镁合金具有密度小,比强度及比刚度高,阻尼性、电磁屏蔽性及铸造性能好等优点,近年来广泛地应 用于汽车、计算机和电子通讯等领域<1-2>。作为汽车轻量化的一种新型结构材料,镁合金理 想的环保、节能和符合可持续发展的要求使其应用范围还在不断扩大。压铸镁合金是汽车结构件中 应用最多的一种镁合金。其中,得到最广泛应用的就是AZ91D镁合金<3>。随着汽车工业的 发展,压铸镁合金的生产迅速扩大,对其致密性、微观组织和力学性能的要求也越来越高。现在, 对镁合金的研究领域正不断拓展,当镁合金被用作汽车结构材料时,其机械强度尤其是抗疲劳性能 非常关键,但目前国内外对镁合金的抗疲劳性能,特别是其高周疲劳性能的研究相对较少<4-5 >。虽然镁合金目前通常不期望用于如汽车轴等承受高应力载荷的场合,但在某些应用中,包括汽 车制动装置、车轮轮毂等,要经受低应力循环载荷,所以材料的高周疲劳性能是一个重要的考虑因 素。因此,我们以AZ91D及添加稀土的压铸镁合金为研究对象,对材料高周疲劳后的断口形貌 进行分析,探讨其疲劳裂纹萌生与扩展的微观机制,为进一步扩大压铸镁合金的应用范围提供一定 的试验和理论基础。1试验材料与方法本试验所用材料为第一汽车集团铸造公司生产的AZ91D 及添加富Ce稀土的压铸镁合金,三种试验合金的成分如表1所示。其中富Ce稀土的加人采用富Ce混··和稀土(55%Ce-20%La-5%Pr)的方式加人。表1试验合金成分Table1 Composition of test alloys wB(%)拉伸试验采用标距长度20 mm,标距直径6 mm,总长度84 mm的单肩圆截面比例试样。在MTS810电液伺服试验机上进行拉伸试验,应变速率为0.5 mm/min,测定三种成分合金在室温下的0σ.2和bσ值。高周疲劳试验采用标距长度20 mm,标距直径6 mm,总长度90mm轴向光滑高周疲劳试样。在载荷控制的PLG-20C高频疲劳试验机上进行 ,采用轴向拉-拉加载方式,应力比R=0.1,循环次数Nf=107,试验加载波形为正弦波,频率为90Hz。在日本产JSM-5600LV型扫描电子显微镜下对拉伸和疲劳失效后样品进行断口形貌观 察和分析,并对三种试验合金的显微组织进行了观察,探讨材料疲劳裂纹萌生与扩展的微观机制。 2.1显微组织观察与分析图1为三种试验合金扫描电镜下的显微组织形貌。由图1a可以看出, 合金的组织是由尺寸较大的块状黑色基体相和不连续网状分布的白色相所组成。根据Mg-Al合 金相图<6>,此类合金中主要存在α-Mg固溶体和-β(Mg,Al)两种相,-αMg相为 基体相,-β(Mg,Al)相为强化相,其中-β(Mg,Al)相为Mg17Al12相化合 物。同时,β-Mg17Al12相中含有Zn元素,而且Zn并非以化合态形式存在,而是以固 溶状态存在于α-Mg固溶体和-βMg17Al12中。Mn则以游离态存在,Mn还可能形成 化合物,但由于含量非常少,所以很难通过X射线分析检测到。由图1b、c可以看出,在镁合金 中添加稀土后,组织得到明显细化。同时合金中出现杆状或针状的新相,这种AZ91合金中添加 富铈稀土出现的针状新相为Al11Ce3相<7>。随着稀土添加量的增加,Mg17Al12 相减少,同时Al11Ce3相化合物增加、粗化,割裂组织。在稀土含量为2%的条件下,出现 一次结晶贯穿数个晶粒的杆状稀土化合物,因此添加富铈稀土的含量最好不超过2%。由于铝铈稀 土化合物的形成,基体-αMg中Al浓度减小,使第二相非连续析出。网状的-βMg17Al 12相出现了断网现象,逐渐变为断续、弥散分布的骨骼状。一些β-Mg17Al12相甚至趋 向于颗粒状,而且数量出现增多的趋势。这些第二相富集在晶界阻止镁合金晶粒长大和晶界滑移, 起到晶界强化的作用。因此镁合金中加入稀土后强度有所提高。加入适量富铈稀土后合金晶粒得到 细化的直接原因是稀土元素与镁合金中的Al元素形成稀土化合物,且由于稀土元素的熔点较高, 在镁合金的凝固过程中稀土作为外来的晶核起到了非均匀形核的作用,从而细化了含稀土镁合金的 晶粒<7>。从图中还可以看出,随着稀土元素的添加,合金压铸过程产生的气孔数量减少,尺寸 减小,且分布均匀。这是因为稀土元素与氧、硫等杂质元素有较强的结合力,抑制了这些杂质元素 引起组织疏松的作用,而且在熔炼过程中,稀土元素能与水气和镁液中的氢反应,生成稀土氢化物 和稀土氧化物以除去氢气,从而减少了气孔与缩松等铸造缺陷,提高了铸件质量,也减少了在疲劳 过程中裂纹源的产生。合金AZ91DAZ91+1.0%CeAZ91+2.0%CeAl99 9Zn0.60.60.6Mn0.150.150.15RE01.02.0杂质元素≤0.0 4≤0.04≤0.04Mg余量余量余量(a)
