镁合金塑性变形与断裂行为的研究刘天模，卢立伟，刘宇重庆大学材料科学与工程学院，重庆（400030）E-mail: haonanwa@摘要：通过室温压缩拉伸实验，研究了AZ31挤压镁合金的断裂失效机制。

研究表明，在压缩破坏实验中有镦粗现象，金相显示沿粗大晶界处形成了大量的孪晶，部分孪晶界诱发裂纹源，裂纹沿晶界处传播，同时部分孪晶对裂纹起钝化阻碍作用，断口扫描表明属于韧脆混合断裂；在拉伸破坏实验中出现明显颈现象，金相显示沿拉长晶晶界处形成大量孪晶，孪晶和裂纹之间存在交互作用，断口扫描表明属于韧性断裂，同时显示出空洞形核诱发裂纹的机制。

关键词：压缩变形；拉伸变形；孪晶；断裂中图分类号：TG1. 引言镁合金属于密排六方晶体结构，其轴比（c/a）值为1.623，接近理想的密排值1.633，室温滑移系少在室温塑性变形时，出现大量的孪晶协调其塑性变形，塑性变形能力差，容易断裂[1]。

金属的断裂是指金属材料在变形超过其塑性极限而呈现完全分开的状态。

因为材料受力时，原子相对位置发生了改变，当局部变形量超过一定限度时，原子间的结合力遭到破坏，便出现了裂纹，裂纹经过扩展而使金属断开。

金属塑性的好坏表明了它抑制断裂能力的高低。

在塑性加工生产中，尤其是对塑性较差的材料，断裂常常是引起人们极为关注的问题。

加工材料的表面和内部的裂纹，以至于整体的断裂，都会使得成品率和生产率大大降低[2,13]。

因此，研究镁合金塑性变形中的断裂行为和规律对于有效地防止金属成形过程中的断裂，充分发挥金属材料潜在的塑性有重要意义.2. 实验内容实验材料选用AZ31挤压材，挤压温度为300℃，挤压比为4.5，挤压速度为1mm/s，将挤压样加工成标准压缩样Φ7×14mm和标准拉伸样，并选此标准压缩样进行400℃保温2小时的退火，利用新三思万能电子试验机CMT－5150以1mm/min的速度沿挤压方向进行压缩和拉伸破坏实验；然后利用数码相机对失效后试样断口方向及断面进行拍照宏观分析；再对失效试样的压缩或拉伸方向进行金相显微组织分析；最后利用扫描电子显微镜对压缩和拉伸的断口形貌进行分析。

3．试验结果3.1 挤压态压缩破坏样3.1.1 断口宏观分析在压应力作用下产生韧性断裂，图1.a 图断口与正应力呈45°角的剪切断口，变形量达到13%发生断裂，试样有镦粗现象，显示出一定的塑性；图1.b 图断口上闪光的穿晶小亮面为解理面，它常常是晶体内原子排列密度较大的晶面，其晶面间距较大故结合力较差，所以易沿该面劈开[3]。

3.1.2 金相显微组织分析沿压缩方向取样磨取金相发现，图2.a 中在组织内部有一系列类似平行且同时扩展的裂纹，这些裂纹通过它们之间的金属条带的断开而相互连接，实际上是一些台阶，它们把不同裂纹连接起来；由于挤压式样内部组织不均匀，存在部分拉长的原始晶和大量沿原始晶分布a 图1 挤压态压缩后宏观照片 Fig1 the macroscopic picture of compression after extrusion ac 图2 挤压态压缩后金相组织Fig2 the metallography of compression after extrusion细小的动态再结晶，在室温压缩过程中，受压应力，一旦滑移面趋向平行于受力方向，镁合金晶体中的滑移系虽然停止运动，但外力的持续增加往往会导致孪生的发生，孪生首先在拉长的原始晶晶界处形成，而在细小动态再结晶内很少产生孪晶如图2.b ，一旦发生孪生，在孪晶内由于晶体取向的变化，滑移面不再平行于受力方向，原有的滑移系又会启动，直至断裂，塑性变形才会结束，图2.c 和图2.d 在断口边缘裂纹传播的过程中遇到孪晶时，其扩展路径将被迫发生改变，且新的扩展方向沿着孪晶面或与原扩展方向对称。

