350℃范圍內的沖擊性能，給出了沖擊斷口形貌及其形成機制，并在相同的沖擊條件下，選用一種近共晶鋁硅合金AC8A進行對比性的沖擊試驗。研究表明：在-40℃～350℃范圍內，Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金沖擊韌性隨著沖擊溫度的增加而增大，沖擊功值從18.023 5 J/cm2增加到68.088 1 J/cm2。在-40℃～200℃沖擊時，試樣斷口平齊，幾乎全部是放射區，斷口呈準解理斷裂特征；在250℃～300℃沖擊時，試樣表面出現剪切唇和纖維區，放射區的面積明顯減小，斷口呈準解理+韌窩斷裂特征；溫度增加到350℃時，斷口表面幾乎為剪切唇，無放射區和纖維區，斷口呈韌窩斷裂特征。AC8A鋁合金在-40℃～350℃范圍內，沖擊韌性隨著溫度的增加變化很小，斷口呈解理斷裂特征。Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金的沖擊韌性高于AC8A鋁合金的沖擊韌性。

稀土鎂合金；沖擊性能；沖擊韌性；斷裂機理；斷口形貌；AC8A鋁合金

鎂合金作為工業上應用最輕的金屬結構材料，具有密度低、鑄造性能好、比強度高、可循環利用等特點[1-2]，引起了人們越來越多的關注。特別是稀土鎂合金，稀土元素在鎂合金冶金過程中能凈化合金熔體、改善組織、提高力學性能和耐熱性、增強耐腐蝕性等作用，應用于航空、航天、軍工等對減重節能有強烈需求的領域[3]。

Mg-Gd-Y稀土鎂合金密度只有Al-Si合金的70%，Gd和Y固溶度較大，固溶時效強化效果顯著，高溫力學性能比Al-Si合金高，在300℃時Mg-Gd-Y耐熱鎂合金的抗拉強度達到240 MPa，在200℃時出現最大抗拉強度為341.1 MPa[4-5]，由于Zn的加入獲得長程有序的晶體結構Mg12Y1Zn1，Zr的加入對合金晶粒細化作用，進一步提高Mg-Gd-Y系鎂合金高溫性能，同時在25℃～200℃溫度范圍內摩擦磨損率低于近共晶Al-Si合金[6]。對于鎂合金，沖擊韌性是一個重要動態性能指標，直接影響鎂合金的使用和作為鎂合金構件的安全可靠性。相關的工作大多集中在AZ31[7-8]、AZ91D[9]、AM60[10]等，通過斷口形貌特征研究其斷裂類型、方式、原因和機理等，但是對Mg-Gd-Y鎂合金沖擊韌脆轉變規律，高溫和低溫下的沖擊斷裂機理研究甚少。

本文研究了金屬型鑄造Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金固溶時效處理后，在-40～350℃溫度范圍內的沖擊性能，給出了合金沖擊韌性隨溫度變化的規律，并對不同溫度下的宏觀和微觀斷口形貌進行了分析，探討了合金的斷裂機理，并在相同的沖擊條件下，選用一種近共晶Al-Si合金進行對比性的沖擊試驗，為其工程應用提供了理論依據。

1 試驗方法

試驗用Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金是用純Mg(99.95%)、純Zn(99.95%)、Mg-25Gd、Mg-25Y和Mg-30Zr中間合金在鑄鐵坩堝電阻爐中熔煉而成，熔煉和澆注過程中通入SF6/CO2混合氣體保護(體積分數為1%SF6+99%CO2)。合金液升高到760℃保溫20 min，加入精煉劑精煉5 min，靜置20 min后，合金液冷卻到740℃，撇去浮渣澆鑄到鑄鐵梯形模具中。

Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金化學成分由Perkin Elmer Plasma 400型等離子體發射光譜儀測試，其成分如表1所示。將梯形鑄錠線切割成10組相同試樣，每組3個，采用標準規格為10 mm×10 mm×55 mm的無缺口矩形試樣，經過500℃×6 h固溶熱處理和225℃×16 h時效熱處理。AC8A鋁合金是一種近共晶Al-Si合金，其化學成分為11.3%Si，0.81%Mg，1.25%Cu，1.34%Ni，其余為Al，由于其較好的耐磨性、抗腐蝕性和沖擊性能，廣泛應用于汽車活塞方面[11]。將AC8A合金錠線切割成同樣尺寸和個數的無缺口矩形試樣，經過500℃×3 h固溶熱處理和225℃×4 h時效熱處理。其室溫力學性能如表2所示。

