高玉魁，陶雪菲

（1. 同濟(jì)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 201804；2. 上海市金屬功能材料開發(fā)應(yīng)用重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 201804；3. 同濟(jì)大學(xué)航空航天與力學(xué)學(xué)院，上海 200092）

鋁合金、鈦合金、鋼、高溫合金等金屬材料以其較高的比強(qiáng)度和比模量廣泛應(yīng)用于汽車、船舶、航空航天等領(lǐng)域，以滿足結(jié)構(gòu)的輕量化要求。金屬構(gòu)件在使用過程中經(jīng)常需要經(jīng)受各種嚴(yán)苛的服役條件，因而對(duì)其力學(xué)性能也提出了較高的要求[1-2]。影響金屬材料力學(xué)性能的因素可以分為外因和內(nèi)因兩方面，外因主要包括：應(yīng)變率、溫度等；內(nèi)因主要包括：材料化學(xué)成分、層錯(cuò)能、微觀組織結(jié)構(gòu)等，如圖1 所示[3]。

在眾多影響因素中，大量的研究結(jié)果表明，變形過程中的應(yīng)變率對(duì)金屬材料的力學(xué)性能、失效方式和組織結(jié)構(gòu)演化都會(huì)起到至關(guān)重要的影響[4-6]，具體分類如圖2 所示[7]。現(xiàn)有關(guān)于鋁合金、鈦合金、鋼和高溫合金等金屬材料在各種高速?zèng)_擊表面處理后力學(xué)性能的研究比較豐富，但關(guān)于金屬材料微觀組織結(jié)構(gòu)隨變形過程中應(yīng)變率的演化規(guī)律，以及應(yīng)變率對(duì)材料變形機(jī)制影響方面的研究還不夠深入。

圖1 材料性能的影響因素示意圖[3]Fig.1 Schematic diagram of the influencing factors of mechanical properties[3]

圖2 根據(jù)應(yīng)變率的加載模式分類[7]Fig.2 Classifications of loads with reference to strain rate[7]

微觀組織決定材料力學(xué)性能，力學(xué)性能又是各類微觀組織演變的宏觀體現(xiàn)。本文中將從宏觀性能和微觀組織相結(jié)合的角度出發(fā)，綜述靜力學(xué)模型、Johnson-Cook 模型、Zerilli-Armstrong 模型、SG 模型、PTW 模型等常用本構(gòu)模型的基本定義和適用范圍，闡明高速?zèng)_擊表面處理對(duì)金屬材料強(qiáng)度和塑性的作用規(guī)律。繼而從微觀角度分析表面處理后金屬材料內(nèi)晶粒結(jié)構(gòu)、絕熱剪切帶、形變誘發(fā)相變、位錯(cuò)組態(tài)、析出相以及變形孿晶等微觀組織的演變過程，揭示應(yīng)變率對(duì)材料組織演化的影響機(jī)理以及微觀變形機(jī)制的轉(zhuǎn)變對(duì)材料宏觀力學(xué)性能的影響。還將對(duì)高速?zèng)_擊表面處理形成的梯度組織變形特點(diǎn)進(jìn)行總結(jié)，以期為金屬材料高速?zèng)_擊表面處理的研究和發(fā)展提供參考。

1 不同應(yīng)變率下材料力學(xué)行為的本構(gòu)關(guān)系

本構(gòu)關(guān)系是刻畫材料在不同變形條件下應(yīng)力應(yīng)變響應(yīng)行為的重要數(shù)學(xué)模型，建立能準(zhǔn)確描述材料變形過程中物理本質(zhì)的彈塑性本構(gòu)方程，是對(duì)金屬材料進(jìn)行不同條件下宏觀彈塑性變形研究的基礎(chǔ)。在變形過程中，材料的強(qiáng)度和塑性均與應(yīng)變率有關(guān)，這里主要介紹幾種常用的材料本構(gòu)模型理論及其適用范圍。

1.1 靜力學(xué)模型

金屬材料準(zhǔn)靜態(tài)變形的應(yīng)變率主要控制在10?5～10?1s?1范圍內(nèi)。材料在失效前的變形主要分為彈性和塑性兩部分，在發(fā)生塑性變形前，應(yīng)力與應(yīng)變呈線性關(guān)系，直線斜率即為材料的彈性模量，在該階段材料僅發(fā)生彈性變形；發(fā)生塑性變形后，材料產(chǎn)生明顯的加工硬化，隨著應(yīng)變的不斷增加，應(yīng)力逐漸增加但增長趨勢減緩，即材料的加工硬化率逐漸減小。一種常見的材料彈塑性本構(gòu)方程如下：

式中：σ 為應(yīng)力，E 為材料的彈性模量，σy為材料的屈服強(qiáng)度，A 為材料參數(shù)，ε 為應(yīng)變，εy為屈服強(qiáng)度對(duì)應(yīng)的屈服應(yīng)變，n 為應(yīng)變硬化指數(shù)。

1.2 Johnson-Cook 模型

對(duì)于JC 模型，通常假設(shè)應(yīng)變硬化、應(yīng)變率硬化和溫度軟化對(duì)材料流動(dòng)應(yīng)力的影響彼此獨(dú)立，式（2）中的未知參數(shù)可通過擬合不同應(yīng)變率下的應(yīng)力應(yīng)變曲線確定。由于JC 模型對(duì)很多金屬材料都具有較好的適用性，因此被廣泛應(yīng)用于各類有限元模型以計(jì)算各種材料或構(gòu)件的動(dòng)態(tài)響應(yīng)。

但是，JC 模型也具有一定的局限性，它沒有考慮材料在較高環(huán)境溫度下變形時(shí)的動(dòng)態(tài)回復(fù)再結(jié)晶現(xiàn)象，也沒有考慮較高應(yīng)變率范圍內(nèi)變形機(jī)制從位錯(cuò)滑移向位錯(cuò)拖曳的轉(zhuǎn)變。因此，Andrade 等[8]、Johnson 等[9]和Rule 等[10]在原有的JC 模型的基礎(chǔ)上進(jìn)行修正，分別提出了考慮再結(jié)晶的階躍函數(shù)H(T)和修正后的MJC、RJC 模型（分別如式（3）～（5）所示）[11]，推動(dòng)了JC 模型的發(fā)展。

式中：(σf)rec為發(fā)生再結(jié)晶的流動(dòng)應(yīng)力；(σf)def為臨近再結(jié)晶時(shí)的流動(dòng)應(yīng)力；γ 為經(jīng)驗(yàn)指數(shù)；Ci(i=1～5)為擬合參數(shù)，其他參數(shù)與JC 模型對(duì)應(yīng)。

1.3 Zerilli-Armstrong （ZA）模型

Zerilli 和Armstrong 基于位錯(cuò)動(dòng)力學(xué)理論分別建立了適用于面心立方（FCC）和體心立方（BCC）的兩種晶格結(jié)構(gòu)的位錯(cuò)型本構(gòu)模型[12]；此外，通過分析Peierls 應(yīng)力與林位錯(cuò)的耦合作用機(jī)制，提出了適用于密排六方（HCP）晶體結(jié)構(gòu)的本構(gòu)模型[13]。該模型不僅考慮了不同晶格結(jié)構(gòu)材料應(yīng)變率敏感性的差異[14-15]，還體現(xiàn)了應(yīng)變硬化、應(yīng)變率硬化和溫度軟化對(duì)材料流動(dòng)應(yīng)力的影響，適用于FCC、BCC 和HCP 晶格結(jié)構(gòu)的ZA 模型分別為：

但該模型也存在一定的局限性，適用于FCC 結(jié)構(gòu)材料的ZA 模型假設(shè)流變應(yīng)力與塑性應(yīng)變的平方根成正比，該前提并不適用于所有的FCC 結(jié)構(gòu)金屬；而適用于BCC 結(jié)構(gòu)的ZA 模型假設(shè)應(yīng)變硬化指數(shù)與溫度和應(yīng)變率無關(guān)，因而該模型主要適用于應(yīng)變率在10?2～104s?1范圍的變形，此時(shí)由應(yīng)變率引起的溫度變化可以忽略不計(jì)；適用于HCP 結(jié)構(gòu)的ZA 模型表達(dá)形式復(fù)雜，應(yīng)用范圍有限。

