郭鵬程,李 健,曹淑芬,徐從昌,劉志文,李落星

(1.湖南大學(xué)汽車車身先進(jìn)設(shè)計(jì)與制造國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 長沙 410082;2.湖南大學(xué)機(jī)械與運(yùn)載工程學(xué)院，湖南 長沙 410082)

鎂合金的密度低、比強(qiáng)度和比彈性模量高，且具有良好的阻尼減震和高效的吸能特性，是裝甲、航空航天和交通運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域?qū)崿F(xiàn)輕量化最理想的結(jié)構(gòu)材料之一。目前，關(guān)于鎂合金的相關(guān)研究主要集中在較低應(yīng)變率下的變形行為、變形機(jī)制、強(qiáng)化與失效機(jī)理[1-5]。眾所周知，鎂合金結(jié)構(gòu)件在服役過程中不可避免地要承受加載速率較高的爆炸、沖擊等載荷[6-7]。在輕量化的推動(dòng)下，鎂合金零部件在武器裝備、航空航天和汽車等領(lǐng)域中的應(yīng)用越來越多，使得其在高速?zèng)_擊載荷下的應(yīng)力響應(yīng)行為、變形機(jī)制與失效機(jī)理越來越受關(guān)注。隨加載應(yīng)變率的升高，AZ31鎂合金的斷裂機(jī)制由準(zhǔn)靜態(tài)壓縮時(shí)的準(zhǔn)解理斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)楦咚贈(zèng)_擊時(shí)的韌性斷裂[8-9]，且其在高速?zèng)_擊載荷下的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和形變吸能等均表現(xiàn)出一定的正應(yīng)變率效應(yīng)，顯微裂紋擴(kuò)展也由沿晶逐漸演變?yōu)榇┚10-11]。AZ31鎂合金沿其法向受高速?zèng)_擊時(shí)，其屈服強(qiáng)度、應(yīng)變硬化率和塑性具有較明顯的正應(yīng)變率效應(yīng)，而沿橫向和扎制方向高速?zèng)_擊時(shí)的應(yīng)變率效應(yīng)則不明顯。郭鵬程等[12]、Mukai等[13]研究了AZ31B鎂合金在4.96×102～2.12×103s-1應(yīng)變率范圍內(nèi)的室溫變形行為與加載應(yīng)變率的相關(guān)性，發(fā)現(xiàn)該合金的流變應(yīng)力不具有應(yīng)變率效應(yīng)，但其變形顯微組織卻對(duì)加載應(yīng)變率較敏感。較低加載應(yīng)變率下AZ31B鎂合金的變形主要以孿生的方式進(jìn)行，而在高應(yīng)變率載荷下除孿生外，還激活了較多的柱面與錐面滑移。此外，Yokoyama[7]通過研究AZ31、AZ61和ZK60變形鎂合金的沖擊拉伸行為及夏比沖擊功與高應(yīng)變率吸能的關(guān)系，發(fā)現(xiàn)這3種鎂合金的拉伸強(qiáng)度及形變吸能性均隨應(yīng)變率的升高而提高，且當(dāng)應(yīng)變率為1×103～2×103s-1時(shí)，三者均表現(xiàn)出明顯的各向異性。雖然對(duì)準(zhǔn)靜態(tài)載荷下鎂合金的力學(xué)響應(yīng)行為及顯微組織演變已進(jìn)行了系統(tǒng)的研究，并且近年來有關(guān)高速?zèng)_擊載荷下的相關(guān)研究也越來越多[7-9,13-17]，但鎂合金在準(zhǔn)靜態(tài)與高速?zèng)_擊載荷下的力學(xué)響應(yīng)及組織演變的研究報(bào)道較少。本文中，基于AM80鎂合金，通過準(zhǔn)靜態(tài)和高速?zèng)_擊壓縮，研究鎂合金在室溫下的力學(xué)響應(yīng)行為及顯微組織演變，探討其在不同載荷作用下的變形機(jī)制。