高溫沖擊實驗在帶有電阻加熱爐擺錘沖擊試驗機IMP450J進行，沖擊的溫度為室溫25℃、100℃、150℃、200℃、250℃、300℃和350℃；低溫沖擊實驗在擺錘沖擊試驗機JB30A進行，沖擊的溫度為-40℃、-20℃和0℃，試樣沖擊前在設定的溫度下保溫20 min。金相顯微組織采用4%硝酸酒精腐蝕液腐蝕，無水酒精清洗并用濾紙吸干，在XJL-30型金相顯微鏡上進行觀察；采用JSM-6460型掃描電子顯微鏡對沖擊斷口進行形貌觀察。

表1 Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金化學成分

表2 Mg-Gd-Y-Zn-Zr鎂合金和AC8A鋁合金力學性能

2 試驗結果與分析

2.1 沖擊韌性

圖1為Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金和AC8A鋁合金從低溫到高溫的沖擊功變化曲線。

圖1 Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金和AC8A鋁合金沖擊功隨沖擊溫度變化的曲線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℃溫度范圍內，Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的沖擊功值隨著溫度的增加而逐步增大，-40℃～25℃范圍內，沖擊功值變化很小；25℃～250℃范圍內，沖擊功值以接近15°的斜率穩步上升；超過250℃沖擊功值迅速增大，300℃～350℃范圍內沖擊功值約為250℃沖擊值的2倍，最大沖擊功值達68.088 1 J/cm2，初步判斷Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的韌脆轉變溫度約為250℃。AC8A鋁合金的沖擊韌性隨著溫度的增加變化很小，沖擊功值在2.507 8～3.604 7 J/cm2變化，到了350℃，沖擊功值僅增大到5.415 J/cm2。

2.2 沖擊宏觀斷口形貌

Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金沖擊宏觀斷口形貌如圖2所示。在-40℃～200℃沖擊時，如圖2(a)～(e)所示，試樣隨著沖擊溫度的升高，變形程度加大，試樣斷口平齊，表面無纖維區和剪切唇，幾乎全部是放射區[12]；沖擊溫度增加到250℃時，如圖2(f)所示，試樣表面出現剪切唇和纖維區，放射區的面積明顯減小；沖擊溫度增加到300℃時，如圖2(g)所示，斷口表面剪切唇迅速增大，含有少量的纖維區；沖擊溫度增加到350℃時，如圖2(h)所示，斷口表面幾乎為剪切唇，無放射區和纖維區。同時可以看出，在300℃～350℃沖擊時，試樣斷口凹凸不平，試樣縱向彎曲程度增大。

圖2 Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金沖擊宏觀斷口形貌Fig.2 Impact macro-fractographs of Mg-Gd-Y-Zn-Zr alloy

圖3為AC8A鋁合金在-40℃和350℃下沖擊宏觀斷口形貌。在-40℃～350℃沖擊時，試樣斷口平齊，變形程度小，幾乎全部是放射區，縱向彎曲程度小。隨著沖擊溫度提高，試樣宏觀斷口形貌幾乎沒有變化，宏觀斷口形貌變化不同于Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金，沒有出現韌脆轉變特征。

2.3 沖擊微觀斷口形貌

2.3.1 250℃沖擊試樣斷口各位置點SEM圖

宏觀斷口分析可以看出，250℃時斷口表面形貌最為復雜，不同的位置呈現不同的的斷裂行為，圖4為250℃時沖擊試樣斷口各位置點SEM圖。

圖4(a)是圖2(f)中A位置的掃描圖，斷口表面分布小的解理面和撕裂棱，并伴有粗大的微裂紋，如圖4(b)所示D位置。該位置為試樣沖擊斷裂開始區域，受到拉應力的作用。由于試樣表面是無缺口狀態，不存在“預制”的裂紋，沒有造成應力集中，裂紋形核極易在解理面上形成，這些微裂紋沿著解理面向晶粒內部和晶界擴展，形成解理面和撕裂棱，A位置為準解理斷裂。

圖4(c)是圖2(f)中B位置的掃描圖，斷口表面分布較大的解理面，并伴有少量的撕裂韌窩，如圖4(d)所示E位置。該位置受力比較復雜，裂紋從受拉應力區進入受壓應力區，壓應力對裂紋擴展起到阻礙作用，同時降低裂紋擴展速度，減少粗大的微裂紋產生，形成少量的撕裂韌窩，B位置斷口形貌為準解理+少量韌窩。