1.4 SG 模型

式中：μ為剪切模量。

SG 模型描述壓力和溫度對(duì)材料流動(dòng)應(yīng)力的影響主要是通過剪切模量與壓力、溫度之間的相關(guān)性來實(shí)現(xiàn)的。因此，SG 模型表明流動(dòng)應(yīng)力取決于壓力，且材料的畸變律與容變律之間也存在一定的耦合關(guān)系，這一耦合關(guān)系體現(xiàn)了金屬材料在高壓載荷下的硬化效果，適用于多種金屬材料在高壓條件下的流動(dòng)應(yīng)力計(jì)算。

1.5 PTW 模型

為表征材料在較大應(yīng)變率范圍內(nèi)（10?3～1012s?1）的變形行為，有研究者運(yùn)用熱激活位錯(cuò)動(dòng)力學(xué)和強(qiáng)激波理論提出了PTW 本構(gòu)模型[17]。該模型針對(duì)超高速?zèng)_擊作用，考慮了高溫、高壓和應(yīng)變率對(duì)材料流動(dòng)應(yīng)力的綜合影響。

PTW 模型按應(yīng)變率大小可以分為：較低應(yīng)變率階段（10?4～101s?1）、中高應(yīng)變率階段（102～109s?1）和超高應(yīng)變率階段（1010～1012s?1）。分別定義這三個(gè)階段的屈服強(qiáng)度、飽和加工應(yīng)力，同時(shí)結(jié)合材料的剪切模量和熔點(diǎn)溫度即可得到PTW 模型[18]：

式中：y1、y2和X 是擬合常數(shù)。

式中：Θ 為無量綱材料參數(shù)，a 為擬合常數(shù)。

綜合前述分析，根據(jù)材料的晶體結(jié)構(gòu)和變形過程中的應(yīng)變率，可采用靜力學(xué)模型、JC 模型、SG 模型、ZA 模型和PTW 模型以及各修正后的本構(gòu)模型描述材料在不同應(yīng)變率下的應(yīng)力應(yīng)變關(guān)系。不同的本構(gòu)模型具有不同的適用范圍，如靜力學(xué)模型主要適用于準(zhǔn)靜態(tài)范圍，JC 模型和ZA 模型主要適用于中低應(yīng)變率范圍的變形，SG 模型主要適用于較高應(yīng)變率范圍的變形，而PTW 模型的適用范圍較廣，可以滿足較寬應(yīng)變率范圍內(nèi)的材料變形計(jì)算?；诒緲?gòu)關(guān)系可以模擬和計(jì)算材料力學(xué)性能隨應(yīng)變率的宏觀變化規(guī)律，繼而指導(dǎo)工程應(yīng)用。

2 高速?zèng)_擊表面處理對(duì)材料宏觀力學(xué)性能的影響規(guī)律

金屬材料在不同高速?zèng)_擊表面處理工藝下變形時(shí)會(huì)表現(xiàn)出不同的性能變化，下面結(jié)合現(xiàn)有研究結(jié)果主要從材料強(qiáng)度和塑性兩個(gè)方面綜述高速?zèng)_擊表面處理對(duì)材料力學(xué)性能的影響規(guī)律。

2.1 高速?zèng)_擊表面處理對(duì)材料強(qiáng)度的影響

表面處理過程中的應(yīng)變率對(duì)材料屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、顯微硬度等有重要影響，通?？烧J(rèn)為材料流動(dòng)應(yīng)力是與應(yīng)變率相關(guān)的函數(shù)?，F(xiàn)有研究結(jié)果表明，隨著應(yīng)變率的增加，材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均逐漸增加。在一定的溫度條件下，材料的流動(dòng)應(yīng)力和應(yīng)變率之間的關(guān)系如下[3]：

式中：σ(ε)是材料的應(yīng)力應(yīng)變關(guān)系，m 是應(yīng)變率敏感性指數(shù)，表達(dá)式如下[16]：

由式(16)可知，材料的流動(dòng)應(yīng)力與應(yīng)變、應(yīng)變率正相關(guān)，因此隨著應(yīng)變率的增加和變形的不斷進(jìn)行，材料的強(qiáng)度會(huì)逐漸增大。對(duì)式(16)兩邊求導(dǎo)可得材料的應(yīng)變硬化率，如式(18)所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，材料的應(yīng)變硬化率也與應(yīng)變率呈正相關(guān)，即在變形過程中材料的應(yīng)變硬化率也會(huì)隨應(yīng)變率的增加而增加：

Hatamleh 等[21]對(duì)7075 鋁合金焊接件進(jìn)行噴丸（shot peening，SP）和激光沖擊處理（laser shock peening，LSP），通過橫截面顯微硬度和室溫拉伸試驗(yàn)表征試樣處理前后的力學(xué)性能變化，分別如圖3(a)～(b)所示。研究結(jié)果表明，經(jīng)噴丸和激光沖擊處理后材料抗拉強(qiáng)度分別提高了10%和30%，表現(xiàn)出加工硬化特征，且沖擊能量越大，強(qiáng)化效果越明顯[22]，由于激光沖擊的能量比噴丸大，所以激光沖擊處理后材料的表層硬度、強(qiáng)度和應(yīng)變硬化率均較高。Chen 等[23]通過表面機(jī)械研磨（surface mechanical attrition treatment，SMAT）處理顯著提高了AISI 304 不銹鋼焊接件的表層硬度和拉伸強(qiáng)度，如圖3(c)～(d)所示，有效改善了材料的力學(xué)性能，均體現(xiàn)了應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)。

圖3 不同材料高速?zèng)_擊表面處理前后力學(xué)性能變化[21,23]Fig.3 Mechanical properties of different materials processed by various high velocity impact surface treatments[21,23]

比較圖3 中不同材料經(jīng)高速?zèng)_擊表面處理前后的橫截面顯微硬度和拉伸曲線可知，高強(qiáng)鋁合金、鋼等材料經(jīng)處理后其屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和表層的顯微硬度均有不同程度的提高，表現(xiàn)出應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)，且隨著表面處理沖擊能量的增加，強(qiáng)化效果越明顯。但在實(shí)際工程應(yīng)用中也應(yīng)根據(jù)需要選擇合適的工藝參數(shù)，避免由于沖擊能量過大引起表面損傷，反而降低了材料的力學(xué)性能。此外，不同材料在應(yīng)變率增加時(shí)的應(yīng)變硬化和應(yīng)變率硬化程度不同，因?yàn)椴牧媳旧韽?qiáng)度不一，對(duì)應(yīng)變率效應(yīng)的響應(yīng)有差異，且不同材料內(nèi)部的變形機(jī)制也有所差異，所以表現(xiàn)出不同的宏觀規(guī)律。

2.2 高速?zèng)_擊表面處理對(duì)材料塑性的影響

除強(qiáng)度外，材料塑性也是衡量其力學(xué)性能的另一關(guān)鍵因素。一般而言，材料的強(qiáng)度和塑性很難兼得，通常，通過塑性變形獲得細(xì)晶、超細(xì)晶和納米晶材料在提高其強(qiáng)度的同時(shí)也不可避免會(huì)帶來塑性的降低。高速?zèng)_擊表面處理在提高材料表層強(qiáng)度的同時(shí)也可能帶來塑性的損失。DD6 單晶高溫合金經(jīng)噴丸處理后的拉伸性能發(fā)生了明顯變化，如圖4(a)所示，未噴丸試樣具有明顯屈服點(diǎn)，試樣進(jìn)入屈服階段后發(fā)生了較大程度的塑性變形，而噴丸后試樣的應(yīng)力應(yīng)變曲線沒有明顯屈服點(diǎn)，流動(dòng)應(yīng)力在達(dá)到最大值后即發(fā)生斷裂，材料塑性明顯下降[24]。旋轉(zhuǎn)加速噴丸（rotationally accelerated shot peening，RASP）處理使18CrNiMo7-6 鋼表層產(chǎn)生劇烈塑性變形，其拉伸性能如圖4(b)所示，材料強(qiáng)度提高的同時(shí)塑性降低，且隨著噴丸強(qiáng)度的增加，塑性損失量增加[25]。如圖4(c)所示，IN718 高溫合金經(jīng)超聲沖擊（ultrasonic shot peening，USSP）處理后也均不同程度地表現(xiàn)出延伸率的下降，且超聲沖擊處理時(shí)間越長，延伸率下降越多[26]。這主要是由于高速?zèng)_擊表面處理在試樣表層產(chǎn)生的劇烈塑性變形使得表層產(chǎn)生明顯的加工硬化，抑制了后續(xù)拉伸過程中塑性變形的發(fā)生。

