毛萍莉，于金程，劉 正，董 陽，席 通

(沈陽工業(yè)大學 材料科學與工程學院，沈陽 110870)

鎂合金是目前實際應用中密度最低的金屬結(jié)構(gòu)材料，具有比強度和比剛度高、阻尼性和切削加工性好等優(yōu)點，因而被廣泛應用于汽車領(lǐng)域[1-2]。傳統(tǒng)的鎂合金耐熱、抗高溫蠕變等性能較差，通常只能用于120 ℃以下的條件，達不到交通工具發(fā)動機和傳動部件需要承受150～200 ℃、250 ℃甚至更高溫度的要求，從而限制了它的應用。圍繞著如何提高鑄造鎂合金的力學、耐腐蝕、耐高溫、抗蠕變等性能，研究人員對稀土作為鎂合金添加劑或合金元素的作用進行了大量研究，取得了矚目的成績[3]。目前，工作溫度超過 200 ℃的鎂合金均為稀土鎂合金。在Mg-Gd合金基礎(chǔ)上，加入一定量Y和Zr(或Mn元素)開發(fā)的Mg-Gd-Y-(Zr/Mn)合金系，具有優(yōu)秀的高溫強度、抗蠕變性能及耐熱性能以及良好的塑性和耐腐蝕性等，已成為目前世界上高強度鑄造和變形鎂合金系之一[4]。汽車部件是鎂合金的重要應用方向之一，實現(xiàn)鎂合金在汽車上的成功應用，必須保證鎂合金材料和構(gòu)件具有足夠的綜合應用性能，而之前人們對稀土鎂合金的研究主要集中在高耐蝕和高耐熱方面，對稀土鎂合金動態(tài)力學性能的研究比較少。紀偉等[5]的研究發(fā)現(xiàn)，采用 Hopkinson拉桿技術(shù)對兩種擠壓態(tài) Mg-Gd-Y合金在應變速率為103 s-1和溫度為150～525 ℃范圍進行了拉伸實驗，借助光學顯微鏡和SEM 重點分析斷口附近的顯微組織和斷口形貌。結(jié)果表明：當溫度t≤400 ℃時，材料的破壞機理主要表現(xiàn)為淺韌窩與準解理的混合型斷裂；隨著溫度的升高，由于受晶界軟化的影響，材料的斷裂機理逐漸轉(zhuǎn)向以晶間斷裂為主；t≤400 ℃時材料的主要變形機制是基面滑移，隨著溫度的升高，非基面滑移系將充分啟動，材料的伸長率也相應地在450 ℃時達到最大值。由于在汽車碰撞等過程中鎂合金零部件要承受高速載荷，研究在高速沖擊載荷下稀土鎂合金的局部變形與斷裂機制，將為高速沖擊載荷下稀土鎂合金的設(shè)計和選用提供重要依據(jù)，具有重要的理論和實際意義。

因此，本文作者基于分離式Hopkinson壓桿(Split Hopkinson pressure bar, SHPB)實驗加載技術(shù)[6]，研究高應變速率下稀土鎂合金的動態(tài)壓縮力學性能，分析其變形行為和失效機制。

1 實驗

本實驗所用擠壓態(tài) Mg-Gd-Y鎂合金由北京有色金屬研究總院提供，其成分如表1 所列，原始組織如圖1所示，沿擠壓方向有著明顯的塑性流變，組織由等軸晶和細小的再結(jié)晶晶粒所組成，平均晶粒度在10μm 左右。由于鎂是密排六方晶體結(jié)構(gòu)，并且擠壓成型材料沿不同方向的力學性能存在著一定的差異，所以壓縮式樣從擠壓型材上沿不同方向截取，試樣的壓縮軸分別平行于擠壓方向(ED)、橫向(TD)和法向(ND)，截取方式如圖2所示，試樣尺寸為d8 mm×6 mm。

在室溫下采用SHPB裝置進行不同應變速率壓縮實驗，波導桿采用d10 mm×900 mm的彈簧鋼桿，應變片型號如下：BF120-1AA，電阻值：(120.0±0.1) ?，靈敏系數(shù)：(2.11±1) %。實驗的應變率范圍為700～2 800 s-1。實驗裝置如圖3所示。實驗后對斷裂的試樣利用SEM進行斷口形貌分析。并對斷裂試樣的橫截面、縱剖截面和剪切斷口斜截面進行鑲嵌、磨平、拋光、腐蝕后，再進行金相組織觀察。

