應變速率對鎂合金GW123K塑性的影響

石曉飛，成泰民，李 新，孫樹生

（沈陽化工大學數理系，沈陽 110142）

0 引言

鎂合金是目前密度最小的金屬結構材料，具有比剛度和比強度高、減震效果好、電磁屏蔽能力優異、易于切削加工、易于回收等一系列優點［1］，廣泛應用于汽車、電子和航空航天等領域。鎂合金在汽車工業中的大量使用，可實現汽車輕量化以達到節能減排的目的，具有良好的經濟效益和社會效益。

然而，鎂合金的力學性能通常隨著溫度的升高而顯著降低，提高鎂合金的高溫力學性能是鎂合金研究的一個熱點，為此相繼開發了鎂鋁、鎂硅、鎂鈣、鎂錸等一系列耐熱鎂合金，但因為成本高、流動性差、有放射性等原因限制了其應用。鎂釓釔系列鎂合金是我國近幾年成功開發的高強耐熱鎂合金，具有優異的高溫性能［2－3］。此外，鎂合金的室溫塑性不佳也是限制其廣泛應用的不利因素。因此，研究鎂合金的塑性對于鎂合金產品生產具有重要的指導意義。其中，鎂合金的塑性應變速率敏感性就是其中一個重要的研究課題。目前，對于鎂合金塑性應變速率敏感性方面的研究報道還比較少，涉及的材料也較為分散。廖慧敏等［4］研究了高應變速率對鎂合金AM60力學性能的影響，結果表明應變速率對材料的表觀彈性模量基本沒有影響，對斷裂方式和伸長率以及材料的屈服強度和塑性的影響也不明顯，但抗拉強度隨著應變速率的提高明顯提高。徐紹勇等［5］研究了應變速率對鎂合金AZ31擠壓變形鎂合金力學行為的影響，結果表明其屈服強度、抗拉強度隨著應變速率的增加而增大，失穩應變則隨著應變速率的增加而有所減小，而彈性模量則對應變率不敏感。對鎂合金AZ91D的研究［6］結果表明應變速率的提高可明顯提高其強度，但對塑性有不同程度的降低。趙一生［7］研究了應變速率對AZ系鎂合金動能吸收能力的影響;此外在較高溫度下，隨著應變速率的降低鎂合金的伸長率會極大地增加，甚至可實現超塑性變形［8－10］。目前，關于應變速率對高強耐熱鎂合金GW123K的影響的相關研究還未見報道。

為此，作者選用二次擠壓成型的高強耐熱鎂合金GW123K擠壓棒材為研究對象，在不同應變速率下對該材料進行室溫拉伸，并利用光學顯微鏡和掃描電鏡對其組織和斷口進行觀察和分析，研究了該鎂合金的塑性應變速率敏感性。

1 試樣制備與試驗方法

試驗選用熱擠壓態、直徑為20 mm的GW123K鎂合金棒，化學成分（質量分數）為12%Gd，3%Y，0.5%Zr，其熱擠壓成型溫度為400℃，擠壓比為25∶1，擠壓后自然冷卻。在合金棒的中心區域切取金相試樣，先進行拋光處理，隨后用由4.2 g苦味酸、10 mL冰醋酸、10 mL蒸餾水、90 mL無水乙醇組成的溶液進行腐蝕，在YYJ-500E型光學顯微鏡下觀察顯微組織。用電火花切割出拉伸試樣及織構分析試樣，依次經800#、1200#和2000#SiC砂紙打磨后進行電解拋光，電解拋光液為10%（質量分數）高氯酸乙醇溶液，電壓12～15 V，溫度為0℃左右。采用LEO SUPRA 35型掃描電鏡所配備的CHANNEL5 EBSD系統測材料的織構，所測數據通過CHANNEL-5軟件包處理，得到取向成像極圖等信息;拉伸試樣的尺寸為φ20 mm×70 mm，標距尺寸為2 mm×5 mm×20 mm，然后在Instron8871型液壓伺服試驗機上進行拉伸試驗［11］，應變速率分別為5×10－4，1 ×10－3，1 s－1。拉伸斷口在 QUANTA600 型掃描電鏡（SEM）下進行觀察，進而分析其斷裂機理。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織及織構