圖4 不同材料經(jīng)高速?zèng)_擊表面處理后的塑性變化[24-26]Fig.4 The plastic changes of different materials processed by high velocity impact surface treatments[24-26]

高速?zèng)_擊表面處理對(duì)試樣塑性的影響除了可以從延伸率的角度判斷，還可以對(duì)破壞斷口進(jìn)行分析，根據(jù)斷口的不同斷裂特征反映其塑性的變化規(guī)律。噴丸前，TC17 鈦合金拉伸斷口（如圖5(a)所示）的裂紋萌生和擴(kuò)展區(qū)有較深的韌窩、微孔洞和微裂紋，瞬斷區(qū)有許多等軸狀的韌窩；而經(jīng)高能噴丸（high energy shot peening，HESP）處理后的試樣斷口（見圖5(b)）上僅在中心局部有韌窩，說明試樣心部為韌性斷裂，而表層有解理面，表現(xiàn)出脆性斷裂特征[27]。類似地，未處理純鎳試樣的拉伸斷口上有大量等軸狀的韌窩（見圖5(c)），說明材料表現(xiàn)為韌性斷裂特征，而經(jīng)激光沖擊處理后的純鎳?yán)煸嚇訑嗫谏系捻g窩數(shù)量和深度均有所減少（見圖5(d)），表明材料塑性下降[28]。

圖5 不同材料經(jīng)高速?zèng)_擊表面處理后的拉伸斷口[27-28]Fig.5 Tensile fracture morphologies of different materials after high speed impact surface treatment[27-28]

但是與均勻細(xì)晶、超細(xì)晶和納米晶等材料的高強(qiáng)度低塑性以及均勻粗晶材料的低強(qiáng)度高塑性相比，經(jīng)高速?zèng)_擊表面處理后的試樣可以在表層形成梯度結(jié)構(gòu)，在單向應(yīng)力作用下梯度結(jié)構(gòu)材料會(huì)產(chǎn)生宏觀應(yīng)力應(yīng)變梯度，改善強(qiáng)度的同時(shí)其塑性略有降低，可以獲得較好的強(qiáng)度與韌性組合[29]。Wu 等[30]通過SMAT 在IF（interstitial-free）鋼中引入不同深度的塑性變形層，研究表明，表層與心部之間的力學(xué)性能差異導(dǎo)致梯度材料處于復(fù)雜應(yīng)力狀態(tài)，梯度層比例越小，材料塑性越好，如圖6(a)所示。Yang 等[31]在純銅中也觀察到了相似的變化規(guī)律，如圖6(b)所示。

圖6 不同梯度材料的應(yīng)力應(yīng)變曲線[30-31]Fig.6 The stress-strain curves of different gradient materials[30-31]

現(xiàn)有的研究結(jié)果表明，高速?zèng)_擊表面處理對(duì)材料強(qiáng)度的影響主要體現(xiàn)在應(yīng)變率強(qiáng)化，即：在高速?zèng)_擊表面處理過程中，材料的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和表層硬度均會(huì)隨之提高，表現(xiàn)出明顯的加工硬化特征。而高速?zèng)_擊表面處理對(duì)材料塑性的影響主要取決于沖擊能量和材料本身的變形機(jī)制。沖擊能量的高低決定了表面處理過程中材料表層的應(yīng)變率，而應(yīng)變率正是影響材料變形響應(yīng)的關(guān)鍵因素。較高強(qiáng)度的表面沖擊處理不僅會(huì)引起材料表層加工硬化還可能導(dǎo)致表面產(chǎn)生微孔洞和微裂紋等缺陷，導(dǎo)致材料塑性變形能力的降低。但較為合適的高速?zèng)_擊表面處理在保證材料表面質(zhì)量的同時(shí)，通過形成一定比例的梯度變形層改善表層的力學(xué)性能和組織結(jié)構(gòu)，抑制局部頸縮，有利于材料發(fā)生更均勻的塑性變形。經(jīng)表面處理后，材料不同深度處的失效機(jī)制不同，較高的應(yīng)變率導(dǎo)致表層通常表現(xiàn)為脆性斷裂特征，而內(nèi)部基體處的應(yīng)變率較低多為韌性斷裂，隨著改性層所占比例的增加，材料通常強(qiáng)度提高、韌性下降，因此需要采用較佳的表面處理工藝獲得比例合適的梯度組織，從而獲得較優(yōu)的強(qiáng)度和韌性組合。

3 高速?zèng)_擊表面處理后材料力學(xué)響應(yīng)的微觀機(jī)理

工藝決定組織，組織決定性能。根據(jù)表面完整性理論[32]，不同的高速?zèng)_擊表面處理工藝除了影響材料力學(xué)性能，其內(nèi)部的組織結(jié)構(gòu)也會(huì)發(fā)生相應(yīng)的變化，而正是組織結(jié)構(gòu)的演化決定了材料宏觀力學(xué)性能的變化規(guī)律。在高速?zèng)_擊表面處理過程中，應(yīng)變率是決定微觀組織結(jié)構(gòu)演變的關(guān)鍵因素。結(jié)合圖1，本節(jié)主要綜述材料內(nèi)部晶粒結(jié)構(gòu)、絕熱剪切帶、形變誘發(fā)相變、位錯(cuò)組態(tài)、析出相以及變形孿晶等組織結(jié)構(gòu)隨應(yīng)變率的演變規(guī)律，以及不同應(yīng)變率下材料內(nèi)微觀變形機(jī)制的轉(zhuǎn)變，從而揭示其力學(xué)性能的變化機(jī)理。

3.1 晶粒結(jié)構(gòu)

金屬材料的塑性變形究其本質(zhì)是晶粒之間的協(xié)調(diào)變形以及晶粒內(nèi)部的變形。當(dāng)材料發(fā)生塑性變形時(shí)會(huì)產(chǎn)生一定的激活體積，這對(duì)晶粒變形和晶界運(yùn)動(dòng)有一定的輔助作用。因此，在變形過程中由于空位擴(kuò)散和原子遷移，使得晶粒之間發(fā)生一定的相對(duì)轉(zhuǎn)動(dòng)以協(xié)調(diào)塑性變形，導(dǎo)致晶粒的形狀、尺寸、取向等特征均發(fā)生變化，從而改變了晶粒結(jié)構(gòu)。當(dāng)采用螺紋滾壓、低塑性拋光（low plasticity burnishing，LPB）等低應(yīng)變率表面處理工藝時(shí)，晶粒有較多的時(shí)間發(fā)生塑性變形，材料內(nèi)的晶粒多在外力作用下沿外載方向發(fā)生不同程度的伸長（見圖7），呈條帶狀，晶?？v橫比增大，同時(shí)還會(huì)產(chǎn)生明顯的變形織構(gòu)。當(dāng)應(yīng)變量達(dá)到一定程度時(shí)，位錯(cuò)的增殖和湮滅達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡，晶粒難以進(jìn)一步細(xì)化[33]，但這與高速?zèng)_擊表面處理作用下所能達(dá)到的飽和晶粒尺寸不同。