1 實(shí)驗(yàn)方法

配制實(shí)驗(yàn)用AM80鎂合金的原料為：鎂(純度99.98%)、鋁(純度99.6%)、電解錳(純度95%)。依次將鎂、鋁和電解錳加至熔煉爐中，待熔煉充分后在720 ℃下澆鑄到事先預(yù)熱至250 ℃的圓柱形金屬模中，模具尺寸為?90 mm×500 mm。AM80鎂合金主要化學(xué)成分的質(zhì)量分?jǐn)?shù)：Al,8.0%;Mn,0.1%;Mg,91.9%。采用到溫入爐的方式，將鎂合金鑄錠放至450 ℃的箱式電阻爐中固溶處理16 h，然后取出在室溫下進(jìn)行空冷。最后,將固溶處理后的合金切割成圓柱形壓縮試樣，準(zhǔn)靜態(tài)和高速?zèng)_擊壓縮試樣尺寸分別為?10 mm×15 mm和?8 mm×4 mm，試樣在圓柱形鑄錠中的相對(duì)位置如圖1所示。

準(zhǔn)靜態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)采用INSTRON壓縮試驗(yàn)機(jī)，加載應(yīng)變率分別為3×10-5、1×10-3、4×10-1s-1；高速?zèng)_擊壓縮實(shí)驗(yàn)采用分離式霍普金森壓桿(split Hopkinson pressure bar,SHPB)，加載應(yīng)變率分別為7.00×102、1.10×103、2.15×103、2.75×103、3.65×103和5.20×103s-1，SHPB裝置的主要組成如圖2所示。所有實(shí)驗(yàn)均在室溫下進(jìn)行，相同應(yīng)變率下的應(yīng)力應(yīng)變數(shù)據(jù)取3次有效實(shí)驗(yàn)的均值。在試樣圓柱形端面涂適量潤滑劑，以減小壓縮變形時(shí)試樣和壓頭間的摩擦。采用內(nèi)徑為12 mm、外徑為20 mm、高為2.9 mm的超高強(qiáng)度鋼環(huán)進(jìn)行沖擊，以獲得應(yīng)變(ε)為0.28的變形試樣。為防止試樣在沖擊過程中與超高強(qiáng)鋼環(huán)接觸，采用內(nèi)、外徑分別為8和12 mm，高度約為2.9 mm的軟質(zhì)海綿填充至試樣與金屬環(huán)中間。實(shí)驗(yàn)時(shí)先將軟質(zhì)海綿環(huán)放置在金屬環(huán)中，并保持一端的端面齊平，然后將試樣放置在內(nèi)徑與試樣外徑一致的軟質(zhì)海綿環(huán)中。通過圓柱面中心沿軸向切取顯微組織觀測(cè)試樣，經(jīng)打磨、拋光和腐蝕后，采用蔡司Axiovert 40 MAT倒置光學(xué)顯微鏡(optical microscope，OM)進(jìn)行觀察。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 準(zhǔn)靜態(tài)和高速?zèng)_擊載荷下的應(yīng)力響應(yīng)行為