從圖1中可以看到，熱擠壓態鎂合金GW123K的顯微組織由鎂基體與第二相組成，晶粒呈等軸狀，具有較典型的再結晶晶粒形態特征，平均晶粒尺寸約10μm;晶粒上彌散分布的、尺寸在1μm左右的小黑點為細小的析出相粒子脫落后所留下的痕跡。由文獻［3，12］可以推測這些析出相粒子一般是Mg5（GdY）相。

從圖2中可以看到，擠壓棒材中存在較弱的〈0002〉絲織構，晶?；嫫叫杏跀D壓方向的幾率略高于平行于其他取向的;而柱面{101－0}及錐面{101－1}分布比較隨機。這可能是由于該材料在擠壓過程中主要靠基面滑移來維持塑性變形，柱面滑移所發揮的作用相對小一些。

圖1 熱擠壓態鎂合金GW123K的顯微組織Fig.1 Microstructure of hot extruded GW123K magnesium alloy

2.2 室溫拉伸性能

從圖3中可明顯看出，應變速率的改變對于鎂合金的室溫塑性影響很大。當應變速率為10－3s－1時，鎂合金斷裂時對應的工程應變僅為12.5%左右，而當拉伸應變速率提高到1 s－1時，鎂合金斷裂時對應的工程應變約為25%左右。即隨應變速率提高，GW123K鎂合金的塑性也相應提高，這種現象明顯不同于常見的鎂合金。對多數金屬材料而言，應變速率降低有利于材料微觀應力的調整釋放，有利于多種變形方式協調變形，進而提高變形的均勻性，延緩裂紋的過早出現，因而在低應變速率拉伸下材料往往表現出較好的塑性。而鎂合金GW123K的表現卻恰恰相反。應變速率的變化對鎂合金GW123K屈服強度及抗拉強度的影響不是很大，抗拉強度約為350 MPa屈服強度為（250±10）MPa。

2.3 斷口形貌

從圖4中可以看到，裂紋從拉伸試樣的表面萌生，然后向內部擴展，最后斷裂;斷口基本上與加載方向垂直，這明顯不同于常見的金屬材料。對于多數金屬材料的拉伸斷口，其斷面與加載方向往往成45°，當然也有一些材料的偏離角度不同，這方面張哲峰等［13］做了大量的工作，并提出了相應的橢圓準則。

圖2 熱擠壓態鎂合金GW123K的極圖Fig.2 Pole figures of hot extruded GW123K magnesium alloy:（a）basal plane{0002};（b）prismatic p lane{101－ 0}and（c）pyram idal plane{101－ 1}

圖3 不同應變速率下鎂合金GW123K的拉伸應力-應變曲線Fig.3 Tensile stress-strain curves of GW123K magnesium alloy at different strain rates

從圖4還可以看出，鎂合金GW123K的斷口是以脆性斷裂特征占主導的韌-脆混合型斷口，這預示著材料的塑性不會太好。圖中c區域對應于裂紋的萌生和擴展區，而b區是最后的瞬斷區。c區的典型特征是非常淺的韌窩中分布有更加細小的第二相，而有些小韌窩中已經沒有了第二相;第二相在某些區域出現聚集的現象。這個區域是基面滑移、裂紋擴展及微孔形成集聚長大綜合作用的結果。而微孔的形成是縱向應力作用的結果，基面滑移時位錯線的切割、拖拽使得第二相破碎、移動，從而使第二相脫離淺韌窩的底部，并呈現細化、偏聚的現象。而在b區，則看到典型的單一韌窩及其底部較完整的第二相顆粒，且第二相顆粒分布較彌散。高應變速率下斷裂機制主要是以微孔集聚、基面滑移、裂紋擴展相結合的斷裂。

