變形態AZ80鎂合金沖擊性能研究

潘文平

(荔浦師范學校 廣西 桂林 541000)

前言

近年來對鎂合金室溫下的動態力學性能的研究主要集中在一系列合金上[1～3]。文獻[4]研究了3種鍛造鎂合金(AZ31B、AZ61A、ZK60A)的動態拉伸性能與斷裂行為，初步結果表明在鎂合金變形過程中，其抗拉強度隨著應變速率的增加而增加，具有正應變速率敏感效應，正應變速率效應可以使鎂合金在變形過程中吸收更多的能量。文獻[5]的研究反映了鎂合金的應變敏感性歸功于密排六方晶體結構，位錯擴展可能是由于鎂合金在低應變速率下變形的控制機制。對鑄態均質鎂合金的研究結果表明，應變速率低于0.1S-1時，低溫下位錯擴展是其變形的主導機制。當應變速率高于1000S-1時位錯滑移與孿生協同作用。在應變速率低于496S-1時，變形主要以孿生的方式進行，在應變速率相對較高時，變形主要以滑移和孿生的方式進行，而且應變速率越高，滑移占的比例越大。研究表明，鎂合金在常溫沖擊時，其變形是以孿晶和晶粒細化相結合，高的沖擊速度可以得到更細的孿晶和晶粒，從而提高鎂合金動態屈服強度，同時提高其沖擊條件下的變形能力[6]。該項研究再次反映了孿生機制的存在。

國內對鎂合金的沖擊性能研究起步晚[7]，報道少。遼寧工程技術大學的劉長海等通過Hopkinson壓桿實驗和靶板侵徹實驗技術對自制的AZ31鎂合金進行了室溫下不同應變速率的壓縮實驗，分析了高應變速率條件變形過程中合金的應變率效應。對壓縮后的試樣進行了橫截面和縱截面的微觀分析，研究其塑性變形機制，對比了兩次實驗后材料的組織變化。整個實驗結果表明AZ31鎂合金在室溫下有明顯的正應變率效應，并出現了動態再結晶，試樣的破壞為沿45°的剪切方向破壞，其變形機制主要是由位錯滑移和晶界的滑動機制所控制，侵徹后的組織中出現了熔化快凝層、細晶層和形變層[8]。

中北大學的張星等采用SHPB實驗對AZ31鎂合金進行研究，探討了AZ31鎂合金在不同應變速率下的力學響應特性。結果表明，AZ31鎂合金的屈服和應變強化現象均較明顯；且隨著應變速率的增大，AZ31 鎂合金的強化程度和最大應力值都不斷增大，而動態屈服強度卻變化不大；這說明隨著應變速率的增大，AZ31鎂合金的變形能力是有限的，且應變速率超過2000S-1時，合金會出現裂紋[9]。

毛萍莉等通過采用SHPB壓桿實驗研究了擠壓態的AZ31B鎂合金在496-2120S-1應變速率下的高速變形行為，并借助金相顯微鏡對變形后的合金組織演變規律進行了分析。結果表明，AZ31B 鎂合金的應力應變曲線在不同應變速率下幾乎完全重疊，這說明AZ31B鎂合金不屬于應變速率敏感的材料；但其顯微組織中表現出與應變速率較大的關聯性，當應變速率較小時，孿晶差不多構成了該合金的全部組織，此時AZ31B鎂合金主要以孿生方式進行變形；合金組織中孿晶數量隨著應變速率增大而不斷減小，此時AZ31B鎂合金除了發生孿晶變形，柱面滑移和錐面滑移等變形方式也存在[10～13]。

中北大學的李保成等通過研究ZK60鎂合金在沖擊載荷條件下的變形和破壞形式，發現在沖擊載荷下，塑性變形過程中合金內形成了大量很細小的孿晶，使ZK60鎂合金在沖擊狀態下的動態屈服強度提高了很多，變形量高達22%，表明了ZK60鎂合金具有良好的抗沖擊性能，在低的應變下負的應變率敏感性源于孿生應力遠遠低于滑移并且在低的應變區域(該區域中來自于孿生應力的貢獻對總的流變應力較顯著)下高應變速率下孿晶的活性稍微更高[14]。

從已有的研究結果來看，鎂合金具有良好的沖擊性能。但是關于沖擊變形機制以及鎂合金的應變率效應、應變硬化等認識還不是很清楚，還需要對其進一步研究。

1 實驗部分

1.1 試驗材料

車輪是應用鎂合金作為替代新材料的典型部件，通過減重可以大幅度地改善坦克、汽車等性能，如對于汽車，車輪減重是其它非轉動構件效果的5～8倍。然而，車輪是極為重要的安全部件，除對晶粒度、氣密性、表面質量及耐蝕性有一定要求，還要求高沖擊性能、疲勞性能等主要的機械性能。本文即以塑性成形的AZ80鎂合金負重輪為對象，測試了準靜態和高應變率下的動態力學性能。