圖4(e)是圖2(f)中C位置的掃描圖，斷口表面較為平坦，無明顯突起，分布著大小不同的韌窩，如圖4(f)所示F位置，該位置為斷口終裂區，受到拉壓劇烈變形，斷口呈準解理+韌窩的混合斷裂特征。

圖5為不同溫度下沖擊試樣中心微觀斷口形貌，圖6為不同溫度下沖擊斷口附近金相顯微組織。從圖5(a)～圖5(c)中可以看出，斷口表面分布著解理面和撕裂棱，斷裂沿著一定的結晶面斷裂，呈準解理斷裂特征，-40℃和25℃的沖擊斷口伴有大量的微裂紋，200℃的沖擊斷口伴有較多的撕裂韌窩。在沖擊過程中，試樣的溫度直接影響著裂紋形核和擴展，在較低溫度下，裂紋形成于解理面{0001}，沿解理面擴展穿過晶粒內部和晶界，斷口附近晶粒幾乎無變形，如圖6(a)所示，裂紋最終斷裂于晶粒內部和晶界[13]，試樣最終斷裂前塑性變形很小，對應的沖擊功最低。當溫度較高時，沖擊過程中形成的空洞數量增加，空洞與空洞之間聚集長大能力相對增強，形成撕裂韌窩斷裂趨勢增加，如圖5(c)所示，同時沿解理面裂紋擴展趨勢減少，對應的沖擊功增大。

繼續增大試樣沖擊溫度，如圖5(d)所示，斷口表面分布大量的橢圓形或者被拉長的韌窩，呈韌窩斷裂特征。斷口附近晶粒極易發生塑性變形，如圖6(b)和6(c)所示，斷裂以微孔形成、擴大和連接方式穿過晶粒內部和晶界，對應的宏觀斷口凹凸不平，以致該合金沖擊韌性迅速增大，特別是在350℃沖擊時，斷口附近晶粒全部被拉長，變形程度明顯加大，沖擊韌性進一步提高。

圖4 250℃沖擊試樣斷口各位置點SEM圖Fig.4 SEM micrographs of different sections of impact fracture surface at 250℃

圖5 Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金沖擊試樣中心微觀斷口形貌Fig.5 Impact micro-fractographs of central surfaces of Mg-Gd-Y-Zn-Zr alloy

圖6 Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金沖擊斷口附近顯微組織Fig.6 Microstructures taken near the fracture surfaces along longitudinal direction of the impact samples of Mg-Gd-Y-Zn-Zr alloy

圖7為AC8A鋁合金在-40℃和350℃下沖擊微觀斷口形貌，斷口表面分布大量的解理面和撕裂棱，并伴有少量的韌窩，是典型的以解理斷裂為特征的脆性斷裂。隨著沖擊溫度提高，試樣微觀斷口形貌幾乎沒有變化，與該合金沖擊韌性變化相對應。

圖7 AC8A鋁合金沖擊微觀斷口形貌Fig.7 Impact micro-fractographs of AC8A aluminium alloy

3 結論

本文研究了Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金高溫及低溫沖擊斷裂問題，得到了以下結論：

1)在-40℃～350℃范圍內，Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金沖擊功隨著試驗溫度的增加而增大，沖擊功值從18.023 5 J/cm2增大到68.088 1 J/cm2，AC8A鋁合金沖擊功值從2.507 8 J/cm2增大到5.415 J/cm2，Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的沖擊韌性高于AC8A鋁合金的沖擊韌性。

2)Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金在-40℃～200℃沖擊時，斷口呈準解理斷裂特征；在250℃～300℃沖擊時，斷口呈準解理+韌窩斷裂特征；試驗溫度增加到350℃時，斷口呈韌窩斷裂特征。

3)Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的韌脆轉變溫度約為250℃，AC8A鋁合金無韌脆轉變溫度，斷口分布大量的解理面和撕裂棱，解理斷裂特征。

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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.

國家自然科學基金項目(51404082)；黑龍江省自然科學基金項目(E201442)；黑龍江省教育廳科學技術研究項目(12531116)；哈爾濱市創新人才研究專項資金項目(2013RFQXJ137)；哈爾濱理工大學青年拔尖創新人才培養計劃(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，朱瑤，王渠東，等. Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金沖擊斷裂機理研究[J]. 哈爾濱工程大學學報， 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.