而高速?zèng)_擊表面處理過程中的應(yīng)變率主要影響位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)自由程。隨著沖擊變形過程中應(yīng)變率的增大，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)自由程減小，晶粒內(nèi)移動(dòng)的位錯(cuò)速度和數(shù)量也相應(yīng)增加，單位時(shí)間內(nèi)位錯(cuò)相遇幾率增加，導(dǎo)致形成的位錯(cuò)胞尺寸減小，最終的晶粒尺寸也較小。即應(yīng)變率越大飽和晶粒尺寸越小，以消耗高應(yīng)變率變形能[36]。以噴丸[37]、表面機(jī)械研磨[38]、激光沖擊[39]等為代表的高速?zèng)_擊表面處理也會(huì)使材料表層的晶粒結(jié)構(gòu)發(fā)生明顯變化，高速?zèng)_擊表面處理后橫截面的晶粒結(jié)構(gòu)梯度變化如圖8 所示。

在高速?zèng)_擊表面處理過程中，沖擊能量轉(zhuǎn)化為材料內(nèi)部的變形儲(chǔ)能，試樣表面的應(yīng)變率和應(yīng)變量均較高，表層發(fā)生劇烈的塑性變形，晶粒明顯細(xì)化，表層的晶粒呈等軸狀，沒有明顯的方向性。通常表面形變處理后試樣橫截面的顯微硬度沿深度方向從表面向內(nèi)常呈遞減的梯度分布，根據(jù)顯微硬度與屈服強(qiáng)度之間的經(jīng)驗(yàn)公式σy≈Hv/3可知，形變處理后材料表層的強(qiáng)度也得到了提高，改善了表層的力學(xué)性能[40]。

圖7 低應(yīng)變率表面處理后的晶粒形貌[34-35]Fig.7 Grain structure of materials processed by low-strain-rate surface treatments[34-35]

式中：Δσg為由晶粒變化帶來的屈服強(qiáng)度增量，kH-P為材料常數(shù)，D 為晶粒尺寸。

根據(jù)Hall-Petch 原理（見式(19)），晶粒細(xì)化對(duì)材料強(qiáng)度的提高主要?dú)w因于晶界強(qiáng)化。在多晶體材料變形時(shí)，晶界對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)起阻礙作用。隨著應(yīng)變量和應(yīng)變率的增加，晶粒尺寸減小、晶界增多且位錯(cuò)不斷增殖，晶界處位錯(cuò)不斷堆積形成更多的位錯(cuò)纏結(jié)，產(chǎn)生較為明顯的應(yīng)力集中現(xiàn)象。當(dāng)局部應(yīng)力集中程度足夠大時(shí)，會(huì)激發(fā)相鄰晶粒內(nèi)產(chǎn)生新的位錯(cuò)以緩解晶界處的應(yīng)力集中程度。所以當(dāng)晶粒細(xì)化至超細(xì)晶或納米晶時(shí)，材料中含有大量晶界對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用增強(qiáng)，從而提高了材料強(qiáng)度[41]。

但由于高速?zèng)_擊表面處理的影響層深度有限，從表面向內(nèi)，沖擊作用產(chǎn)生的應(yīng)變率和應(yīng)變量逐漸衰減，材料內(nèi)部的變形程度逐漸減弱，從橫截面的金相組織看，晶粒結(jié)構(gòu)從細(xì)小等軸晶逐漸過渡至原始基材的粗晶，因而使材料強(qiáng)度沿深度方向呈梯度分布[42]。

式中：T0為室溫，ζ 為熱轉(zhuǎn)變系數(shù)，ρd為材料密度，c 為比熱，εf為斷裂時(shí)的真應(yīng)變，dε 為應(yīng)變變化量。

高速?zèng)_擊表面處理也會(huì)產(chǎn)生一定的絕熱溫升（見式(20)）和摩擦熱，改變材料局部的晶粒結(jié)構(gòu)和取向，產(chǎn)生一定的弱化作用[43-45]。作者前期的研究結(jié)果表明，在較高應(yīng)變率下變形時(shí)，由于塑性變形和熱效應(yīng)的共同作用會(huì)引發(fā)2060 鋁鋰合金在常溫環(huán)境下的噴丸處理中發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)再結(jié)晶軟化（見圖9）[46]，這一過程使得材料中的位錯(cuò)密度降低、強(qiáng)度下降，可視為一種組織弱化現(xiàn)象。再結(jié)晶的形核、生長以及最終的再結(jié)晶晶粒尺寸均與應(yīng)變率有關(guān)，當(dāng)應(yīng)變率較小時(shí)，變形時(shí)間較長，塑性變形產(chǎn)生的位錯(cuò)有足夠的時(shí)間發(fā)生滑移及位錯(cuò)相消，因而材料中主要發(fā)生連續(xù)再結(jié)晶；當(dāng)應(yīng)變率增加，原子擴(kuò)散時(shí)間不足，材料中發(fā)生不連續(xù)再結(jié)晶，再結(jié)晶比例減小，新形成的再結(jié)晶晶粒尺寸也較小，且變形過程中的應(yīng)變率越高，變形晶粒內(nèi)能更快積累畸變能，再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力增大，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核率更高，晶粒得到細(xì)化[47]。

圖9 AA2060 鋁鋰合金噴丸過程中的動(dòng)態(tài)回復(fù)再結(jié)晶[46]Fig.9 Dynamic recovery and recrystallization of AA2060 Al-Li alloy induced by shot peening[46]

同時(shí)，動(dòng)態(tài)回復(fù)再結(jié)晶還會(huì)改變板材原有的織構(gòu)取向（見圖10）[46]，使得原本的軋制織構(gòu)向再結(jié)晶織構(gòu)轉(zhuǎn)變。根據(jù)Schmid 方程，織構(gòu)取向也會(huì)影響材料性能，轉(zhuǎn)變?yōu)樵俳Y(jié)晶織構(gòu)后局部加權(quán)平均Schmid 因子增大，使該處的硬度下降、強(qiáng)度減弱，也是組織弱化的一個(gè)原因。

此外，晶粒尺寸本身對(duì)材料的組織弱化現(xiàn)象也有一定的影響。當(dāng)應(yīng)變率增加導(dǎo)致晶粒尺寸逐漸減小時(shí)，材料強(qiáng)度也并不是隨晶粒尺寸的減小一直單調(diào)增加，而是存在臨界晶粒尺寸使材料強(qiáng)度達(dá)到峰值。這是因?yàn)殡S著晶粒尺寸的變化，材料的變形機(jī)制發(fā)生了改變：在降低至臨界晶粒尺寸前，隨著晶粒尺寸的減小，晶界增多，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用增強(qiáng)，表現(xiàn)為組織強(qiáng)化；當(dāng)減小到臨界晶粒尺寸時(shí)，材料強(qiáng)度達(dá)到峰值；此后隨著晶粒尺寸的進(jìn)一步減小，應(yīng)變主要集中在晶界，隨著晶界的持續(xù)增多，可以通過晶界滑移實(shí)現(xiàn)更多的塑性變形，因而材料強(qiáng)度又發(fā)生回落，表現(xiàn)為組織弱化[48-50]。所以材料強(qiáng)度和晶粒尺寸之間的關(guān)系可以進(jìn)一步修正為：

式中：kH-PD?1/2和k1D?1分別表示細(xì)晶強(qiáng)化和細(xì)晶弱化對(duì)材料性能的影響。

圖10 AA2060 鋁鋰合金噴丸前后晶粒取向圖[46]Fig.10 Grain orientation map of AA2060 Al-Li alloy before and after shot peening[46]

3.2 絕熱剪切帶

當(dāng)應(yīng)變率增加至105～107s?1范圍時(shí)，在剪切變形高度局域化的高速動(dòng)態(tài)變形過程中，材料受沖擊作用部位的晶粒發(fā)生了嚴(yán)重的拉長和碎化，短時(shí)間內(nèi)窄帶中的密集剪切變形與溫度急劇升高共同作用導(dǎo)致材料發(fā)生局部熱力學(xué)不穩(wěn)定，當(dāng)熱軟化效應(yīng)超過應(yīng)變率硬化和應(yīng)變硬化效應(yīng)時(shí)，促進(jìn)了絕熱剪切帶的形成[51-54]。在高應(yīng)變率變形過程中，塑性功在短時(shí)間內(nèi)轉(zhuǎn)變?yōu)闊崃繉?dǎo)致材料內(nèi)部溫度升高，材料來不及散熱從而產(chǎn)生組織弱化使得強(qiáng)度降低[55]。

