高應變速率載荷下ZK60 鎂合金的動態析出研究①

胡麗香， 楊 揚

（中南大學材料科學與工程學院，湖南 長沙 410081）

鎂合金具有低密度、高比強度、高比模量等特性[1-2］。ZK60 鎂合金在時效過程中析出的序列為：SSSS →G.P.區→β′1→β′2→β 平衡相，其中β′1呈棒狀，β′2呈圓盤狀[3］。 在動態加載過程中，動態相變能夠顯著影響金屬材料的沖擊性能和沖擊響應行為[4］。 由于武器研究的牽引，國內外動態相變的研究主要針對馬氏體相變型合金，缺乏對時效型合金（特別是鎂合金）動態相變的研究[5-6］。 因此，本文以固溶處理的T4 態ZK60鎂合金為研究對象，借助霍普金森壓桿（SHPB）動態加載和TEM 觀測，研究了高應變速率載荷下，ZK60-T4合金中第二相顆粒的瞬間析出規律，為鎂合金的工程應用設計提供實驗數據和理論指導。

1 實驗

實驗用材料為商用軋制態ZK60 鎂合金，其化學成分如表1 所示。 用電阻爐對ZK60 鎂合金進行固溶處理（T4）。 進行T4 處理的合金尺寸為Φ30 mm×6 mm，熱處理條件為500 ℃保溫2 h，然后進行水冷。

表1 實驗用ZK60 鎂合金化學成分（質量分數）%

T4 態ZK60 鎂合金棒材經線切割，得到Φ5 mm×4 mm的樣品，隨后進行SHPB 動態加載實驗，SHPB 裝置如圖1 所示。 調整加載氣壓，使試樣應變速率分別為3000 s－1、4500 s－1、6000 s－1。 加載過程中按照單軸彈性波理論建立試樣的單軸應力-應變響應曲線[7］。 試樣平均工程應力σ、平均工程應變ε、應變率?ε計算公式為[7］：

圖1 SHPB 壓桿實驗示意圖

式中εi為入射波脈沖；E為霍普金森壓桿自身的楊氏模量，E＝2×1011Pa；A為壓桿截面面積，A＝165.13 mm2；As為試樣橫截面積，As＝19.63 mm2；εr為反射波脈沖；C0為縱向波運動速度，C0＝5064 m／s；L為試樣有效標距。

真應力σt和真應變εt按以下公式計算[8］：

在本實驗中，加載應變速率3000 s－1時，試樣產生了明顯壓縮變形，并且沿著45°方向產生較大裂紋；加載應變速率4500 s－1時，進行壓縮實驗的試樣粉碎成4 小塊以及幾個細小的長條狀樣品；加載應變速率6000 s－1時，試樣已經處于完全粉碎的狀態，只剩下幾個細小的長條狀樣品。 后兩種應變速率加載后得到的樣品不能滿足TEM 制樣條件，不能進行TEM 觀測。 加載應變速率低于3000 s－1時，動態相變特征并不明顯，所以本實驗只針對應變速率為3000 s－1的樣品進行TEM分析。

采用維氏顯微硬度計（型號為HV-1000Z）測試硬度，載荷為3.0 N，加載持續時間為10 s，測量試樣12個點的硬度值，去除最大值、最小值，計算平均值，用以表示材料硬度。

2 實驗結果及討論

2.1 動態加載曲線

圖2 為ZK60-T4 鎂合金在不同應變速率下的真應力-真應變曲線、真應力-時間曲線。 從圖2 可以看出，ZK60 鎂合金是應變速率敏感材料，其流變應力隨應變速率增大而增大；在3000 s－1、4500 s－1、6000 s－1的應變速率下，ZK60 鎂合金最大流變應力分別為557.70 MPa、654.17 MPa、751.31 MPa。 在整個變形過程中，由于應變速率高，形變熱來不及傳導而產生絕熱溫升，絕熱溫升引起的材料熱軟化會抵消一部分應變硬化和應變速率硬化[9］。 隨著應變速率提高，ZK60 鎂合金達到最大流變應力的時間不斷縮短，不同應變速率下，動態載荷持續時間不相同；應變速率3000 s－1時，脈沖持續時間為180 μs。

圖2 ZK60-T4 鎂合金在不同應變速率下的真應力-真應變曲線和真應力-時間曲線

2.2 顯微組織演變

圖3 為T4 態ZK60 鎂合金的金相組織及3000 s－1應變速率下加載后樣品的位錯組態。 從圖3（a）可以看出，經過T4 處理，合金晶粒基本呈現等軸狀，基體組織較均勻。 使用Image Pro plus 軟件選取超過200 個晶粒進行尺寸計算，平均晶粒尺寸為11.02 μm。 從圖3（b）看出，經過高應變速率加載后，材料內部出現了大量位錯纏結，位錯密度極高。 Meyers 等人[10］認為，在高應變速率動態加載后，材料內部會產生高密度的位錯，位錯密度值可以達到準靜態加載下的103～104倍。

圖3 T4 態ZK60 鎂合金的金相組織及3000 s－1 應變速率下加載后樣品的位錯組態

2.3 第二相粒子的動態演化特征

在ZK60 鎂合金中主要的強化析出相是β′1相以及β′2相。 圖4 為T4 態ZK60 鎂合金不同視場不同放大倍數的TEM 圖片以及沿方向的衍射花樣。 由圖4 可見，經過T4 熱處理后，ZK60 合金內的析出相大部分已經重新溶入基體中，只有少量Mg-Zn（Zr）相殘存。 由于Mg-Zn（Zr） 是非常穩定的高熔點化合物[11-14］，在本研究中不考慮它的變化。

