陳睿,溫仕成,王旭,彭銳濤*,,胡聰芳

(1. 湘潭大學(xué) 機械工程學(xué)院,湖南湘潭 411105;2. 湘潭大學(xué) 復(fù)雜軌跡加工工藝及裝備教育部工程研究中心,湖南湘潭 411105)

Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金(AA7XXX)因具有強度高、密度低、塑性良好及能量吸收能力優(yōu)異等特性,被廣泛應(yīng)用于汽車、航空航天和建筑等領(lǐng)域,如汽車車身結(jié)構(gòu)及保險杠、飛機外翼梁、主起落架和火箭噴管結(jié)構(gòu)件等[1-3]。鋁合金材料在服役過程中容易受到各種外來物的沖擊或結(jié)構(gòu)撞擊等外載荷,如汽車碰撞、鳥的撞擊等高速沖擊。發(fā)生碰撞時常伴隨著高壓、高溫、高應(yīng)變率等問題,這可能導(dǎo)致材料及結(jié)構(gòu)的嚴重失效甚至發(fā)生災(zāi)難性事故。為了提高合金在應(yīng)用中的安全性及耐撞性,研究其在高溫、高應(yīng)變率以及大應(yīng)變下的動態(tài)特性、微觀結(jié)構(gòu)以及本構(gòu)關(guān)系具有重要意義。

近些年來,國內(nèi)外學(xué)者對AA7XXX系鋁合金材料的靜動態(tài)力學(xué)性能及本構(gòu)關(guān)系開展了大量工作。謝燦軍等[4]對7075-T6 鋁合金開展了不同加載速率的拉伸試驗,分析了應(yīng)變率對材料動態(tài)拉伸性能的影響,并對Johnson-Cook本構(gòu)方程進行擬合。李媛媛等[5]基于7055鋁合金試件的SHPB動態(tài)實驗,分析了不同溫度和應(yīng)變率下的微觀組織與力學(xué)特性。倪煬等[6]利用電子萬能試驗機對7075鋁合金進行熱拉伸試驗,研究了高溫和不同軋制方向?qū)ζ淞W(xué)性能的影響并建立了Arrhenius型本構(gòu)方程。呂俊智等[7]對7A52/7055鋁合金層狀復(fù)合材料進行沖擊試驗,分析了其靜動態(tài)力學(xué)性能和吸能特性并建立了本構(gòu)方程。Bobbili等[8]針對7017鋁合金的SHPB動態(tài)試驗數(shù)據(jù),利用人工神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)(ANN)構(gòu)建出該材料的本構(gòu)模型,其預(yù)測結(jié)果與實驗相接近。Wu等[9]利用SHPB系統(tǒng)進行動態(tài)沖擊試驗,研究了7003-T4鋁合金在高應(yīng)變率沖擊下絕熱剪切帶的形成和發(fā)展。Zhang等[10]利用SHPB對高鋅含量鋁合金7050進行不同加載條件下的動態(tài)試驗,分析了材料的微觀組織和流動特性。

綜合上述文獻可知,針對7XXX系鋁合金材料動態(tài)力學(xué)特性的研究已經(jīng)獲得了較多成果。目前,對于7150鋁合金材料的研究主要針對靜態(tài)力學(xué)性能[11]、組織性能[12]及熱處理工藝[13]等方面做了較多工作。但是,對7150-T6鋁合金在高溫、高應(yīng)變率下的動態(tài)力學(xué)性能、微觀結(jié)構(gòu)演化及本構(gòu)模型的研究少見報道。因此,本文利用SHPB裝置對鋁合金7150-T6開展不同高溫和高應(yīng)變率下的動態(tài)壓縮試驗,通過SEM掃描電子顯微鏡對沖擊后試樣進行研究,分析應(yīng)變率和溫度對合金動態(tài)力學(xué)性能、吸能性能及微觀結(jié)構(gòu)的影響。最后基于試驗數(shù)據(jù),采用最小二乘法擬合出合金的Johnson-Cook模型參數(shù),并對模型參數(shù)進行校核。