因低應變速率下材料的拉伸斷口形貌相近，故只對應變速率為10－5s－1的斷口進行了分析。從圖5中可以看到，裂紋從試樣表面的一側萌生，向另一側擴展最終導致斷裂，斷口與宏觀加載方向大致垂直;整個斷口都有相應的晶粒解理面，而裂紋萌生區域由相當的解理平面構成;斷口呈脆性斷裂特征。由于鎂合金中基面滑移所需的臨界分解切應力遠遠小于柱面滑移和錐面滑移所需的臨界分解切應力，而且材料的織構較弱，各種微觀變形的施密特因子大致相等，因而基面滑移啟動所需的應力最小，這樣就會以基面滑移為先導進行變形，使得基面成為一個弱化面。在變形的過程中，由于鎂合金GW123K中的稀土元素含量較高，固溶強化效果較大，使得基面滑移的位錯運動阻力很大，容易引起應力集中，進而萌生裂紋，當應變速率較低時，裂紋沿弱化面（基面）有充分的擴展時間，所以裂紋可沿基面擴展并貫穿整個晶粒，形成了遍布斷口的解理刻面。低應變速率下斷裂機制為準解理斷裂。

圖4 鎂合金GW123K在應變速率為1/s下的拉伸斷口形貌Fig.4 Tensile fracturemorphology of GW123K magnesium alloy at strain rate of 1/s:（a）macrograph of fracture;（b）SEMmorphology of b area and（c）SEMmorphology of c area

圖5 鎂合金GW123K在應變速率為10－5 s－1下的拉伸斷口形貌Fig.5 Tensile fracturemorphology of GW123k magnesium alloy at the strain rate of 10 －5 s－1:（a）macrograph and（b）SEMmorphology

3 結論

（1）鎂合金GW123K擠壓棒材試樣在室溫下拉伸時，塑性受應變速率的影響很大，存在反常的應變速率敏感性，即應變速率提高，其塑性也相應提高。

（2）引起反常應變速率敏感性的主要原因是不同的加載條件下的斷裂機制不同;在高應變速率下拉伸時，斷裂機制主要是以微孔集聚、基面滑移、裂紋擴展相結合的斷裂機制;低應變速率下為準解理斷裂機制。

［1］陳振華.耐熱鎂合金［M］.北京:化學工業出版社，2007:8-15.

［2］ROKHLIN L L.Magnesium alloys containing rrear earth metals［M］.London:Taylor and Francis，2003:10-34.

［3］HE S M，ZENg X Q，PENG L M，et al.Microstructure and strengtheningmechanism of high strength Mg-10Gd-2Y-0.5 Zr alloy［J］.Journal of Alloys and Compounds，2007，427（1）:316-323.

［4］廖慧敏，龍思遠，蔡軍，等.高應變速率對AM60鎂合金力學行為的影響［J］.機械工程材料，2009，33（1）:129-132.

［5］徐紹勇，龍思遠，廖慧敏，等.應變速率對AZ31擠壓變形鎂合金力學行為的影響［J］.材料熱處理學報，2010（5）:44-48.

［6］廖慧敏，龍思遠，蔡軍.應變速率對 AZ91D鎂合金力學行為影響［J］.材料科學與工藝，2010（1）:120-123.

［7］趙一生.應變速率對稀土鎂合金動能吸收能力的影響［J］.兵器材料科學與工程，2011，34（3）:21-23.

［8］WU X，LIU Y.Superplasticity of coarse-grained magnesium alloy［J］.Scripta Materialia，2002，46（4）:269-274.

［9］DEL VALLE JA，PéREZ-PRADO MT，RUANO O A.Deformation mechanisms responsible for the high ductility in a Mg AZ31 alloy analyzed by electron backscattered diffraction［J］.Metallurgical and Materials Transactions:A，2005，36（6）:1427-1438.

［10］MATSUBARA K，MIYAHARA Y，HORITA Z，et al.Developing superplasticity in a magnesium alloy through a combination of extrusion and ECAP［J］.Acta Materialia，2003，51（11）:3073-3084.

［11］岑風，陳益華，張珂.金屬材料室溫拉伸試驗新舊國家標準的對比分析［J］.理化檢驗-物理分冊，2012，48（12）:804-807.

［12］GAO Y，WANG Q，GU J，et al.Behavior of Mg-15Gd-5Y-0.5 Zr alloy during solution heat treatment from 500 to 540 C［J］.Materials Science and Engineering:A，2007，459（1）:117-123.

［13］ZHANG Z F，ECKERT J.Unified tensile fracture criterion［J］.Physical Review Letters，2005，94（9）:09430-1-09430-4