2. National Engineering Research Center for Light Alloy Net Forming, Shanghai Jiao Tong University, Shanghai 200240, China
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。
合金 | 抗拉强度/
MPa | 屈服强度/
MPa | 延伸率/
% |
Mg-Gd-Y-Zn-Zr alloy (Cast+T6) | 352 | 233 | 3.4 |
AC8A aluminium alloy (Cast+T6) | 270 | - | 0.7 |
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。
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。
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 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 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。
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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