1 7150-T6鋁合金動態(tài)試驗與方法

利用分離式霍普金森壓桿(Split Hopkinson pressure bar, SHPB))裝置進行常溫和高溫動態(tài)壓縮試驗,SHPB原理結(jié)構(gòu)如圖1a)所示。SHPB測試技術(shù)需滿足兩個基本假定,即一維應(yīng)力波假定和均勻變形假定[14-15]。通過空壓機的高壓氣壓推動炮筒的子彈撞擊入射桿,從而在入射桿端面產(chǎn)生應(yīng)力脈沖。該應(yīng)力脈沖由應(yīng)變片、應(yīng)變儀及計算機記錄出入射電壓、反射電壓、透射電壓信號。

SHPB實驗裝置系統(tǒng)如圖1b)所示,本實驗裝置采用波導(dǎo)桿直徑均為8 mm的18Ni材料,子彈長300 mm,入射和透射桿的長為890 mm。實驗前先對空桿撞擊,調(diào)試SHPB裝置直到獲得穩(wěn)定的波形。

圖1 SHPB 實驗裝置

圖2為SHPB空桿撞擊時的典型電壓波信號,入射和透射波均為矩形波并且幅值基本相等。

圖2 SHPB空桿撞擊時的典型電壓波信號

1.1 實驗材料

試驗中采用的試樣材料為7150鋁合金,熱處理狀態(tài)為T6,其化學(xué)元素組成如表1所示。

表1 AA7150-T6鋁合金各元素的質(zhì)量分數(shù) %

采用電火花加工方式,將SHPB試樣尺寸加工為?6 mm×5 mm。試驗前,對每個試樣端面用細砂紙打磨平整并拋光。使用HITACHI SU5000場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)檢測試樣的端面,該顯微鏡在25 kV的加速電壓下工作,拋光后試樣的SEM顯微照片如圖3所示,可以觀察到試樣放大200倍后表面仍然較為平整,滿足SHPB實驗對試樣端面粗糙度和平行度的要求。

圖3 拋光后試樣的SEM顯微照片

1.2 常溫與高溫動態(tài)壓縮試驗

為探究應(yīng)變率及溫度對7150-T6鋁合金材料動態(tài)力學(xué)特性的影響,開展常溫不同應(yīng)變率及不同高溫下的SHPB試驗。常溫試驗共選取820 s-1、1 163 s-1、1 451 s-1、1 881 s-1、2 208 s-1和2 614 s-1的應(yīng)變率狀態(tài)進行6組實驗,并保證每組獲取至少3個有效實驗數(shù)據(jù)。高溫實驗在20～400 ℃范圍進行,分別在應(yīng)變率為2 000 s-1以及相同氣壓不同高溫下開展共7組試驗,且每組試驗同樣至少重復(fù)進行三次。最后,將每種工況下測量獲得的有效數(shù)據(jù)計算平均值得到試驗結(jié)果。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 合金常溫動態(tài)力學(xué)性能

常溫時,不同應(yīng)變率下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖4所示。由圖可知,不同應(yīng)變率下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線趨勢基本一致,卸載應(yīng)變逐漸增大。當(dāng)應(yīng)變率高于1 145 s-1時,鋁合金呈現(xiàn)明顯的熱軟化現(xiàn)象,從而降低了其流動應(yīng)力。這是由于應(yīng)變率超過1 145 s-1時,其塑性變形階段產(chǎn)生了大量的熱,引起局部溫升軟化大于加工硬化。

圖4 常溫不同應(yīng)變率下7150-T6鋁合金的應(yīng)力-應(yīng)變

不同應(yīng)變率下的動態(tài)特性如表2所示,屈服強度和最大流動應(yīng)力呈現(xiàn)增大趨勢。這表明7150-T6鋁合金存在應(yīng)變率敏感性和應(yīng)變率硬化現(xiàn)象。

表2 7150-T6鋁合金常溫下(20 ℃)不同應(yīng)變率下的動態(tài)特性

應(yīng)變率敏感性(Strain rate sensitivity, SRS)描述了應(yīng)變硬化對塑性變形的響應(yīng)速度[16-17],被定義為