圖4為AM80鎂合金在準(zhǔn)靜態(tài)和高速?zèng)_擊載荷下應(yīng)變硬化率(dσ/dε)與真應(yīng)變(ε)的關(guān)系曲線?？梢?，AM80鎂合金在準(zhǔn)靜態(tài)與高速?zèng)_擊載荷下的應(yīng)變硬化行為的差異明顯，高速?zèng)_擊載荷下的應(yīng)變硬化率比準(zhǔn)靜態(tài)加載時(shí)的明顯要高。此外，不同應(yīng)變率載荷作用下合金的應(yīng)變硬化率均由3個(gè)階段組成。準(zhǔn)靜態(tài)載荷下，應(yīng)變硬化率在第1階段表現(xiàn)為急劇下降。隨應(yīng)變的增大逐漸進(jìn)入穩(wěn)定階段，即第2階段。此時(shí)應(yīng)變硬化率基本不變或緩慢升高，這主要是由于形變孿晶的產(chǎn)生所致[20]。這種應(yīng)變硬化率隨真應(yīng)變的增大基本維持恒定的趨勢(shì)一直保持到ε=0.07。隨應(yīng)變的繼續(xù)增大，合金的應(yīng)變硬化率迅速降低，即進(jìn)入第3階段。這是因?yàn)殡S應(yīng)變的繼續(xù)增大，形變孿晶的增加速率逐漸降低，不足以維持其高的應(yīng)變硬化率[17]。合金在高速?zèng)_擊載荷下的應(yīng)變硬化行為同樣可分為3個(gè)階段，但與準(zhǔn)靜態(tài)的相比，其變化規(guī)律明顯不同。高速?zèng)_擊載荷下的應(yīng)變硬化率在第3階段的下降速度較快。這是因?yàn)殡S應(yīng)變的增大，鎂合金中的孿生不斷被消耗，其孿生速率在變形中后期反而降低，所產(chǎn)生的孿生硬化以及應(yīng)變硬化已全被絕熱溫升軟化所抵消，絕熱溫升軟化是該階段的主要變形特征；此外，高速?zèng)_擊載荷下第2階段的應(yīng)變硬化率表現(xiàn)為隨真應(yīng)變的增大迅速升高。研究表明鎂合金的形變孿生對(duì)應(yīng)變率極其敏感，特別是拉伸孿晶隨應(yīng)變率的升高，孿生速率顯著升高[17]。正是由于孿生的正應(yīng)變率敏感性，使得沖擊載荷下第2階段的應(yīng)變硬化率不僅明顯高于準(zhǔn)靜態(tài)載荷下的，且隨應(yīng)變的增大迅速升高。

通過特定應(yīng)變(ε=0.05,0.10，0.15)下的加載速率-真應(yīng)力曲線分析AM80鎂合金的應(yīng)變率敏感性，結(jié)果如圖5所示。3個(gè)特定應(yīng)變下的真應(yīng)力均與應(yīng)變率成線性關(guān)系，當(dāng)真應(yīng)變由0.05增大至0.10時(shí)，曲線斜率明顯增大，而當(dāng)真應(yīng)變繼續(xù)增大至0.15時(shí)其斜率不再增大。表明AM80鎂合金在高速?zèng)_擊載荷下的應(yīng)變率敏感性隨加載應(yīng)變的增大，表現(xiàn)為先增強(qiáng)后減弱。

2.2 本構(gòu)擬合

眾所周知，絕大多數(shù)金屬材料在爆炸、沖擊等高應(yīng)變率下的流變應(yīng)力不僅具有明顯的應(yīng)變率敏感性，且其變形過程近似為一個(gè)絕熱的過程，流變應(yīng)力還表現(xiàn)出明顯的溫度效應(yīng)。鎂合金作為實(shí)現(xiàn)武器裝備、航空航天和汽車等輕量化最理想的結(jié)構(gòu)材料之一，其動(dòng)態(tài)應(yīng)力響應(yīng)行為及絕熱溫升效應(yīng)越來越受青睞。綜合考慮了材料應(yīng)變率效應(yīng)和溫度效應(yīng)的Johnson-Cook (J-C)本構(gòu)模型，不僅結(jié)構(gòu)形式簡(jiǎn)單，求解便捷，而且還能夠較準(zhǔn)確地預(yù)測(cè)材料在不同溫度和應(yīng)變率下的流變應(yīng)力響應(yīng)行為，是目前大型商業(yè)軟件中應(yīng)用最普遍的動(dòng)態(tài)力學(xué)本構(gòu)方程。J-C本構(gòu)方程由3部分組成，分別為應(yīng)變函數(shù)、應(yīng)變率函數(shù)和溫度函數(shù)，其表達(dá)式如下：

高速?zèng)_擊載荷下AM80鎂合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線和修正后的本構(gòu)方程結(jié)果如圖6所示。兩者的吻合度較高，實(shí)驗(yàn)屈服應(yīng)力比本構(gòu)擬合的約低5%。