圖4 T4 態鎂合金TEM 形貌相及其對應的衍射花樣

圖5 為ZK60 鎂合金在3000 s－1應變速率加載下不同位置的TEM 明場像及其對應的衍射花樣（電子束入射沿方向）。 由圖5 可見，在3000 s－1應變速率動態加載后，基體中析出了大量棒狀β′1相以及少量盤狀β′2相。

圖5 3000 s－1 應變速率加載后鎂合金不同位置TEM 明場像及其對應的衍射花樣

利用Digital Micrograph 軟件測量了100 ～150 個β′1相、β′2相的長度和直徑，得到如圖6 所示的β′1相尺寸分布圖和如圖7 所示的β′2相直徑分布圖。 經過統計分析可得：應變速率3000 s－1動態加載條件下，在180 μs 動態變形時間內，析出的β′1相平均長度為81.09 nm，平均直徑為16.63 nm；析出的β′2相平均直徑為20.31 nm。

圖6 3000 s－1 應變速率動態加載后β′1 相尺寸分布圖

圖7 3000 s－1 應變速率動態加載后β′2 相直徑分布圖

2.4 加載前后的顯微硬度變化

圖8 為高速動態加載前后ZK60 鎂合金硬度。 從圖8 可以看出，合金硬度由T4 態的64.40HV 提高到了3000 s－1應變速率加載后的93.05HV，硬度值增加了44.49%。 這是因為在高應變速率下產生大量高密度位錯，并且加載后基體中析出了大量強化第二相，位錯運動阻力大大加強，硬度值增大。

圖8 T4 態ZK60 鎂合金高應變速率加載前后硬度值

在高應變速率動態加載下，整個塑性變形過程時間短暫（μs 量級），在如此短的時間里，絕大部分塑性功轉化為熱量并且來不及散失（近似絕熱過程），導致變形金屬溫度升高。 在一定應變速率下，材料所吸收的能量ΔE可以通過對真應力-真應變曲線下的面積積分求得[15］，計算公式如下：

式中εm為材料的最大真應變值；σt和εt分別為加載以后所得到的真應力和真應變值。

在加載過程中，試樣吸收能量而引起的絕熱溫升可通過下式估算[7，16］：

式中T為加載過程中材料的絕熱溫升值；T0為室溫，取293.15 K；β為Taylor-Quinney 參量，取0.90；ρ為沖擊試樣密度，為1.80 g／cm3；Cv為ZK60 鎂合金的比熱容，取值1.03 J／（g·K）。

圖9 為不同應變速率下加載時試樣的絕熱溫升變化曲線。 從圖9 可以看出，隨著真應變值提高，試樣絕熱溫升值不斷上升。 在3000 s－1、4500 s－1、6000 s－1應變速率下，ZK60 鎂合金絕熱溫升最大值分別為349.97 K、390.71 K、430.92 K。

圖9 ZK60-T4 鎂合金在不同應變速率下加載的絕熱溫升曲線

ZK60 鎂合金在高應變速率變形條件下，只有少部分塑性變形功轉化為相界面能和由位錯導致的彈性應變能，還有一部分變形功使材料發生不可逆的結構變化。 依據Mg-Zn 合金在溫度T時的自由能G隨Zn 濃度變化的規律可知[17］，第二相析出的主要驅動力為ΔG。 而各相的析出都會使得體系自由能下降，即ΔG均為負值。 在高速動態加載過程中，絕熱溫升值越高，溶質Zn 原子擴散系數越大，體系總自由能ΔG就會降低，第二相析出以及亞穩相進一步向穩定相轉變的概率越大。 因此，高速沖擊載荷下，固溶態ZK60 鎂合金第二相的動態析出在熱力學上可行。

ZK60 鎂合金是典型的時效型合金，其內部β′1、β′2相的動態析出主要是原子擴散引起的[18］。 前面分析表明，在3000 s－1應變速率下，ZK60 鎂合金的絕熱溫升最大值為349.97 K。 在絕熱溫升作用下，溶質原子擴散速度得到明顯加強。

位錯能夠為溶質原子提供有效的快速擴散通道，位錯密度激增使溶質原子擴散速率激增，導致溶質原子在位錯處出現大量聚集[19］，從而使得β′1、β′2相在位錯處形核并析出。 隨著高應變速率動態加載時間延長，溶質原子在位錯處的聚集數目不斷上升，進而促進β′1、β′2相長大，即經過高速動態加載后產生的高密度位錯，可以從動力學上極大地促進第二相的動態形核和長大。 以上原因最終導致高速動態加載后，T4 態ZK60 鎂合金在極短時間內（180 μs）析出大量β′1、β′2相粒子。

3 結論

1） 在高應變速率加載作用下，合金流變應力隨應變速率增加而大幅增加，但加載過程中試樣內部存在絕熱溫升導致的軟化作用，這會減緩合金流變應力的增加。

2） 經T4 熱處理后，ZK60 合金內部第二相粒子基本固溶于基體內部；應變速率3000 s－1加載條件下，β′1、β′2相在180 μs 內瞬間析出。

3） 在高應變速率變形過程中，由于位錯的增殖以及沉淀相的析出，由此產生的應變硬化和沉淀強化在宏觀上表現為合金硬度值大幅增高。