表1 擠壓態(tài)Mg-Gd-Y鎂合金的化學成分Table1 Chemical compositions of extruded Mg-Gd-Y alloy(mass fraction, %)

圖1 實驗材料的原始組織Fig.1 Microstructure of extruded Mg-Gd-Y alloy

圖2 試樣截取示意圖Fig.2 Extrusion direction of samples

圖3 SHPB實驗裝置圖Fig.3 Schematic diagram of SHPB system

2 結(jié)果

圖4所示為擠壓態(tài)Mg-Gd-Y鎂合金室溫下的動態(tài)壓縮真應力—真應變曲線。其中圖4(a)所示為沿 ED方向應變速率分別在949、1 392、1 992和2 826 s-1動態(tài)壓縮的真應力—真應變曲線。沿ED方向壓縮時，曲線初始階段呈現(xiàn)連續(xù)光滑變化，表現(xiàn)出連續(xù)屈服的變形特征，沒有出現(xiàn)明顯的屈服點。隨應變速率的增加，最大應力不斷增大，表現(xiàn)出正應變速率強化效應。正應變速率效應可使鎂合金在高速變形過程中吸收更多能量。當應變速率達到2 826 s-1時，試樣發(fā)生斷裂，斷裂強度為535 MPa，應變速率強化效果達到最大值，斷裂應變?yōu)?15%。圖4(b)所示為 Mg-Gd-Y鎂合金沿TD方向應變速率分別在755、1 508、1 951和2 552 s-1動態(tài)壓縮的真應力—真應變曲線。沿TD方向壓縮時，同樣也表現(xiàn)出連續(xù)屈服的變形特征和正應變速率強化效應。當應變速率達到2 552 s-1時，試樣發(fā)生斷裂，斷裂強度為508 MPa，斷裂應變?yōu)?4%。圖4(c)所示為Mg-Gd-Y鎂合金沿ND方向應變速率分別在1 101、1 488、1 911和2 529 s-1動態(tài)壓縮的真應力—真應變曲線。沿ND方向壓縮時，也表現(xiàn)出連續(xù)屈服的變形特征和正應變速率強化效應。當應變速率達到 2 529 s-1時，試樣發(fā)生斷裂，斷裂強度為489 MPa，裂應變?yōu)?15%。圖4(d)所示為擠壓態(tài)Mg-Gd-Y鎂合金是沿ED、TD、ND 3個方向壓縮試樣斷裂時的真應力—真應變曲線。從曲線的比較可以看出，ED、TD、ND 3個方向斷裂時的真應力—真應變曲線差異不大。由以上結(jié)果可以得出，擠壓態(tài)Mg-Gd-Y鎂合金沿ED、TD、ND 3個方向的動態(tài)壓縮力學性能無明顯的各向異性，相對而言ED方向試樣發(fā)生斷裂的應變速率最大，斷裂強度最大，斷裂應變也最大，ED方向的動態(tài)壓縮力學性能略優(yōu)于其他兩個方向的。

圖4 Mg-Gd-Y鎂合金動態(tài)壓縮真應力—真應變曲線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 分析與討論

3.1 斷口形貌分析

圖5所示為ED、TD、ND 3個方向上試樣的斷裂結(jié)果都是大致沿著 45°方向剪切破壞，且斷口呈酒杯狀。圖5(a)所示為ED方向應變速率為2 763 s-1的試樣斷裂照片，圖5(b)所示為TD方向應變速率為2 552 s-1的試樣斷裂照片，圖5(c)所示為ND方向應變速率為2 529 s-1的試樣斷裂照片。圖5(d)中1方向表示受壓力的方向，2方向表示剪切破壞的方向，區(qū)域A內(nèi)是受到剪切應力區(qū)域，區(qū)域B內(nèi)是受到拉應力區(qū)域。當1方向受到壓縮載荷時，根據(jù)臨界分切應力定律可知，在45°方向為最大取向因子方向，該方向上剪切應力最大，所以在兩個45°方向試樣首先發(fā)生破壞。

圖6所示為Mg-Gd-Y鎂合金試樣的斷口形貌。圖6(a)和(b)所示為沿 ED方向動態(tài)壓縮時的斷口形貌；圖6(c)和(d)所示為沿TD方向動態(tài)壓縮時的斷口形貌；圖6(e)和(f)所示為沿ND方向動態(tài)壓縮時的斷口形貌。從3個方向的斷口形貌照片(圖6(a)、(c)和(e))可以看出，3個方向的斷口形貌大致相同，斷裂機制對載荷方向不敏感，壓縮斷口特征呈韌脆混合的準解理斷裂特征，斷口起伏平緩，呈現(xiàn)大量臺階形貌，表明斷裂過程中裂紋沿一定的晶體學平面進行。臺階面上局部出現(xiàn)大量的撕裂棱和較淺的舌狀花樣，舌狀花樣在剪切應力作用下被拉長表明局部有一定的塑性變形發(fā)生，如圖6(a)、6(e)所示。斷裂表面出現(xiàn)二次裂紋，如圖6(e)所示，說明主裂紋擴展過程中伴隨著二次裂紋的萌生和擴展。