絕熱剪切帶的形成與應(yīng)變速率密切相關(guān)，較高的應(yīng)變率有利于絕熱剪切帶的萌生與擴(kuò)展。其形成過程包含了形變帶的產(chǎn)生和發(fā)展、形變帶向相變帶的轉(zhuǎn)化、相變帶的發(fā)展以及裂紋沿剪切帶擴(kuò)展而導(dǎo)致?lián)p傷的一系列過程，其中相變帶通常產(chǎn)生于鋼鐵和鈦合金等材料中。在一定的應(yīng)變量下，隨著應(yīng)變率的增加，絕熱剪切處于不同的演變階段。這一過程可以從熱黏塑性本構(gòu)方程、熱黏塑性失穩(wěn)臨界條件和絕熱條件等方面進(jìn)行分析[56]：

在一定溫度T 下的雙變量動(dòng)態(tài)失穩(wěn)準(zhǔn)則即為[56]：

式中：積分常數(shù)G 取不同值時(shí)分別表示材料處于絕熱剪切過程中的不同演變狀態(tài)。

3.3 形變誘發(fā)相變

金屬材料在不同應(yīng)變率下變形時(shí)，組織中還會(huì)發(fā)生形變誘發(fā)相變，從而對(duì)材料的強(qiáng)度和塑性產(chǎn)生影響。在相變過程中，晶體的結(jié)構(gòu)發(fā)生了轉(zhuǎn)變，母相和新相的強(qiáng)度、塑性差異，以及相與相之間的相互作用等均會(huì)對(duì)材料的力學(xué)性能產(chǎn)生影響。目前研究比較多的是鋼在較高應(yīng)變率和較大變形量下發(fā)生的馬氏體相變。研究表明，通過噴丸[57]、機(jī)械研磨[57]、激光沖擊[58-59]等高速?zèng)_擊表面處理方法對(duì)304 不銹鋼進(jìn)行處理，都可以使得材料中的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，如圖11 所示，奧氏體本身塑性較強(qiáng)，而馬氏體較硬，相變及表層晶粒細(xì)化的協(xié)同作用可以改善材料的強(qiáng)度。此外，組織細(xì)化導(dǎo)致的韌化與馬氏體相變脆化之間的平衡可以抑制應(yīng)變局域化，也使材料塑性得以保持。類似地，其他類型的鋼材[60]、鈦合金[61]、高溫合金[62]等經(jīng)高速?zèng)_擊表面處理后也會(huì)發(fā)生形變誘發(fā)相變，如圖12 所示。

圖11 304 奧氏體不銹鋼的沖擊相變[57]Fig.11 Phase transformation of 304 austenite stainless steel by impact deformation[57]

馬氏體相變的產(chǎn)生是由于在高速變形過程中的絕熱升溫使其本質(zhì)上還是一個(gè)短時(shí)熱處理過程，在達(dá)到一定變形程度時(shí)，亞穩(wěn)態(tài)的奧氏體向穩(wěn)定狀態(tài)的馬氏體轉(zhuǎn)變。當(dāng)應(yīng)變率較小時(shí)，材料主要以變形為主，材料中的馬氏體含量較少，分布也較為集中；隨著應(yīng)變率的增加，逐漸出現(xiàn)絕熱溫升，此時(shí)相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)和溫度效應(yīng)的協(xié)調(diào)作用使產(chǎn)生的馬氏體板條分布更加均勻[63-64]。

圖12 不同材料在不同高速?zèng)_擊表面處理下的形變誘發(fā)相變[60-62]Fig.12 Deformation induced phase transformation of different materials under different high velocity impact surface treatments[60-62]

材料的相變驅(qū)動(dòng)力包括化學(xué)驅(qū)動(dòng)力和機(jī)械驅(qū)動(dòng)力兩部分，化學(xué)驅(qū)動(dòng)力即為母相與新相之間的化學(xué)自由能差值，而外載荷導(dǎo)致的變形即為機(jī)械驅(qū)動(dòng)力。高應(yīng)變率變形增大了相變的機(jī)械驅(qū)動(dòng)力，晶格中原子的振動(dòng)幅度顯著增加，有利于原子從一個(gè)勢能低谷遷移到另一低谷而產(chǎn)生相變，這一過程吸收了部分沖擊功。應(yīng)變率越高，試樣吸收的能量越多，絕熱溫升越高，沖擊載荷做功轉(zhuǎn)化成的相界面能和應(yīng)變能越多，促使亞穩(wěn)相向穩(wěn)定相轉(zhuǎn)變。形變誘發(fā)相變消耗了部分變形能從而抑制了局部塑性變形的產(chǎn)生，使材料的變形更加均勻，塑性也得到改善。

3.4 位錯(cuò)組態(tài)

在外加載荷的作用下，金屬材料的塑性變形在晶粒內(nèi)部通常主要體現(xiàn)為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，位錯(cuò)密度隨應(yīng)變率的變化關(guān)系[17]：

式中：ρ為可動(dòng)位錯(cuò)密度，ω為比例常數(shù)，b 為伯氏矢量，v 為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)速率。

即隨著應(yīng)變率的增加，位錯(cuò)密度會(huì)逐漸增大。傳統(tǒng)的晶體塑性理論表明，位錯(cuò)滑移是熱激活機(jī)制的，如下式[65]：

式中：σA為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的長程阻力，與熱激活無關(guān)；σT為短程阻力，與熱激活相關(guān)；U0為位錯(cuò)交截過程的總勢壘；V 為熱激活體積；kT為玻爾茲曼常數(shù)。

所以在塑性變形過程中，應(yīng)變率越大，位錯(cuò)自身能量越高，更傾向于形成穩(wěn)定結(jié)構(gòu)，材料內(nèi)部位錯(cuò)組態(tài)隨應(yīng)變量和應(yīng)變率的演變規(guī)律如圖13 所示。

圖13 位錯(cuò)組態(tài)隨應(yīng)變量和應(yīng)變率的演變規(guī)律示意圖[66-67]Fig.13 Proposed diagram of dislocation evolution with the increment of plastic strain and strain rates[66-67]

如高能噴丸[68]、表面機(jī)械研磨處理[69]和激光沖擊[70]等高速?zèng)_擊表面處理過程中，材料表面的應(yīng)變率較高，可達(dá)104～106s?1。但是隨著距表面深度的不斷增加，沖擊能量向內(nèi)不斷衰減，越接近試樣心部，應(yīng)變量和應(yīng)變率越小，材料內(nèi)部的位錯(cuò)密度也會(huì)逐漸降低，因而在表層形成了梯度分布的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)，如圖14 所示。

圖14 高速?zèng)_擊表面處理后不同深度處的位錯(cuò)組態(tài)[68-70]Fig.14 Dislocations at different depths after high velocity impact surface treatments[68-70]

高速?zèng)_擊表面處理時(shí)，試樣心部的應(yīng)變率和變形量均較小，晶內(nèi)形成位錯(cuò)線。隨著距表面深度的減小，應(yīng)變率和變形量均逐漸增大，材料內(nèi)的位錯(cuò)逐漸累積、位錯(cuò)密度也逐漸增加，位錯(cuò)發(fā)生纏結(jié)、交割等相互作用，形成大量密集的位錯(cuò)墻，選區(qū)電子衍射（selected area electron diffraction，SAED）顯示為拉長狀的斑點(diǎn)，表明亞晶之間是取向差較小的多晶。隨著位錯(cuò)的不斷累積，位錯(cuò)墻和位錯(cuò)纏結(jié)將晶粒分割成胞狀亞結(jié)構(gòu)，胞壁處的位錯(cuò)密度較高，胞內(nèi)的位錯(cuò)密度較低，晶?？v橫比減小。當(dāng)逐漸靠近材料表面時(shí)，應(yīng)變率接近于峰值，更多的位錯(cuò)在晶界處堆積，亞晶界處的位錯(cuò)不斷生成與湮滅，導(dǎo)致亞晶界兩側(cè)失配角增大，逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼蔷Ы?，此時(shí)SAED 顯示為完整的圓環(huán)，表明表面處形成了隨機(jī)取向的細(xì)小等軸晶。