显然孪晶对裂纹扩展的这种阻碍有利于材料韧性的提高[4]。

断口处裂纹扩展遇到细小再结晶时受到晶界阻碍，沿晶界传播。

由此可知组织不均匀，在粗大组织及拉长原始晶晶界处产生孪晶，在孪晶界处容易产生裂纹，因此提高挤压镁合金塑性需提高组织均匀性及细化晶粒。

3.1.3 SEM 断口分析通过扫描电镜断口分析类似准解理断裂，具有韧脆混合断裂特征，图3.a 有明显的韧窝并由于镁合金室温塑性变形中孪晶机制起主要作用，由于原子切变形成孪晶并且韧窝形成后在剪切应力作用下被拉长出现高低起伏的岩石状断口；图3.b 明显的脆性断裂，当变形量较大时，沿孪生区域（尤其在压缩时）或沿大晶粒的基面{0001}产生局部穿晶断裂[5]，由图2.c 和图2.d 也可以看出裂纹有穿晶和沿晶混合断裂。

图3.c 箭头所指为塑性断口区和脆性断口区的连结区，是由一点向四周发散的脊线连接，脊线连接区域范围较小，约为30µm,图3.d 为闪光区和无光泽区组成混合断口，闪光区类似鱼鳞状，形成机理有待深入研究。

图3 挤压态压缩断口SEMFig3 the fracture of compression after extrusion3.2 退火态3.2.1 断口宏观分析退火可以消除镁合金在塑性变形过程中产生的加工硬化效应，恢复和提高其塑性，以便进行后续变形加工[6]。

与挤压态压缩破坏实验相似，同样是在压应力作用下，断口与正应力成45°的剪切断口，但变形量达到16%，镦粗现象比挤压破坏样明显，显示出较好的塑性；断口上呈现出闪光的穿晶小亮面。

3.2.2 金相显微组织分析经过退火后，沿挤压方向的金相组织比较均匀，未完全发生再结晶的拉长原始晶发生了充分再结晶，同时晶粒发生长大现象。

压缩断裂后，断口边缘几乎全部是再结晶，并沿断口有大量细小裂纹向内扩散，同时断口内部组织仅有少许细小孪晶，同时沿粗大组织晶界处由于压缩变形中产生变形热形成大量细小的再结晶。

3.2.3 SEM 断口分析图5.a 断口类似准解理断裂断裂，有大量韧窝，这些韧窝沿切应力方向被拉长，像挤压破坏断口一样有许多台阶，但台阶高度明显小得多。

图5.b 为塑性断口与脆性断口的连接区，有大量的瀑布状的脊线连接，瀑布状脊线区域比较大约为200µ；图5.c 为脆断区域，断口呈现出大量的台阶，台阶高度约为80µ，比挤压态脆断区高得多。

种种迹象表明，退火态压缩塑性性能比挤压态压缩塑性性能好得多。

图4 挤压退火态组织及压缩断口组织 Fig4 the microstructure of annealing after extrusion and fracture of compression3.3 挤压态拉伸破坏样3.3.1 断口宏观分析图6.a 中宏观断口附近有明显的缩颈现象，并且四周有环形裂纹如箭头所指，在拉伸应力作用下断口外貌呈杯锥状，杯锥底垂直于主应力 ，属于正断型断裂[7]。

图6.b 中断口的颜色呈灰暗色，断口底部纤维基本上是平行于轴线，断口边缘为暗灰色的放射区，无明显的剪切唇区。

变形量达到20%时发生断裂。

a 图5 挤压退火态SEM 断口Fig5 the fracture of compression after annealing图6 挤压态拉伸后宏观图 Fig6 the macroscopic picture of tensile after extrusion3.3.2 断口金相分析图7.a为沿挤压方向金相组织，组织细小均匀，晶粒大小约为10µm，但依然有明显的挤压流线型组织如箭头所指；图7.b为断口金相组织，断口附近有大量孪晶出现，沿断口处向晶内扩展的裂纹沿孪晶界和拉长晶界传播。