(1)

在常溫應(yīng)變?yōu)?.1時的對數(shù)應(yīng)力與對數(shù)應(yīng)變率如圖5所示,對散點圖進行二次線性回歸擬合,得到的斜率即為SRS值。在應(yīng)變率范圍為1 163～1 881 s-1時,合金的SRS為正,SRS值約為0.155 8。然而,在1 881～2 614 s-1的應(yīng)變率范圍內(nèi),合金SRS變?yōu)樨?SRS值約為-0.139 6。這主要是在較高應(yīng)變率下,由于材料晶粒發(fā)生位錯滑移與絕熱剪切帶的形成使材料發(fā)生流動局部化。因此,由SRS值可知7150-T6鋁合金材料對應(yīng)變率的敏感性較低。

圖5 常溫下應(yīng)變?yōu)?.1時的對數(shù)應(yīng)力與對數(shù)應(yīng)變率

2.2 合金高溫動態(tài)力學(xué)性能

高溫時,7150-T6鋁合金的SHPB實驗結(jié)果曲線如圖6所示,相應(yīng)的動態(tài)特性如表3所示。當(dāng)溫度達到100 ℃時,最大流動應(yīng)力較常溫時略有增大,這可能由于鋁合金材料發(fā)生熱時效強化使流動應(yīng)力增大。溫度高于200 ℃時,屈服強度和最大流動應(yīng)力均不斷減小。在200 ℃時材料的流動應(yīng)力降幅約5.33%;在300 ℃時材料發(fā)生急劇軟化現(xiàn)象,應(yīng)力大幅度下降,降幅約31.3%;當(dāng)溫度達到400 ℃時,流動應(yīng)力降幅約24.6%。

圖6 高溫下應(yīng)變率為2 000 s-1的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

表3 7150-T6鋁合金在不同溫度下的動態(tài)特性

相同氣壓不同溫度下的試驗結(jié)果曲線,如圖7所示。當(dāng)溫度低于200 ℃時,材料的應(yīng)變率、應(yīng)變和流動應(yīng)力基本接近。而當(dāng)溫度高于200 ℃時,其應(yīng)變率和應(yīng)變逐漸增大,流動應(yīng)力逐漸減小。這表明在相同沖擊載荷時,合金動態(tài)特性對高溫呈現(xiàn)較強的敏感性。

圖7 相同氣壓不同溫度下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

2.3 材料能量吸收分析

為研究7150-T6鋁合金在高速沖擊載荷下的吸能性能,對其能量吸收和能量吸收率進行分析。通過SHPB實驗,可以得到材料碰撞過程中壓桿上的入射能WI、反射能WR和透射能WT,其計算公式[7]分別為:

(2)

(3)

(4)

式中:A0為橫截面積;E為壓桿的彈性模量;C0為波速;σI,σR和σT為壓桿的應(yīng)力波;εI,εR和εT分別為入射、反射和透射波的應(yīng)變。

由于實驗中對端面進行了潤滑,忽略摩擦損耗的能量。根據(jù)能量守恒,則在撞擊階段材料耗散的能量為

(5)

為了評價合金在各種加載條件下能量的吸收效率,定義能量吸收率為

(6)

不同加載條件下材料的能量吸收時程曲線,如圖8所示。常溫時,材料的能量吸收時程曲線如圖8a)所示,隨著應(yīng)變率的增加,材料吸收的能量不斷增大。應(yīng)變率為2 000 s-1不同溫度時材料的能量吸收時程曲線如圖8b)所示,隨著溫度上升,材料的總吸收能量減小,當(dāng)溫度高于200 ℃時,總吸收能發(fā)生明顯下降,這表明材料的能量吸收能力明顯變?nèi)?。而在相同氣壓不同溫度時材料的能量吸收時程曲線如圖8c)所示,隨著溫度的上升,材料的應(yīng)變率也同時增加,材料吸收的總能量相近,能量吸收峰值在較高溫度下呈現(xiàn)上升趨勢。