此外，在ED、TD和ND 3個方向上，試樣斷裂表面的局部均出現(xiàn)重熔現(xiàn)象，如圖6(b)、(d)和(f)所示。黃海和黃維剛[7]在AZ61應變速率為2 300 s-1壓縮斷裂試樣中以及劉天模等[8]在AZ31壓縮實驗中也都觀察到了這一現(xiàn)象。局部的重熔組織呈魚鱗狀發(fā)散，多發(fā)生在光滑的平臺區(qū)域邊緣。這種現(xiàn)象是由于高應變率條件下，絕大部分的塑性變形功用于產(chǎn)生熱量，變形熱量使變形材料絕熱升溫，導致局部區(qū)域溫度超過熔點，產(chǎn)生重熔現(xiàn)象。局部高溫重熔也是材料在局部發(fā)生熱軟化效應的體現(xiàn)。這樣的高溫重熔區(qū)域有空洞產(chǎn)生，說明也是裂紋易萌發(fā)和沿其快速擴展的區(qū)域(如圖6(b)箭頭所示)。

3.2 斷口金相分析

圖7所示為擠壓態(tài)Mg-Gd-Y鎂合金ED方向金相組織照片。圖7(a)為ED方向原始金相，原始組織中存在大量的呈隊列的尺寸較大的等軸晶粒組織和一定量的存在于大晶粒間隙的細小再結(jié)晶晶粒，如圖7(a)中黑色條帶區(qū)域所示，且大晶粒內(nèi)部無孿晶。圖7(b)所示為ED方向斷裂試樣橫截面的金相組織，圖7(c)所示為ED方向斷裂試樣縱截面的金相組織，圖7(d)所示為ED方向斷裂斜截面的金相組織。與原始組織相比，經(jīng)過高速壓縮后，在不同截面的組織里，只有在少量大晶粒中發(fā)現(xiàn)孿晶。沿ED方向的橫截面和斷裂斜截面組織里的細小的再結(jié)晶晶粒發(fā)生增殖，數(shù)量明顯增加，呈不連續(xù)條帶狀，大量分布于大晶粒之間，如圖7(b)和(d)所示。

圖5 試樣斷裂照片F(xiàn)ig.5 Crack photos of samples: (a) ED direction; (b) TD direction; (c) ND direction; (d) Force diagram of shear plane

圖6 Mg-Gd-Y鎂合金動態(tài)壓縮斷口形貌Fig.6 Fractographs of Mg-Gd-Y alloy under dynamic compression:(a), (b) ED compression; (c), (d) TD compression; (e), (f) ND compression

圖7 擠壓態(tài)Mg-Gd-Y鎂合金ED方向顯微組織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

圖8所示為擠壓態(tài)Mg-Gd-Y鎂合金TD方向金相組織照片。圖8(a)所示為TD方向原始金相，原始組織中存在大量的呈隊列的較大晶粒組織，大晶粒內(nèi)部沒有孿晶；還有一定量的存在于大晶粒間隙的細小再結(jié)晶晶粒，呈連續(xù)條帶分布，且條帶由單晶粒排列而成。圖8(b)所示為TD方向斷裂試樣橫截面的金相組織，圖8(c)所示為TD方向斷裂試樣縱截面的金相組織，圖8(d)所示為TD方向斷裂斜截面的金相組織。與原始組織相比，經(jīng)過高速壓縮后，在不同截面的組織里，只有在少量大晶粒中發(fā)現(xiàn)孿晶。TD方向斷裂試樣橫截面的組織里細小的連續(xù)條帶分布再結(jié)晶晶粒明顯長大，數(shù)量增加，如圖8(b)，連續(xù)的再結(jié)晶晶粒條帶變寬。另外，TD方向斷裂試樣縱截面和斷裂斜截面的組織里發(fā)現(xiàn)有不連續(xù)的再結(jié)晶晶粒條帶，如圖8(c)和(d)所示。