根據(jù)Taylor 位錯(cuò)理論，位錯(cuò)密度對(duì)材料流動(dòng)應(yīng)力的影響可用下式計(jì)算：

式中：Δσd為由位錯(cuò)密度變化引起的屈服強(qiáng)度增量，M 為Taylor 因子，α 是表征位錯(cuò)之間相互作用的參數(shù)；ρt是總位錯(cuò)密度，它包含統(tǒng)計(jì)存儲(chǔ)位錯(cuò)（ρs）和幾何必需位錯(cuò)（ρg），兩類位錯(cuò)密度隨變形量的變化分別如下式[71]：

式中：L 為平均自由程，λ 和Λ 是材料參數(shù)，D 為晶粒尺寸。兩類位錯(cuò)對(duì)材料流動(dòng)應(yīng)力的影響可以用復(fù)合模型來表示[71]：

式中：f 為晶界比例。

基于前述分析，應(yīng)變率對(duì)位錯(cuò)組態(tài)的影響可以歸納為：準(zhǔn)靜態(tài)或低應(yīng)變率變形可以視為等溫過程，在此過程中位錯(cuò)密度不斷增加，材料強(qiáng)度增加塑性降低，發(fā)生較為明顯的組織強(qiáng)化。但是當(dāng)應(yīng)變率較高時(shí)，變形過程可認(rèn)為伴隨有絕熱升溫也可能產(chǎn)生摩擦熱，對(duì)有些材料如2060 鋁鋰合金等而言，塑性變形與熱效應(yīng)的共同作用易引發(fā)動(dòng)態(tài)回復(fù)再結(jié)晶使得位錯(cuò)發(fā)生重組和異號(hào)位錯(cuò)相消，導(dǎo)致位錯(cuò)密度降低，可能引起材料強(qiáng)度的下降。同時(shí)，在較高應(yīng)變率條件下變形時(shí)，位錯(cuò)短時(shí)間內(nèi)受到較大應(yīng)力，有更多的滑移系被激活以協(xié)調(diào)塑性變形，緩解了局部應(yīng)力集中，這時(shí)材料也產(chǎn)生了一定的組織軟化現(xiàn)象。應(yīng)變率的強(qiáng)化和弱化作用導(dǎo)致了位錯(cuò)組態(tài)的多樣性。

3.5 析出相

變形過程中的應(yīng)變率還會(huì)影響晶內(nèi)和晶界處的析出相及其與位錯(cuò)之間的相互作用。蔡大勇[72]對(duì)GH4169 高溫合金進(jìn)行噴丸處理使材料中析出了δ’相，如圖15(a)～(b)所示，AISI 4140 鋼經(jīng)激光沖擊處理后在亞晶界處析出了球形M23C6析出相[73]，如圖15(c)～(d)所示，6061 鋁合金在激光沖擊處理后也析出了納米尺寸的球形析出相[74]，如圖15(e)～(f)所示。

這些研究均表明，在高速?zèng)_擊表面處理過程中，隨著應(yīng)變率的增加，外力做功明顯，引起較為顯著的絕熱溫升現(xiàn)象，沖擊過程中的溫度變化量可通過下式計(jì)算得到[47,75]：

圖15 不同材料在不同高速?zèng)_擊表面處理變形時(shí)析出相變化[72-74]Fig.15 The variation of precipitates of different materials deformed under different high velocity impact surface treatments[72-74]

式中：W 為沖擊物體對(duì)靶材所做的功，εs、εc分別為起始和終結(jié)應(yīng)變，Q 為試樣吸收的能量，m 為試樣質(zhì)量。但由于 σ是一個(gè)隨應(yīng)變變化的數(shù)值，不易計(jì)算，故可采用下式近似計(jì)算：

式中：? E為沖擊動(dòng)能，v'為沖擊速度，假設(shè)沖擊動(dòng)能全部轉(zhuǎn)化為試樣做功，可得到下式以計(jì)算溫度變化量：

塑性變形和溫度效應(yīng)的協(xié)同作用使材料中析出第二相，產(chǎn)生了明顯的強(qiáng)化作用，改善了材料的力學(xué)性能。根據(jù)不同材料中析出相的類型、尺寸和分布狀態(tài)不同，產(chǎn)生的強(qiáng)化效果也有所差異[64]。

析出相的強(qiáng)化效果主要通過其與位錯(cuò)發(fā)生交互作用體現(xiàn)，其強(qiáng)化機(jī)制按析出相是否可變形分為位錯(cuò)切過機(jī)制和位錯(cuò)繞過機(jī)制，析出相與位錯(cuò)之間的相互作用示意圖如圖16 所示。當(dāng)析出相可變形且與基體之間為共格或半共格關(guān)系時(shí)，表現(xiàn)為位錯(cuò)切過機(jī)制，其強(qiáng)化效果主要取決于析出相本身的性質(zhì)。在切過機(jī)制中，所產(chǎn)生的共格應(yīng)變易對(duì)層錯(cuò)、彈性模量等產(chǎn)生影響，從而產(chǎn)生共格應(yīng)變強(qiáng)化、模量強(qiáng)化、層錯(cuò)強(qiáng)化等。因此，析出相尺寸越大、數(shù)量越多，產(chǎn)生的強(qiáng)化效果越明顯[76]。但是，切過機(jī)制使位錯(cuò)切過阻力降低，位錯(cuò)平面塞積的可能性降低，易導(dǎo)致變形局域化，對(duì)材料塑性不利。

當(dāng)析出相強(qiáng)度較高不易發(fā)生塑性變形且與基體之間不共格時(shí)，表現(xiàn)為位錯(cuò)繞過機(jī)制，即Orowan 強(qiáng)化機(jī)制，如下式：

圖16 位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)通過強(qiáng)化相方式[77]Fig.16 The ways of dislocation moving through strengthening phases[77]

式中：Δτ 為由析出相引起的切應(yīng)力變化量，v 為泊松比，d'為粒子之間的有效間距，Dp為粒子的平均直徑，r0為位錯(cuò)核的半徑。

從式(37)中可以看出，對(duì)于不易變形的析出相，其強(qiáng)化效果主要取決于析出相的間距。在這一過程中，不僅會(huì)產(chǎn)生大量位錯(cuò)環(huán)導(dǎo)致位錯(cuò)塞積，對(duì)位錯(cuò)源產(chǎn)生反作用，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)；而且位錯(cuò)環(huán)的形成減小了析出相之間的間距，位錯(cuò)繞過作用增強(qiáng)，這些均表現(xiàn)為組織強(qiáng)化效果。因此，獲得細(xì)小且密集分布的析出相有利于改善材料的力學(xué)性能。

應(yīng)變率對(duì)位錯(cuò)與析出相之間相互作用的影響如圖17 所示。當(dāng)外載的應(yīng)變率較低時(shí)，材料中的析出相數(shù)量較少，尺寸較大，不滿足位錯(cuò)繞過機(jī)制的條件，所以此時(shí)以位錯(cuò)切過機(jī)制為主。但是隨著應(yīng)變率的增加，可動(dòng)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)速度增大，較高的運(yùn)動(dòng)速率說明位錯(cuò)能量較高，此時(shí)位錯(cuò)繞過析出相，兩種機(jī)制均表現(xiàn)出明顯的組織強(qiáng)化效果。因此，析出相對(duì)材料強(qiáng)度的影響可以歸納為下式：

圖17 應(yīng)變率對(duì)位錯(cuò)與析出相之間相互作用的影響[77]Fig.17 Effects of strain rate on the interaction of dislocations and precipitates[77]