圖8 不同加載條件下的能量吸收時程曲線

不同加載條件下的能量吸收率時程曲線,如圖9所示。在常溫不同應(yīng)變率下,7150-T6鋁合金材料的能量吸收率曲線如圖9a)所示,隨著應(yīng)變率的增大,材料的能量吸收率逐漸增大。根據(jù)SHPB需滿足的一維應(yīng)力波理論,在子彈沖擊的瞬間約190～220 μs內(nèi),能量吸收率急劇上升,隨后緩慢增加達到最大值。當(dāng)應(yīng)變率為2 000 s-1不同溫度時材料的能量吸收率曲線如圖9b),材料的能量吸收率隨溫度的增加而減小。相同氣壓不同溫度下材料的能量吸收率曲線如圖9c),材料的能量吸收率隨著溫度和應(yīng)變率的增加無明顯變化。因此,應(yīng)變率增大使材料的吸能性增強,但在溫度上升時減弱。而在相同氣壓時,由于溫度和應(yīng)變率的同時改變,使材料的吸能性能變化較小。

2.4 微觀結(jié)構(gòu)分析

利用SEM掃描電子顯微鏡研究了7150-T6鋁合金不同條件下動態(tài)沖擊后的微觀組織。將試驗沖擊后試樣表面使用50 nm氧化硅拋光液反復(fù)拋光成鏡面,并用金相腐蝕液蝕刻15 s后在HITACHI SU5000場發(fā)射SEM上以20KV的加速電壓下進行微觀結(jié)構(gòu)的觀察。不同應(yīng)變率下試樣的SEM顯微圖像,如圖10所示。當(dāng)應(yīng)變率為820 s-1時,如圖10a)所示,變形后的微觀組織與試樣沖擊前的相似,形成了一條輕微的形變帶。當(dāng)應(yīng)變率為1 881 s-1時,如圖10b)所示,試樣表面形成與基體差異明顯的絕熱剪切帶(Adiabatic Shear Band, ASB)。當(dāng)應(yīng)變率增加到2 614 s-1時,如圖10c)和圖10d)所示,圖中顯現(xiàn)絕熱剪切帶的寬度和深度明顯增加,且剪切帶內(nèi)晶粒尺寸較剪切帶外部的晶粒更細。剪切帶內(nèi)存在一些第二相粒子和微孔洞,從孔洞的形貌來看,這些微孔洞可能是SEM樣品制備過程中第二相粒子脫落的位置。機械拋光和化學(xué)腐蝕也有可能導(dǎo)致金相樣品制備過程中產(chǎn)生少量顆粒脫落。

圖10 常溫不同應(yīng)變率下試樣的SEM顯微圖像

相同應(yīng)變率不同溫度下試樣的SEM顯微圖像,如圖11所示。圖11a)和圖11b)是溫度為100 ℃、應(yīng)變率為2 000 s-1合金的顯微組織,試樣表面無明顯的剪切帶形成,這可能是由于高溫?zé)彳浕顾苄宰冃尾辉偌邪l(fā)生在某些局部區(qū)域,此時的晶粒組織較為均勻。當(dāng)溫度升高至400 ℃,合金的顯微組織如圖11c)和圖11d)所示,圖中仍然沒有明顯的絕熱剪切現(xiàn)象,材料在變形過程中新的再結(jié)晶晶粒成核長大,從而使晶粒增大。以上結(jié)果表明,試樣局部溫升引起的熱軟化超過了加工硬化是形成絕熱剪切帶的主要因素。應(yīng)變率和溫度對7150-T6鋁合金絕熱剪切帶的形成產(chǎn)生較大影響,應(yīng)變率增大使形成的絕熱剪切帶更加明顯,而高溫時沒有發(fā)生明顯的絕熱剪切現(xiàn)象。

圖11 2 000 s-1不同溫度下試樣的SEM顯微圖像

3 Johnson-Cook模型參數(shù)的擬合

Johnson-Cook本構(gòu)方程可以描述各種合金的流動應(yīng)力,其表達式為

(7)