本試驗研究的材料是AZ80鎂合金，其成分見表1。

表1 AZ80鎂合金的化學成分(質量%)

表2 AZ80鎂合金負重輪的力學性能

材料或構件的狀態直接影響其動態力學性能及變形機制，為了掌握鎂合金負重輪的初始狀態，測試了其準靜態條件下的力學性能。表2是AZ80鎂合金負重輪的力學性能，可以看出，由于擠壓過程中幅板與輞部變形程度的差異，輞部抗拉強度、屈服強度均高于幅板，而且延伸率差別不大。

1.2 試樣制備

AZ80合金準靜態、動態壓縮試樣均從擠壓成形的負重輪上幅板中心層切取，由于Hopkinson壓桿實驗對沖擊試樣的高徑比一般要求為0.5、1.0、1.5，本次沖擊實驗中選用的試樣高徑比大小為1.0。

AZ80鎂合金負重輪的實物照片如圖2.1所示。動態壓縮試樣分別沿與幅板徑向成0°方向切取，為敘述方便。首先用鋸條在幅板上沿0°方向切成長方體的棒材，然后用線切割把切取下來的試樣分別加工成Ф6×6的試樣。

測試前，所有試樣兩端均經過細砂紙研磨，并保證試樣的端面與圓柱軸線垂直，使其受力更加均勻。在壓縮實驗時，采用石墨油脂混合物作為潤滑劑，以減少試樣端面與壓頭之間的摩擦力。

1.3 力學性能測試

1.3.1 準靜態壓縮力學性能測試

準靜態壓縮力學性能測試是在AG-25TA型電子萬能材料試驗機上進行的，AG-25TA型電子萬能材料試驗機主要由液壓機、高精度傳感器、伺服控制系統等組成，該機采用液壓加力，油缸下置，液晶顯示測力，主體與測力計分置的設計，具有操作方便，工作穩定可靠，試驗精度高,加載平穩的特點。整機外型簡潔，試驗空間可調整。測量采用高精度傳感器，檢測結果數字曲線顯示，并可直接存儲,數據處理，打印出結果及曲線，具有聯網等功能。

1.3.2 動態壓縮力學性能測試

動態壓縮力學性能測試是在分離式Hopklnson壓桿(SHPB)下進行的，如圖1。 SHPB的基本原理是在導桿應力波作用的脈寬范圍形成試件的沖擊響應，利用粘貼在彈性桿上的應變片記錄下應變脈沖計算材料的動態應力和應變參數。根據測量信號頻率不同，目前在動態應變測量中主要采用兩種測試系統：第一種是由應變片、動態應變儀、光線示波器組成的測試系統，第二種是由應變片、寬頻帶放大器(超動態應變儀)、瞬態波形存儲器(記憶示波器)組成的測試系統，本實驗采用第一種。

沖擊試樣夾在輸入桿和輸出桿之間，子彈經過加壓后，撞擊在輸入桿和輸出桿上，應變率大小主要通過調整變化高壓氮氣的壓強來進行調節。為保證測試數據的精確性，應變片對稱貼在輸入桿、輸出桿離試樣相同距離的部位。并在輸入桿、輸出桿和試樣的接觸面上均勻涂抹一層黃油，以降低試樣和導桿之間的摩擦力，避免使沖擊試樣處于復雜應力狀態。

圖1 分離式霍普金森壓桿(SHPB)裝置

本次試驗采用如圖1所示的氣壓槍裝置，并用高速攝影機記錄下沖擊的過程。試驗中，通過變化高壓氮氣的壓強來調節應變速率。采用長度為200 mm 的子彈，通過調整注氣壓力以實現不同的加載應變率，采用了1.5 MPa、2.0 MPa、2.5 MPa 三種注氣壓力分別實現應變速率1340S-1、2020S-1、3100S-1下的沖擊變形。在此裝置中，輸入桿和輸出桿材料截面尺寸完全相同，試樣夾在輸入桿和輸出桿之間。為了保證輸入桿和輸出桿的同心相撞，必須要調整兩桿的加工精度。輸入桿和輸出桿上的波形通過Topview2000搜集，然后再用D-Wave軟件處理數據。

1.4 金相組織觀察

金相分析是材料科學領域的一門專業技術，是金屬材料試驗研究的重要手段之一，其主要內容是指在光學顯微鏡下對材料的組織形貌、晶粒尺寸大小、分布規律等進行鑒別與測定，它是研究金屬材料低倍組織最常用的實驗手段。

通過ZEISS數碼光學顯微鏡進行金相組織觀察，主要觀察不同加載條件下AZ80鎂合金的晶粒形貌，包括晶粒變形、尺寸和剪切帶等。制備金相試樣包括切樣、磨樣、拋光、腐蝕四個基本步驟。首先取尺寸合適的金相試樣并確定觀察面；然后利用不同規格的金相砂紙對觀察面進行粗磨、細磨；再進行拋光，直至觀察面上無任何劃痕；最后用腐蝕液對觀察面進行腐蝕后即可在光學顯微鏡下進行觀察。腐蝕液選用配比為2.5%苦味酸+2.5%冰乙酸+85%乙醇10%水侵蝕后，針對不同試樣，腐蝕時間從數秒到幾十秒不等。

