大應變率范圍內AM80鎂合金的變形行為及組織演變*

郭鵬程,李 健,曹淑芬,徐從昌,劉志文,李落星

(1.湖南大學汽車車身先進設計與制造國家重點實驗室，湖南 長沙 410082;2.湖南大學機械與運載工程學院，湖南 長沙 410082)

鎂合金的密度低、比強度和比彈性模量高，且具有良好的阻尼減震和高效的吸能特性，是裝甲、航空航天和交通運輸等領域實現輕量化最理想的結構材料之一。目前，關于鎂合金的相關研究主要集中在較低應變率下的變形行為、變形機制、強化與失效機理[1-5]。眾所周知，鎂合金結構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]。在輕量化的推動下，鎂合金零部件在武器裝備、航空航天和汽車等領域中的應用越來越多，使得其在高速沖擊載荷下的應力響應行為、變形機制與失效機理越來越受關注。隨加載應變率的升高，AZ31鎂合金的斷裂機制由準靜態壓縮時的準解理斷裂轉變為高速沖擊時的韌性斷裂[8-9]，且其在高速沖擊載荷下的屈服強度、抗拉強度和形變吸能等均表現出一定的正應變率效應，顯微裂紋擴展也由沿晶逐漸演變為穿晶[10-11]。AZ31鎂合金沿其法向受高速沖擊時，其屈服強度、應變硬化率和塑性具有較明顯的正應變率效應，而沿橫向和扎制方向高速沖擊時的應變率效應則不明顯。郭鵬程等[12]、Mukai等[13]研究了AZ31B鎂合金在4.96×102～2.12×103s-1應變率范圍內的室溫變形行為與加載應變率的相關性，發現該合金的流變應力不具有應變率效應，但其變形顯微組織卻對加載應變率較敏感。較低加載應變率下AZ31B鎂合金的變形主要以孿生的方式進行，而在高應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變率吸能的關系，發現這3種鎂合金的拉伸強度及形變吸能性均隨應變率的升高而提高，且當應變率為1×103～2×103s-1時，三者均表現出明顯的各向異性。雖然對準靜態載荷下鎂合金的力學響應行為及顯微組織演變已進行了系統的研究，并且近年來有關高速沖擊載荷下的相關研究也越來越多[7-9,13-17]，但鎂合金在準靜態與高速沖擊載荷下的力學響應及組織演變的研究報道較少。本文中，基于AM80鎂合金，通過準靜態和高速沖擊壓縮，研究鎂合金在室溫下的力學響應行為及顯微組織演變，探討其在不同載荷作用下的變形機制。

1 實驗方法

配制實驗用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鎂合金主要化學成分的質量分數：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，準靜態和高速沖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位置如圖1所示。

準靜態壓縮實驗采用INSTRON壓縮試驗機，加載應變率分別為3×10-5、1×10-3、4×10-1s-1；高速沖擊壓縮實驗采用分離式霍普金森壓桿(split Hopkinson pressure bar,SHPB)，加載應變率分別為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。所有實驗均在室溫下進行，相同應變率下的應力應變數據取3次有效實驗的均值。在試樣圓柱形端面涂適量潤滑劑，以減小壓縮變形時試樣和壓頭間的摩擦。采用內徑為12 mm、外徑為20 mm、高為2.9 mm的超高強度鋼環進行沖擊，以獲得應變(ε)為0.28的變形試樣。為防止試樣在沖擊過程中與超高強鋼環接觸，采用內、外徑分別為8和12 mm，高度約為2.9 mm的軟質海綿填充至試樣與金屬環中間。實驗時先將軟質海綿環放置在金屬環中，并保持一端的端面齊平，然后將試樣放置在內徑與試樣外徑一致的軟質海綿環中。通過圓柱面中心沿軸向切取顯微組織觀測試樣，經打磨、拋光和腐蝕后，采用蔡司Axiovert 40 MAT倒置光學顯微鏡(optical microscope，OM)進行觀察。

2 實驗結果及分析

2.1 準靜態和高速沖擊載荷下的應力響應行為

圖4為AM80鎂合金在準靜態和高速沖擊載荷下應變硬化率(dσ/dε)與真應變(ε)的關系曲線?？梢姡珹M80鎂合金在準靜態與高速沖擊載荷下的應變硬化行為的差異明顯，高速沖擊載荷下的應變硬化率比準靜態加載時的明顯要高。此外，不同應變率載荷作用下合金的應變硬化率均由3個階段組成。準靜態載荷下，應變硬化率在第1階段表現為急劇下降。隨應變的增大逐漸進入穩定階段，即第2階段。此時應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生所致[20]。這種應變硬化率隨真應變的增大基本維持恒定的趨勢一直保持到ε=0.07。隨應變的繼續增大，合金的應變硬化率迅速降低，即進入第3階段。這是因為隨應變的繼續增大，形變孿晶的增加速率逐漸降低，不足以維持其高的應變硬化率[17]。合金在高速沖擊載荷下的應變硬化行為同樣可分為3個階段，但與準靜態的相比，其變化規律明顯不同。高速沖擊載荷下的應變硬化率在第3階段的下降速度較快。這是因為隨應變的增大，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，所產生的孿生硬化以及應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，高速沖擊載荷下第2階段的應變硬化率表現為隨真應變的增大迅速升高。研究表明鎂合金的形變孿生對應變率極其敏感，特別是拉伸孿晶隨應變率的升高，孿生速率顯著升高[17]。正是由于孿生的正應變率敏感性，使得沖擊載荷下第2階段的應變硬化率不僅明顯高于準靜態載荷下的，且隨應變的增大迅速升高。