不同的參考應(yīng)變率對參數(shù)A、B和C的擬合結(jié)果會有一定的影響,以最低應(yīng)變率0.000 1 s-1作為參考應(yīng)變率,參考溫度為20 ℃。此時,應(yīng)變率硬化和溫度項函數(shù)均為1,因此可將Johnson-Cook本構(gòu)方程變?yōu)?/p>

σ=A+B(εp)n

(8)

式中A為應(yīng)變率為0.000 1 s-1時的屈服應(yīng)力,可通過圖4中的曲線得到,A=490.6 MPa。基于材料拉伸試驗機得到的準(zhǔn)靜態(tài)實驗數(shù)據(jù),采用最小二乘法擬合出應(yīng)變硬化參數(shù),經(jīng)修正得B=645.6 MPa,n=0.794。

應(yīng)變率強化系數(shù)C可取應(yīng)變率為1 163 s-1、1 451 s-1、1 881 s-1、2 208 s-1、2 614 s-1,應(yīng)變?yōu)?.1時的應(yīng)力值進行擬合。在常溫下可以將溫度軟化項忽略,則式(7)可變?yōu)?/p>

(9)

式(9)可看成斜率為C,固定截距為1的直線,經(jīng)數(shù)據(jù)擬合得到C=0.008 7。

為了確定溫度軟化系數(shù)m,取相同應(yīng)變率不同溫度時的SHPB實驗數(shù)據(jù)進行擬合。將式(7)改為

(10)

通過最小二乘法擬合可得到m=2.11。

最終擬合得到7150-T6鋁合金的Johnson-Cook本構(gòu)模型參數(shù)如表4所示。

表4 7150-T6鋁合金Johnson-Cook本構(gòu)模型參數(shù)

將得到的Johnson-Cook本構(gòu)模型參數(shù)代入式(7),可獲得不同工況下的流動應(yīng)力預(yù)測曲線。常溫靜態(tài)拉伸實驗與擬合曲線的比較如圖12所示,擬合結(jié)果與試驗數(shù)據(jù)基本一致。如圖13所示,選取3組常溫試驗結(jié)果與擬合曲線的比較結(jié)果基本吻合。高溫時的擬合曲線與實驗結(jié)果比較如圖14所示,其預(yù)測結(jié)果與試驗吻合較好。因此,擬合出的Johnson-Cook本構(gòu)模型可以較好地預(yù)測7150-T6鋁合金不同工況下的動態(tài)沖擊力學(xué)特性。

圖12 準(zhǔn)靜態(tài)拉伸試驗結(jié)果與擬合結(jié)果的比較

圖13 常溫不同應(yīng)變率下的試驗結(jié)果與擬合結(jié)果的比較

圖14 2 000 s-1不同溫度下的試驗結(jié)果與擬合結(jié)果的比較

4 結(jié)論

1) 7150-T6鋁合金在常溫時的應(yīng)變率敏感性較弱,當(dāng)高于1 881 s-1時應(yīng)變率敏感性變?yōu)樨撝?。高溫時由于發(fā)生熱軟化,材料對溫度呈現(xiàn)較強的敏感性,流動應(yīng)力隨著溫度的上升而減小。

2) 7150-T6鋁合金材料的吸能特性受不同應(yīng)變率和不同溫度的影響較大,其隨著應(yīng)變率增加而增強,但隨著溫度的上升而下降。在相同氣壓下,溫度和應(yīng)變率的同時改變使其吸能性能變化較小。

3) 7150-T6鋁合金試件在高應(yīng)變率沖擊下,局部溫升引起的熱軟化超過加工硬化產(chǎn)生的穩(wěn)定性,從而導(dǎo)致絕熱剪切帶的形成。隨著應(yīng)變率的增加,絕熱剪切帶形成更加明顯,而在高溫下無明顯剪切帶發(fā)生。

4) 利用最小二乘法擬合出7150-T6鋁合金材料的Johnson-Cook本構(gòu)參數(shù),可以較好地預(yù)測材料在大變形、高應(yīng)變率和高溫下的動態(tài)沖擊力學(xué)特性。