式中：Δσp為由析出相引起的屈服強(qiáng)度變化量，kp為擬合常數(shù)。

此外，較高應(yīng)變率變形也可能促使細(xì)小的析出相回溶，造成材料強(qiáng)度的降低。7055 鋁合金[78]和AA2195 鋁合金[79]在不同應(yīng)變率下變形時(shí)，材料中細(xì)小的析出相發(fā)生了不同程度的回溶，降低了材料力學(xué)性能。沖擊載荷提供的變形能越大，則析出相回溶的驅(qū)動(dòng)力增加，回溶速度加快。高速?zèng)_擊表面處理過程中，材料中的位錯(cuò)密度較高，有更多的變形能轉(zhuǎn)化為材料內(nèi)能。因此，位錯(cuò)與析出相之間的相互作用增強(qiáng)，析出相回溶所需的變形量減小，回溶速度加快。但是當(dāng)析出相回溶較多時(shí)，位錯(cuò)與析出相之間的交互作用減弱，回溶速度放緩[80]。當(dāng)材料中有較多的析出相回溶時(shí)，析出相對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用減弱，位錯(cuò)可動(dòng)性增加，導(dǎo)致材料發(fā)生組織軟化。

3.6 變形孿晶

當(dāng)表面處理過程中的應(yīng)變率較高時(shí)，晶粒內(nèi)的位錯(cuò)滑移機(jī)制受到抑制，材料塑性變形的微觀機(jī)制發(fā)生改變。應(yīng)變率對(duì)材料變形機(jī)制的影響可用Zener-Hollomon 參數(shù)表征[81-82]：

式中：Q'為擴(kuò)散激活能，R 為氣體常數(shù)。

與常規(guī)變形條件（較低應(yīng)變率和室溫）相比，隨著應(yīng)變率的增加，lnZ 增大，相當(dāng)于降低了材料層錯(cuò)能[83]。隨著層錯(cuò)能的降低，產(chǎn)生孿晶的臨界應(yīng)力減小，而發(fā)生位錯(cuò)滑移的臨界應(yīng)力對(duì)層錯(cuò)能不敏感，當(dāng)層錯(cuò)能低于臨界值時(shí)材料的變形機(jī)制發(fā)生轉(zhuǎn)變。位錯(cuò)及變形孿晶的演變規(guī)律如圖18 所示。在塑性變形過程中，隨著應(yīng)變率的增加，當(dāng)應(yīng)變量較大或晶界處產(chǎn)生位錯(cuò)塞積時(shí)，位錯(cuò)滑移受到較大阻礙導(dǎo)致內(nèi)應(yīng)力增加，產(chǎn)生局部應(yīng)力集中，當(dāng)位錯(cuò)塞積產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力達(dá)到臨界孿晶應(yīng)力時(shí)即產(chǎn)生變形孿晶[84]。

一般而言，變形孿晶多在層錯(cuò)能較低的材料中出現(xiàn)，如鋼、鈦合金等。低層錯(cuò)能材料的滑移面間距較大，它們在表面機(jī)械研磨[85]、高能噴丸[85]、激光沖擊[86]等高應(yīng)變率載荷作用下變形時(shí)，位錯(cuò)滑移開動(dòng)較為困難，擴(kuò)展位錯(cuò)不易聚合。因此變形時(shí)產(chǎn)生的位錯(cuò)難以運(yùn)動(dòng)導(dǎo)致不斷聚集產(chǎn)生應(yīng)力集中，開始產(chǎn)生如圖19 所示的變形孿晶以協(xié)調(diào)變形，使晶粒取向有利于變形。

圖19 高應(yīng)變率下變形孿晶[85-86]Fig.19 Deformation twins occurred under high strain rates[85-86]

但是，在一定的變形條件下高層錯(cuò)能材料如鋁合金中也會(huì)產(chǎn)生變形孿晶。Yamakov 等[87]通過分子動(dòng)力學(xué)模擬探究了納米孿晶鋁在不同變形量下的組織結(jié)構(gòu)演變過程以及變形孿晶的形成機(jī)制；Chen 等[41]和Liao 等[88]也報(bào)道了低溫高應(yīng)變率條件下鋁合金中可以形成變形孿晶，如圖20 所示。當(dāng)鋁合金處于高應(yīng)變率條件下變形時(shí)，鋁合金中的變形機(jī)制發(fā)生轉(zhuǎn)變，產(chǎn)生變形孿晶以協(xié)調(diào)塑性變形。

孿晶對(duì)材料性能的影響與孿晶層厚度有關(guān)，同時(shí)也取決于位錯(cuò)滑移面和滑移方向與孿晶界之間的位向關(guān)系。根據(jù)位向關(guān)系的不同可以分為位錯(cuò)塞積穿過孿晶界機(jī)制（hard mode I）、貫穿位錯(cuò)受限滑移機(jī)制（hard mode II）以及不全位錯(cuò)平行孿晶界滑移機(jī)制（soft mode），如圖21 所示[89]。

對(duì)于塊體材料，當(dāng)孿晶層厚度大于臨界厚度（ec）時(shí)，在變形過程中，孿晶界不僅可以像傳統(tǒng)晶界一樣阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高材料強(qiáng)度，還可以作為位錯(cuò)滑移面提供較多的位錯(cuò)存儲(chǔ)空間，從而改善材料塑性，孿晶對(duì)材料強(qiáng)度的影響如下式[90-91]：

式中：△σt為由孿晶引起的屈服強(qiáng)度變化量，β 為常數(shù)，e 為孿晶層厚度，F(xiàn) 為孿晶體積分?jǐn)?shù)。

圖20 納米晶鋁TEM 圖像[41]Fig.20 TEM micrographs of nanocrystalline aluminum deformed by manually grinding[41]

圖21 Thompson 雙四面體與納米孿晶片層的相對(duì)位向關(guān)系[89]Fig.21 A schematics showing the relative orientation between a double Thompson tetrahedra and twin lamellae[89]

此時(shí)隨著應(yīng)變率的增加，孿晶層厚度減小，孿晶密度增加，孿晶界對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用增強(qiáng)，表現(xiàn)出明顯的組織強(qiáng)化效果。

但是，當(dāng)孿晶層厚度低于臨界值時(shí)，應(yīng)變率繼續(xù)增加導(dǎo)致的孿晶層厚度減小會(huì)使材料強(qiáng)度降低，表現(xiàn)出組織弱化效果[92]。此時(shí)變形機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)樾た藖聿蝗诲e(cuò)從孿晶界或晶界處形核，并沿孿晶界向晶粒內(nèi)部運(yùn)動(dòng)，此時(shí)位錯(cuò)的晶界形核過程主導(dǎo)材料的強(qiáng)度和塑性。因而此時(shí)當(dāng)應(yīng)變率較高時(shí)，晶粒尺寸減小，孿晶層厚度減小，材料強(qiáng)度反而降低，但塑性有所改善。同時(shí)，晶粒尺寸越小，臨界孿晶層厚度越小，材料峰值強(qiáng)度越高。