通過特定應變(ε=0.05,0.10，0.15)下的加載速率-真應力曲線分析AM80鎂合金的應變率敏感性，結果如圖5所示。3個特定應變下的真應力均與應變率成線性關系，當真應變由0.05增大至0.10時，曲線斜率明顯增大，而當真應變繼續增大至0.15時其斜率不再增大。表明AM80鎂合金在高速沖擊載荷下的應變率敏感性隨加載應變的增大，表現為先增強后減弱。

2.2 本構擬合

眾所周知，絕大多數金屬材料在爆炸、沖擊等高應變率下的流變應力不僅具有明顯的應變率敏感性，且其變形過程近似為一個絕熱的過程，流變應力還表現出明顯的溫度效應。鎂合金作為實現武器裝備、航空航天和汽車等輕量化最理想的結構材料之一，其動態應力響應行為及絕熱溫升效應越來越受青睞。綜合考慮了材料應變率效應和溫度效應的Johnson-Cook (J-C)本構模型，不僅結構形式簡單，求解便捷，而且還能夠較準確地預測材料在不同溫度和應變率下的流變應力響應行為，是目前大型商業軟件中應用最普遍的動態力學本構方程。J-C本構方程由3部分組成，分別為應變函數、應變率函數和溫度函數，其表達式如下：

高速沖擊載荷下AM80鎂合金的真應力-真應變曲線和修正后的本構方程結果如圖6所示。兩者的吻合度較高，實驗屈服應力比本構擬合的約低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，且晶粒內不存在孿晶。為了更好地研究AM80鎂合金在準靜態與沖擊載荷下應力響應行為的顯著差異，本文中選取壓縮變形后特定位置的顯微組織進行對比分析，取樣位置如圖8所示。

圖9和10是AM80鎂合金試樣在準靜態載荷下分別以3×10-5和4×10-1s-1的應變率壓裂后的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。特定位置處所呈現出的不同顯微組織特征表明AM80鎂合金在準靜態載荷下的變形均勻性較低。仔細觀察還發現，兩應變率下位置b和c處的晶粒內還產生了顯微裂紋。這些裂紋均在孿晶與晶界的交叉處形核，并沿孿生方向擴展直至貫穿整個晶粒，與Xie等[23]的研究結果一致。裂紋的萌生有利于應力的釋放，且還影響主裂紋的擴展[23]。對比圖9和10可知，隨應變率的升高，相同位置處的晶粒內所產生的形變孿晶密度增大，間距減小，即形變孿生在準靜態載荷下具有一定的正應變率敏感性。此外，4個位置處的孿生演變并不相同，位置a、b和c處晶粒內的形變孿晶顯著增加，特別是位置a處，而位置d處晶粒內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的應變率壓縮至應變為0.28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靜態明顯增強，4個特定位置晶粒內的形變孿晶密度、間距以及與壓縮軸夾角之間的差異較準靜態載荷下的均顯著減小。與準靜態相比，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的應變率加載時，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處的晶粒內產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，然后沿孿晶擴展。位置c處的裂紋沿孿晶不斷擴展，直至貫穿多個晶粒，其擴展過程中由于部分孿晶方向與最高切應力方向不一致，裂紋出現一定偏折，如圖11(c)所示。在3.65×103s-1的應變率下，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應變率下的不同，該應變率下在4個特定位置處均未觀察到明顯的顯微裂紋。此外，該應變率下位置c處的形變孿晶密度明顯降低，這主要是由于當應變率由2.15×103s-1升高至3.65×103s-1時，局部絕熱溫升使得該區域內的晶粒產生了明顯的動態回復[2]，這也是導致高應變下本構擬合與實驗結果差異較大的主要原因。

3 討 論

隨應變率的升高，合金的變形均勻性提高，當應變率升高至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變率下合金的協調變形能力不同所致。室溫低應變率載荷下，合金變形主要是通過基面滑移的方式進行，孿生只起協調變形的作用。低應變率下的孿晶密度較低，且較厚，對變形所起到的協調作用不明顯[23]，因此其變形均勻性相對較低。鎂合金中形變孿生的正應變率效應，使得形變孿晶密度隨加載應變率的升高而升高，因此高速沖擊載荷下AM80鎂合金的協調變形能力較強，其變形均勻性提高。特別是當準靜態載荷轉變為高速沖擊載荷后，大量形變孿晶的產生使得合金的協調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。當應變率升高至3.65×103s-1后，形變所引起的局部絕熱溫升使得位置c處的晶粒產生了明顯的動態回復，位錯和孿晶密度降低[24]，導致合金在該應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變率下高速沖擊變形時所產生的局部絕熱溫升增大，所引起的動態回復軟化大于應變硬化與應變率硬化的總和，因此AM80鎂合金的流變應力在變形后期反而隨應變的增大逐漸降低，如圖4所示。

4 結 論

(1)AM80鎂合金在準靜態與高速沖擊載荷下表現出完全不同的流變應力響應行為。準靜態壓縮時為負應變率敏感性，高速沖擊壓縮時則為正應變率敏感性。(2)高速沖擊載荷下AM80鎂合金的變形機制是孿生主導的基面滑移與孿生相協調。大量細小致密的形變孿生，以及適量非基面滑移的啟動是沖擊載荷下合金的流變應力明顯高于準靜態載荷的根本原因。(3)合金的變形均勻性隨應變率的升高而提高。當應變率升高至3.65×103s-1后，局部絕熱溫升使得部分晶粒產生了明顯的動態回復，位錯和孿晶密度降低，其變形均勻性也隨之降低。3.65×103s-1應變率下的變形后期局部絕熱溫升所引起的動態回復軟化大于應變硬化與應變率硬化的總和，使得其流變應力反而降低。

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