圖9所示為擠壓態(tài)Mg-Gd-Y鎂合金ND方向金相組織照片。圖9(a)所示為ND方向原始金相組織，原始組織中存在大量的呈不規(guī)則排列的較大晶粒組織，個別大晶粒尺寸非常大，大晶粒內(nèi)部沒有孿晶，還有少量的存在于大晶粒間隙的細小再結(jié)晶晶粒。圖9(b)所示為TD方向斷裂試樣橫截面的金相組織，圖9(c)所示為TD方向斷裂試樣縱截面的金相組織，圖9(d)所示為TD方向斷裂試樣斜截面的金相組織。與原始組織相比，經(jīng)過高速壓縮后，在不同截面的組織里，只在少量大晶粒中發(fā)現(xiàn)孿晶，而沿TD方向斷裂試樣縱截面的金相組織中出現(xiàn)呈不連續(xù)條帶狀的細小再結(jié)晶晶粒，如圖9(c)所示。

從以上結(jié)果可以得到，擠壓態(tài)Mg-Gd-Y鎂合金動態(tài)壓縮組織對載荷方向不敏感。在不同截面的組織里都出現(xiàn)變形局域化區(qū)，這種區(qū)域由兩部分組成，一部分是晶粒內(nèi)帶有孿晶的大晶粒，一部分是眾多的呈不連續(xù)條帶狀的再結(jié)晶小晶粒。

絕熱剪切是材料在高應變速率條件下塑性變形高度局域化的一種形式, E L-M A G A D 和ABOURIDOUANE[9-10]研究了 AZ80鎂合金的動態(tài)壓縮特性。認為必須考慮材料在變形中的絕熱剪切特性才能得出正確的本構(gòu)方程。在建立了符合實驗規(guī)律的本構(gòu)方程的基礎(chǔ)上又進一步解釋了溫度效應、應變率效應和斷裂模式。他們還采用高速壓縮、高速拉伸及高速剪切的方法研究了AZ80鎂合金的高應變速率變形及斷裂行為，同時與AA7075鋁合金和Ti-6Al-4V鈦合金在相同變形條件下的高速變形及斷裂行為做了比較，結(jié)果表明在高應變率載荷作用下，鈦合金與鋁合金中都觀察到了明顯的“絕熱剪切帶”，而在鎂合金中則僅僅觀察到“絕熱剪切變形局域化”。這說明鎂合金發(fā)生“絕熱剪切”變形的傾向較小，“絕熱剪切”敏感性較差。

圖8 擠壓態(tài)Mg-Gd-Y鎂合金TD方向的顯微組織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

圖9 擠壓態(tài)Mg-Gd-Y鎂合金ND方向的顯微組織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，鎂合金易于發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶主要是由于：1) 鎂合金滑移系較少，位錯易塞積，很快達到發(fā)生再結(jié)晶所需要的位錯密度；2) 鎂及鎂合金層錯能較低，產(chǎn)生的擴展位錯很難束集，因而滑移和攀移很困難，動態(tài)回復速度慢，有利于再結(jié)晶的發(fā)生；3) 鎂合金的晶界擴散速度較高，在亞晶界上堆積的位錯能夠被這些晶界吸收，從而加速動態(tài)再結(jié)晶的過程。由此可知，鎂合金也如鈦合金、鋼鐵等材料一樣，本實驗證實了局域化區(qū)域的大量細小晶粒是動態(tài)再結(jié)晶所致。

3.3 變形機制分析

鎂為密排六方晶體結(jié)構(gòu)，在常溫下變形時通常有3種滑移系[12-13]，即基面滑移系{0002}〈110〉，柱面滑移系{100}〈110〉，{110}〈110〉和錐面滑移系{102}〈110〉，或{112}〈113〉。基面滑移系的臨界分切應力較小，能否啟動主要看晶粒取向；錐面滑移系和柱面滑移在室溫滑移的臨界分切應力遠大于基面滑移的臨界分切應力，因此在一般情況下不易啟動，但在溫度升高或基面滑移和孿生受抑制的條件下這些非基面滑移系能被激活。

除滑移外，鎂單晶體還有兩種孿晶系[12-13]，即拉伸孿晶系{102}〈110〉和壓縮孿晶系{101}〈110〉。孿晶的啟動與其c軸方向所受應力狀態(tài)密切相關(guān)。鎂的軸比(c/a)為1.624，小于，拉伸孿晶{102}〈110〉系只有在平行于c軸的方向存在拉力時才能啟動；壓縮孿晶只有在平行于c軸的方向存在壓力時才能形成，而且壓縮孿晶的啟動應力要比拉伸孿晶大得多。對于鎂多晶體而言，塑性變形時孿晶將會有選擇地出現(xiàn)在有利取向的晶粒中。