綜合前述分析，在材料的塑性變形過程中，材料內(nèi)部的晶粒結(jié)構(gòu)、絕熱剪切帶、形變誘發(fā)相變、位錯(cuò)組態(tài)、析出相以及變形孿晶等均會(huì)隨表面處理過程中應(yīng)變率的變化而變化，從而對(duì)材料的宏觀力學(xué)性能產(chǎn)生影響，表現(xiàn)出組織強(qiáng)化或者弱化效果。在高速?zèng)_擊表面處理過程中，隨著變形的不斷進(jìn)行，位錯(cuò)不斷增殖、堆積導(dǎo)致位錯(cuò)密度急劇增加，使得材料強(qiáng)度增加、塑性下降，產(chǎn)生組織強(qiáng)化。但此過程中被激活的滑移系增多，同時(shí)可能伴隨有絕熱溫升和摩擦熱的影響，使得有些材料中位錯(cuò)相消并產(chǎn)生動(dòng)態(tài)回復(fù)再結(jié)晶，引起織構(gòu)演變，同時(shí)位錯(cuò)密度降低，表現(xiàn)為材料流動(dòng)應(yīng)力的下降和塑性的改善。不同應(yīng)變率變形時(shí)還會(huì)產(chǎn)生形變誘發(fā)相變和第二相析出，改變基體中的強(qiáng)化相類型、尺寸和分布狀態(tài)，影響析出相與位錯(cuò)的相互作用機(jī)制，產(chǎn)生組織強(qiáng)化。同時(shí)，高應(yīng)變率變形產(chǎn)生的絕熱溫升也可能導(dǎo)致基體中的析出相回溶，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用減弱，導(dǎo)致組織弱化。當(dāng)應(yīng)變率和變形量進(jìn)一步增加時(shí)，位錯(cuò)密度達(dá)到飽和，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受到限制，局部應(yīng)力集中超過臨界孿晶應(yīng)力，促使變形孿晶形成以協(xié)調(diào)塑性變形，孿晶層厚度以及位錯(cuò)與孿晶界之間的位向關(guān)系也會(huì)產(chǎn)生組織強(qiáng)化或弱化效果[93]。

4 高速?zèng)_擊表面處理梯度組織變形特點(diǎn)

材料性能是內(nèi)部各微觀組織結(jié)構(gòu)協(xié)同作用的宏觀體現(xiàn)。隨著表面處理過程中應(yīng)變率的增加，在產(chǎn)生應(yīng)變率強(qiáng)化效果的同時(shí)，也不可避免地會(huì)產(chǎn)生一定的弱化作用，強(qiáng)化與弱化因素之間的協(xié)調(diào)與平衡最終產(chǎn)生復(fù)雜的應(yīng)變率效應(yīng)。單純通過較高的應(yīng)變率和較大的變形量細(xì)化組織在獲得較高強(qiáng)度的同時(shí)也會(huì)損失材料塑性，這將限制金屬材料的進(jìn)一步應(yīng)用。因此，如何通過合適的表面處理工藝來調(diào)整金屬材料的微觀組織結(jié)構(gòu)，從而改善材料的表面完整性并調(diào)控其力學(xué)性能，將是未來研究的重點(diǎn)和難點(diǎn)。

研究表明，通過諸如高能噴丸[94-95]、表面機(jī)械研磨[96-97]、激光沖擊[98-99]等高速?zèng)_擊表面處理可以形成梯度形變組織。在變形過程中，表面細(xì)晶層可提高材料強(qiáng)度而內(nèi)部粗晶基體則可保證材料塑性，細(xì)晶層與粗晶層之間沒有明顯界面，在變形過程中不易發(fā)生分層。且梯度組織在變形過程中的不均勻應(yīng)變分布可以促使產(chǎn)生幾何必需位錯(cuò)，形成背應(yīng)力強(qiáng)化，如下式：

式中：σb為背應(yīng)力，σu為材料卸載過程中的反向屈服應(yīng)力，σ?為流變應(yīng)力的熱激活部分。這有利于改善材料強(qiáng)度。同時(shí)梯度組織的宏觀應(yīng)變梯度使材料在變形過程中處于多向應(yīng)力狀態(tài)，如圖22 所示，易激活新的滑移系，有利于變形。表層細(xì)晶與內(nèi)部粗晶在變形時(shí)相互約束，抑制應(yīng)變局域化和早期屈服，也改善了材料塑性，可以實(shí)現(xiàn)較好的強(qiáng)度與塑性組合[100]。

圖22 試樣變形示意圖Fig.22 Schematic diagram of sample deformation

基于現(xiàn)有研究結(jié)果，本文中提出各類組織結(jié)構(gòu)對(duì)材料流動(dòng)應(yīng)力影響的綜合效應(yīng)模型，以體現(xiàn)各強(qiáng)化和弱化因素對(duì)材料性能的影響：

式中：第1 項(xiàng)σ0為晶格摩擦力；第2 項(xiàng)是晶粒的影響（包括細(xì)晶強(qiáng)化、細(xì)晶弱化以及晶粒取向的影響，k2為擬合常數(shù)，ηavg為加權(quán)平均Schmid 因子）；第3 項(xiàng)為位錯(cuò)的影響；第4 項(xiàng)為析出相的影響；第5 項(xiàng)為孿晶的影響。

5 結(jié)論與展望

（1）金屬材料力學(xué)性能與表面處理過程中的應(yīng)變率密切相關(guān)。隨著應(yīng)變率的增加，材料的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和表層硬度通常會(huì)有所增大，表現(xiàn)出應(yīng)變率強(qiáng)化效果。經(jīng)表面處理后形成的梯度組織，相比于均勻粗晶的低強(qiáng)度高塑性和均勻細(xì)晶、超細(xì)晶、納米晶等材料的高強(qiáng)度低塑性，可以獲得更好的強(qiáng)度與塑性組合，有效改善材料的力學(xué)性能。

（2）表面處理過程中的應(yīng)變率也會(huì)對(duì)材料的組織結(jié)構(gòu)演化產(chǎn)生重要影響。當(dāng)應(yīng)變率較低時(shí)，材料處于準(zhǔn)靜態(tài)或低應(yīng)變率變形，此時(shí)材料的變形機(jī)制以位錯(cuò)滑移為主，在該范圍內(nèi)，隨著應(yīng)變率的增加，晶粒細(xì)化、位錯(cuò)密度增大，由于晶界強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化，材料的強(qiáng)度增加、塑性下降，表現(xiàn)出組織強(qiáng)化效果。隨著應(yīng)變率的進(jìn)一步增加，大多數(shù)材料均會(huì)表現(xiàn)出應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)，但有些材料如2060 鋁鋰合金等，由于塑性變形和熱效應(yīng)的共同作用，也可能引發(fā)動(dòng)態(tài)回復(fù)再結(jié)晶，這又導(dǎo)致位錯(cuò)密度下降，并引發(fā)織構(gòu)弱化，產(chǎn)生組織弱化效果。

（3）當(dāng)應(yīng)變率較高時(shí)，材料處于沖擊變形階段，由于變形時(shí)間極短，塑性功轉(zhuǎn)化成的熱量來不及耗散，可產(chǎn)生絕熱溫升，微觀組織中可能產(chǎn)生絕熱剪切帶，導(dǎo)致材料流動(dòng)應(yīng)力下降。此外，高應(yīng)變率變形不僅產(chǎn)生形變誘發(fā)相變，還會(huì)影響沉淀相的析出與回溶，改變沉淀相與位錯(cuò)之間的相互作用機(jī)制，從而產(chǎn)生強(qiáng)化或弱化作用。當(dāng)應(yīng)變率增加導(dǎo)致的位錯(cuò)增殖達(dá)到飽和且局部應(yīng)力集中程度超過臨界孿晶應(yīng)力時(shí)，還會(huì)激發(fā)變形孿晶的產(chǎn)生。應(yīng)變率越高，孿晶層間距越小，孿晶密度越大。在減小至臨界孿晶層厚度之前，隨著孿晶層厚度的減小，孿晶界對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用增強(qiáng)，材料表現(xiàn)出強(qiáng)化效果。此后，隨著孿晶層厚度的進(jìn)一步減小，變形機(jī)制發(fā)生變化，不全位錯(cuò)沿孿晶層滑移繼而產(chǎn)生弱化現(xiàn)象。

（4）基于現(xiàn)有應(yīng)變率效應(yīng)對(duì)材料力學(xué)性能和微觀組織的研究成果，未來可利用不同應(yīng)變率的變形方式對(duì)金屬材料的組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行設(shè)計(jì)和調(diào)整，改善材料的表面完整性，從而調(diào)控材料宏觀性能。利用高速?zèng)_擊表面處理可以在材料表層形成梯度分布的組織結(jié)構(gòu)，在提高材料強(qiáng)度的同時(shí)改善其塑性，從而獲得較優(yōu)的力學(xué)性能，有利于拓寬金屬材料的應(yīng)用范圍。