AZ91D(b)AZ91D+1%Ce(c)AZ91D+2%Ce图1试验合金显微组织Fig.1The microstructure of test alloys2.2拉伸断口形貌观察与分析对于AZ91系列压铸镁合金而言,宏观上拉伸断裂处 均未发生明显的颈缩现象。图2为AZ91D、AZ91D+1%Ce和AZ91D+2%Ce合 金的室温拉伸断口SEM形貌。从图2可以看出,AZ91D合金的拉伸断口是以解理断裂为主的 脆性断裂,还存在着局部的沿晶断裂,表现为既有解理台阶又存在细小撕裂棱及韧窝的混合断裂特 征。加入稀土Ce后拉伸断口形貌有所变化,AZ91D+1%Ce合金断口(图2b)韧窝数量 明显增多,韧窝直径变小且深度较大,解理面变得细小,在断口2试验结果与分析FOUNDRYFeb.2006Vol.55No.2··的韧窝底部存在引起裂纹源的夹杂物或第二相粒子,这说明断口韧性断裂比例明显增大 ,添加1%Ce的AZ91D合金的室温抗拉强度与屈服强度都有明显提高。随着稀土含量的进一 步增加,稀土镁合金的断口由韧窝特征向混合断口转化(图2c),而合金的室温力学性能又呈下 降趋势。(a)AZ91D(b)AZ91D+1%Ce(c)AZ91D+2%Ce图2试验合金拉伸断口形貌2000×Fig.2The morphology of tensile fracture surface of test alloys2.3疲劳断口形貌观察与分析图3为试验合金的高周疲劳断口宏观形貌,图4-7为 合金断口微观SEM形貌。从图3可以看出,断口为典型的轴向载荷高周疲劳断口。断口分为三个 区域:疲劳源区(A区),疲劳裂纹扩展区(B区)和瞬断区(C区)。疲劳源是疲劳破坏的起点 ,在疲劳断口上看到的一个光滑、细洁的圆形小区域是裂纹扩展区。图中大部分扩展区是当裂纹长度在1mm以下时裂纹缓慢扩展期形成的,这一阶段裂纹张开位移小,扩展缓慢,反复的张开和闭合使断口 两面相互挤压和摩擦,形成了断口上最细滑的区域<8>。本试验合金的疲劳扩展区颜色比瞬断区 亮,说明裂纹与外界隔绝,空气等介质未能进入,这时的疲劳源常常在表面之下。当疲劳裂纹扩展 到材料剩余面积承受不了外载荷的拉应力时,材料断裂,形成疲劳扩展区外侧的瞬断区。疲劳裂纹 源位于扩展区的内部,大致位于裂纹萌生和微观裂纹(几十微米长)扩展处,如图5所示。疲劳源 起源于试样内部的缺陷,如孔洞、夹杂等处,这些缺陷都起着尖缺口的作用,促使应力集中,促进 疲(a)AZ91D(b)AZ91D+1%Ce(c)AZ91D+2%Ce图3试验合金疲劳断口形貌Fig.3The fatigue fracture surface morphology of test alloys(a)AZ91D(b)AZ91D+1%Ce(c)AZ91D+2%Ce图4试验合金疲劳裂纹扩展区Fig.4 The fatigue crack propagation zones of test alloys铸造杨友等:AZ91系列压铸镁合金高周疲劳断口形貌分析137··劳裂纹的萌生 。如果试样内部不存在缺陷,疲劳源一般在表面处形成<8>。本试验合金的疲劳源起源于合金内 熔炼和压铸过程中产生的气孔和夹杂处,由图1和图3中可以观察到。疲劳微裂纹萌生后即进入裂 纹扩展阶段,图3中箭头所指为疲劳裂纹扩展方向,图4为合金疲劳裂纹扩展区微观组织形态,可 以看出疲劳裂纹沿晶界扩展。根据裂纹扩展方向,裂纹扩展可分两个阶段。第一阶段是从个别侵入 沟(或挤出脊)先形成微裂纹,然后再沿最大切应力方向扩展,在扩展过程中多数裂纹会成为不扩 展裂纹,只有个别微裂纹会扩展为2-5个晶粒范围。由于第一阶段的裂纹扩展速率极低,而且其 扩展总进程也很小,所以该阶段的断口常常看不到什么形貌特征,只有一些擦伤的痕迹。第二阶段 是裂纹垂直拉应力方向扩展。由于晶界的阻碍作用,裂纹扩展方向逐渐转向垂直拉应力方向。该阶 段的断口特征是具有略呈弯曲并相互平行的沟槽花样,称为疲劳辉纹。它是裂纹扩展时留下的微观 痕迹,裂纹即沿着与轴线垂直的方向扩展,同时裂纹的扩展方向和疲劳条带方向相垂直。裂纹形成 后,拉应力作用时,裂纹张开,尖端钝化,卸载时闭合,裂纹尖端重新锐化,再一次循环受拉,由 于尖端的应力集中,使裂纹发生亚临界扩展,便留下一条疲劳辉纹,因此每一条带可以视作一次循 环的扩展痕迹<8>。由图4b、c和图6可以看到,在添加稀土试样的断口微观上可以看到规则 的海滩波纹状辉纹,而未添加稀土的AZ91合金试样则不会形成明显的辉纹,而且在同一小断块 上的疲劳辉纹是连续而平行的,但相邻小断块上的辉纹不连续、不平行。当疲劳裂纹扩展到临界尺 寸后发生失稳扩展,就形成了断口上的断裂区。如图7所示,AZ91D合金的疲劳断裂区微观上 显示为准解理与韧窝断裂的混合特征。由于大量的位错和孪晶存在使点阵严重扭曲,裂纹在晶粒内部扩展比较困难。裂纹在点阵严重扭曲的晶粒内部扩展时,彼此相邻的边界处发
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