2.3 顯微組織演變

圖7為AM80鎂合金未變形狀態(tài)的OM組織，表明AM80鎂合金固溶處理后晶粒呈等軸狀，且晶粒內(nèi)不存在孿晶。為了更好地研究AM80鎂合金在準(zhǔn)靜態(tài)與沖擊載荷下應(yīng)力響應(yīng)行為的顯著差異，本文中選取壓縮變形后特定位置的顯微組織進(jìn)行對(duì)比分析，取樣位置如圖8所示。

圖9和10是AM80鎂合金試樣在準(zhǔn)靜態(tài)載荷下分別以3×10-5和4×10-1s-1的應(yīng)變率壓裂后的OM顯微圖，壓縮方向如圖中箭頭所示，圖(a)、(b)、(c)和(d)在試樣截面上的位置如圖8所示。由圖可知，4個(gè)特定位置的形變孿晶密度、間距以及與壓縮軸的夾角均存在一定差異:位置c處的孿晶密度最高，位置b處的孿晶密度高于位置a處的孿晶密度，位置d處的孿晶密度最低；間距正好相反；而孿晶與壓縮軸的夾角則與形變孿晶密度一致。特定位置處所呈現(xiàn)出的不同顯微組織特征表明AM80鎂合金在準(zhǔn)靜態(tài)載荷下的變形均勻性較低。仔細(xì)觀察還發(fā)現(xiàn)，兩應(yīng)變率下位置b和c處的晶粒內(nèi)還產(chǎn)生了顯微裂紋。這些裂紋均在孿晶與晶界的交叉處形核，并沿孿生方向擴(kuò)展直至貫穿整個(gè)晶粒，與Xie等[23]的研究結(jié)果一致。裂紋的萌生有利于應(yīng)力的釋放，且還影響主裂紋的擴(kuò)展[23]。對(duì)比圖9和10可知，隨應(yīng)變率的升高，相同位置處的晶粒內(nèi)所產(chǎn)生的形變孿晶密度增大，間距減小，即形變孿生在準(zhǔn)靜態(tài)載荷下具有一定的正應(yīng)變率敏感性。此外，4個(gè)位置處的孿生演變并不相同，位置a、b和c處晶粒內(nèi)的形變孿晶顯著增加，特別是位置a處，而位置d處晶粒內(nèi)的形變孿晶密度變化較小。

AM80鎂合金試樣在沖擊載荷下以2.15×103和3.65×103s-1的應(yīng)變率壓縮至應(yīng)變?yōu)?.28后的金相顯微組織分別如圖11和12所示，壓縮方向如圖中箭頭所示，圖(a)、(b)、(c)和(d)在試樣截面上的位置同樣如圖8所示?？芍?，沖擊載荷下AM80鎂合金變形的均勻性較準(zhǔn)靜態(tài)明顯增強(qiáng)，4個(gè)特定位置晶粒內(nèi)的形變孿晶密度、間距以及與壓縮軸夾角之間的差異較準(zhǔn)靜態(tài)載荷下的均顯著減小。與準(zhǔn)靜態(tài)相比，沖擊載荷下各位置處的形變孿晶與壓縮軸的夾角均更大。以2.15×103s-1的應(yīng)變率加載時(shí)，位置b處的孿晶密度最高，位置c處的孿晶密度高于位置d處的孿晶密度，位置a處的孿晶密度最低，且位置b和c處的晶粒內(nèi)產(chǎn)生了明顯的顯微裂紋。這些顯微裂紋均在晶界與孿晶交叉處形核，然后沿孿晶擴(kuò)展。位置c處的裂紋沿孿晶不斷擴(kuò)展，直至貫穿多個(gè)晶粒，其擴(kuò)展過程中由于部分孿晶方向與最高切應(yīng)力方向不一致，裂紋出現(xiàn)一定偏折，如圖11(c)所示。在3.65×103s-1的應(yīng)變率下，位置d處的孿晶密度最高，位置b處的孿晶密度高于位置a處的孿晶密度，位置c處的孿晶密度最低，與2.15×103s-1應(yīng)變率下的不同，該應(yīng)變率下在4個(gè)特定位置處均未觀察到明顯的顯微裂紋。此外，該應(yīng)變率下位置c處的形變孿晶密度明顯降低，這主要是由于當(dāng)應(yīng)變率由2.15×103s-1升高至3.65×103s-1時(shí)，局部絕熱溫升使得該區(qū)域內(nèi)的晶粒產(chǎn)生了明顯的動(dòng)態(tài)回復(fù)[2]，這也是導(dǎo)致高應(yīng)變下本構(gòu)擬合與實(shí)驗(yàn)結(jié)果差異較大的主要原因。