圖10 擠壓態(tài)Mg-Gd-Y鎂合金的 (0002)基面極圖Fig.10 (0002) pole figure of extruded Mg-Gd-Y alloy

圖11 擠壓態(tài)Mg-Gd-Y鎂合金的晶粒取向和c軸方向示意圖Fig.11 Directions of grains and c-axis of extruded Mg-Gd-Y alloy

通常鎂合金在擠壓、軋制等塑性變形過程中易形成較強的(0002)基面織構(gòu)[14]。本合金的織構(gòu)極圖如圖10所示，沿ED方向具有較強的(0002)基面織構(gòu)，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軸方向示意圖如圖11所示。當沿ED方向壓縮時，c軸受拉應力作用，易于形成{102}〈110〉拉伸孿晶，而大部分晶粒的基面和少部分晶粒的柱面與受力方向平行，基面滑移系處于硬取向，不能啟動，在壓縮變形的第一階段拉伸孿晶為壓縮變形作出貢獻[15-17]，但是擠壓態(tài)Mg-Gd-Y鎂合金晶粒度較小，對孿晶的形成起到抑制的作用，孿晶只能在特定的大晶粒中形成，使得材料在低應力狀態(tài)下發(fā)生連續(xù)屈服現(xiàn)象。隨著變形的增大，應力不斷提高，有利于形成拉伸孿晶的晶粒被消耗，如圖7所示，孿晶數(shù)量較少，使得大部分晶粒中的非基面滑移達到臨界分切應力，非基面滑移開始啟動，非基面滑移為壓縮塑性變形的第二階段作出貢獻。由于非基面滑移不斷啟動，位錯發(fā)生堆積，使得第二階段前半段形變強化和應變速率強化效應顯著，曲線明顯上揚。在第二階段變形的后半段，應力水平較高，變形速率很快，晶粒發(fā)生轉(zhuǎn)動，使硬化趨勢下降。

當沿TD方向壓縮時，大部分晶粒的c軸平行于壓縮方向，c軸受到壓應力，易于形成{101}〈110〉壓縮孿晶，少量晶粒的c軸垂直于壓縮方向，c軸受到拉應力，易于形成{102}〈110〉拉伸孿晶，而基面滑移系處于硬取向，所以在壓縮變形的第一階段時以形成壓縮孿晶為主和形成少量拉伸孿晶的變形方式。隨著變形的增大，應力不斷提高，孿晶被消耗，如圖8所示，非基面滑移參與變形，發(fā)生正應變速率強化效應。當沿ND方向壓縮時，大部分晶粒的c軸垂直于壓縮方向，c軸受到拉應力，易于形成{102}〈110〉拉伸孿晶，少量晶粒的c軸平行于壓縮方向，c軸受到壓應力，易于形成{101}〈110〉壓縮孿晶，而基面滑移系處于硬取向，所以在壓縮變形的第一階段時以形成拉伸孿晶為主和形成少量壓縮孿晶的變形方式。隨著變形的增大，應力不斷提高，孿晶被消耗，如圖9所示，非基面滑移啟動，發(fā)生正應變率強化效應。

通過以上分析可知，擠壓態(tài)Mg-Gd-Y稀土鎂合金在動態(tài)壓縮載荷下的變形機制為孿生和滑移共同作用機制。第一階段變形以孿生為主，孿晶消耗后，第二階段變形以滑移為主。擠壓態(tài) Mg-Gd-Y稀土鎂合金在動態(tài)壓縮載荷下的組織演變，還需要下一步的實驗來研究。

4 結(jié)論

1) 擠壓態(tài)Mg-Gd-Y稀土鎂合金沿ED、TD、ND 3個方向的動態(tài)壓縮載荷下表現(xiàn)出連續(xù)屈服的變形特征，隨應變速率的提高，具有正應變速率強化效應，動態(tài)壓縮力學性能無明顯的各向異性，ED方向的動態(tài)壓縮性能略優(yōu)于其他兩個方向。

2) 擠壓態(tài)Mg-Gd-Y鎂合金在動態(tài)壓縮載荷下的斷口形貌呈韌脆混合的準解理斷裂特征，對載荷方向不敏感。

3) 擠壓態(tài)Mg-Gd-Y鎂合金在動態(tài)壓縮載荷下的變形方式為孿生和滑移共同作用機制，并伴隨有動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象。

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