图7.c离断口较近处，沿拉长晶界处产生大量的孪晶，孪晶和裂纹之间存在交互作用，即裂纹能诱导孪生，而孪生也能促使裂纹形核，孪生和断裂都是非常迅速的过程，因此快速扩展的裂纹将在其尖端出现很大的应力集中，从而促进孪生，孪生和断裂是释放应力集中、且相互竞争的两种过程[8]。

因此凡是有利于其中某一过程的因素，同时对另一过程也有利。

图7.d离断口较远处金相组织，发现有显微裂纹，在裂纹处诱发孪晶；在拉伸应力作用下，挤压流线组织被拉长，在拉长的晶界处由于变形剧烈产生大量细小孪晶把拉长的挤压流线组织解理成多个细小晶粒。

3.3.3 SEM断口分析图8.a断口的低倍扫描形貌，其断裂类型属于延性断裂，存在大量的等轴韧窝及少量的剪切韧窝混合交替出现；图8.b断口局部在撕裂应力作用下出现撕裂韧窝，撕裂韧窝常见于尖锐裂纹的前端及平面应变条件下作低能撕裂的断口上。

由图8.c、图8.d和图8.e可以看出在镁合金拉伸变形过程中，观察到宏观变形和局部变形无法协调的部位（夹杂物等）会产生显微空洞如图8.c。

在缩颈过程中，应力越来越变成三维的了，结果缩颈区心部空洞的体积迅速增加呈现出拉长状态如图8.d，这样变形的空洞角处产生的应力应变集中处在拉应力作用下产生了裂纹如图8.e，多处空洞产生的裂纹扩展连接最终导致断裂[9]。

图8.f在裂纹扩展过程中遇到第二相或者孪晶时，裂纹扩展受到阻碍而钝化停止或继续沿第二相界面或沿孪晶界传播，但裂纹能量得以减缓[10]。

图7 挤压态拉伸样金相组织Fig7 the metallography of tensile after extrusion4. 分析与讨论4.1 拉伸和压缩变形方式对镁合金的影响镁属于密排六方晶体结构。

虽然密排六方晶体的体致密度和原子配位数与面心立方晶体相同，但由于两种晶体原子密排面的堆垛方式不同，晶体的塑性变形能力相差悬殊。

面心立方晶体具有12个滑移系，因而具有很高的塑性。

密排六方晶体在室温下只有1个滑移面(0001)。

滑移面上的3个密排方向[-1-120]、[-2110]和[-12-10]与滑移面组成了这类晶体的滑移系，即密排六方晶体在室温下只有3个滑移系，其塑性比面心和体心立方晶粒都低，塑性变形需要更多依赖于孪生来进行。

因此，密排六方晶体金属的拉伸压缩变形依赖于滑移和孪生的协调动作，并最终受制于孪生[11,12]。

图8 挤压态拉伸SEM 断口Fig8 the fracture of tensile after extrusion4.2 孪生与断裂之间的关系通过实验发现孪晶和裂纹之间存在交互作用，即裂纹能诱导孪生，而孪生也能促使裂纹的形核。

M.H.Yoo 等人指出在一定的应力状态下究竟是发生孪生还是断裂可用孪生和裂纹扩展的临界切应力大小来进行判断，若已知材料表面能、孪晶界面能及孪生位错的晶格阻力等材料常数，则可根据孪生和断裂的位错模型并由弹性基本方程计算出孪生及裂纹扩展的临界应力状态。

孪生和断裂的临界切应力之比可表达为：σt/σc=k(ft/fc)1/2;式中，σt 、σc 分别为孪生和断裂的临界切应力；k 为与轴比有关的材料常数；f 为非弹性阻力。