3 討 論

隨應(yīng)變率的升高，合金的變形均勻性提高，當(dāng)應(yīng)變率升高至3.65×103s-1后，合金的變形均勻性反而降低(圖9～12)，這主要是由于不同應(yīng)變率下合金的協(xié)調(diào)變形能力不同所致。室溫低應(yīng)變率載荷下，合金變形主要是通過基面滑移的方式進(jìn)行，孿生只起協(xié)調(diào)變形的作用。低應(yīng)變率下的孿晶密度較低，且較厚，對(duì)變形所起到的協(xié)調(diào)作用不明顯[23]，因此其變形均勻性相對(duì)較低。鎂合金中形變孿生的正應(yīng)變率效應(yīng)，使得形變孿晶密度隨加載應(yīng)變率的升高而升高，因此高速?zèng)_擊載荷下AM80鎂合金的協(xié)調(diào)變形能力較強(qiáng)，其變形均勻性提高。特別是當(dāng)準(zhǔn)靜態(tài)載荷轉(zhuǎn)變?yōu)楦咚贈(zèng)_擊載荷后，大量形變孿晶的產(chǎn)生使得合金的協(xié)調(diào)變形能力得到了極大的提高，因此其變形均勻性顯著提高，如圖11所示。當(dāng)應(yīng)變率升高至3.65×103s-1后，形變所引起的局部絕熱溫升使得位置c處的晶粒產(chǎn)生了明顯的動(dòng)態(tài)回復(fù)，位錯(cuò)和孿晶密度降低[24]，導(dǎo)致合金在該應(yīng)變率下的變形均勻性反而降低，如圖12所示。這主要是由于合金在該應(yīng)變率下高速?zèng)_擊變形時(shí)所產(chǎn)生的局部絕熱溫升增大，所引起的動(dòng)態(tài)回復(fù)軟化大于應(yīng)變硬化與應(yīng)變率硬化的總和，因此AM80鎂合金的流變應(yīng)力在變形后期反而隨應(yīng)變的增大逐漸降低，如圖4所示。

4 結(jié) 論

(1)AM80鎂合金在準(zhǔn)靜態(tài)與高速?zèng)_擊載荷下表現(xiàn)出完全不同的流變應(yīng)力響應(yīng)行為。準(zhǔn)靜態(tài)壓縮時(shí)為負(fù)應(yīng)變率敏感性，高速?zèng)_擊壓縮時(shí)則為正應(yīng)變率敏感性。(2)高速?zèng)_擊載荷下AM80鎂合金的變形機(jī)制是孿生主導(dǎo)的基面滑移與孿生相協(xié)調(diào)。大量細(xì)小致密的形變孿生，以及適量非基面滑移的啟動(dòng)是沖擊載荷下合金的流變應(yīng)力明顯高于準(zhǔn)靜態(tài)載荷的根本原因。(3)合金的變形均勻性隨應(yīng)變率的升高而提高。當(dāng)應(yīng)變率升高至3.65×103s-1后，局部絕熱溫升使得部分晶粒產(chǎn)生了明顯的動(dòng)態(tài)回復(fù)，位錯(cuò)和孿晶密度降低，其變形均勻性也隨之降低。3.65×103s-1應(yīng)變率下的變形后期局部絕熱溫升所引起的動(dòng)態(tài)回復(fù)軟化大于應(yīng)變硬化與應(yīng)變率硬化的總和，使得其流變應(yīng)力反而降低。

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