2 實驗結果與討論

2.1 沖擊試樣力學性能分析

2.1.1 應變速率敏感性分析

對原始數據用origin軟件進行處理，得到合金在不同沖擊速度下的應力-應變曲線，如2所示。由圖可見，在低應變率和高應變速率下，所有被測的試樣壓縮曲線都表現出典型的彈塑性特征，即壓縮初始階段為彈性變形階段，應力隨應變增加成線性迅速上升，當應力到達某一值，即屈服應力時，則進入塑性變形階段，其切線斜率比彈性變形階段小。

圖2 不同應變速率下的壓縮應力-應變曲線

由圖2可以看出，AZ80 鎂合金在應變速率為1340S-1時的斷裂應變與其他應變速率有很大不同，應變速率為1320S-1時，合金的斷裂應變約為0.08，而其他應變速率的斷裂應變均在0.12～0.16范圍內。在準靜態壓縮時，應變速率為0.001S-1、0.1S-1、1S-1的試樣在彈性變形和塑性變形過程中應力-應變曲線均表現出平行的趨勢；而在動態壓縮時，應變速率為1320S-1、2020S-1、3100S-1的試樣在彈性變形和塑性變形過程中應力-應變曲線表現出近乎重合的趨勢。

圖2反映了應變速率對AZ80鎂合金壓縮最大應力、最大應變的影響?？梢钥闯?，動態壓縮時的最大應力比準靜態壓縮時明顯增大，但最大應力隨應變速率增加沒有表現出明顯的變化規律。準靜態壓縮和動態壓縮時，其最大應變均隨應變速率增大而增大，但動態壓縮時的最大應變沒有表現出比準靜態壓縮時增大的現象。因此，AZ80鎂合金在壓縮時，最大應力和應變對應變速率的變化不敏

2.1.2 應變率效應

應變速率效應是指隨著應變速率的變化，材料屈服強度發生變化，應力-應變曲線上移或下移。如果隨著應變速率的提高，屈服強度增大，應力-應變曲線上移，則稱為正應變速率效應，反之，則稱為負應變速率效應。由圖3可以看出，準靜態壓縮時，屈服強度隨應變速率增大而減小，應力-應變曲線下移，表現出負應變速率效應；而在動態壓縮時，應力-應變曲線在變形的初始階段近乎重合，有明顯的斷裂延遲現象。

(a)

(b)

2.1.3 應變硬化現象

應變硬化現象就是不像應力-應變曲線那樣在載荷達到最大值后轉而下降，而是繼續上升直至斷裂，這說明金屬在塑性變形過程中不斷地發生加工硬化，從而外加應力必須不斷增高，才能使變形繼續進行。從圖3中可以看出，所有的應力-應變曲線在屈服后應力都繼續增大直至斷裂，因此所測的試樣進入塑性階段后均表現出明顯的應變硬化現象。

在沿與負重輪幅板徑向成0°方向沖擊時，分析比較AZ80鎂合金準靜態和動態壓縮的實驗結果，可以發現:

1)試樣在準靜態和動態壓縮時應力-應變曲線均明顯表現出彈塑性特征，曲線沒有出現明顯的屈服臺階。

2)準靜態壓縮時合金表現出負應變速率效應，動態壓縮時應變速率不敏感。

3)所測試樣進入塑性變形階段后均表現出明顯的應變硬化現象。

2.2 沖擊試樣微觀組織分析

圖4 原狀態的微觀組織

圖4為不同應變率下沖擊后AZ80鎂合金的微觀組織?？梢钥闯?在低應變率下，沒有觀測到孿晶組織，如圖4(a)～(c)。與原狀態的組織對比，也沒有明顯的變化，如圖4。在高應變率下可以看到更細的孿晶和晶粒，如圖3.4(d)～(f)。應變率為1320S-1時，沖擊后AZ80鎂合金呈現細晶組織特點；在應變率增加到2020S-1時，組織中出現了明顯的孿晶組織特點；當應變率增加到3100S-1時，得到更細更密的晶粒和孿晶組織，如圖6。

對比圖5(a)和圖6，即AZ80 鎂合金分別在應變速率1S-1和3100S-1壓縮后試樣的組織?？梢钥闯?，應變速率為1S-1沒有觀測到孿晶組織，當應變速率為3100S-1時，觀測到了明顯的孿晶組織，但沒有觀測到動態再結晶。這是由于變形速率很快，動態再結晶晶粒來不及長大，因此其再結晶所形成的晶粒很小以至于被其他組織所掩蓋，從而無法觀測到。

AZ80鎂合金在相對較高的應變率下沖擊時，其變形是以孿晶和晶粒細化相結合，高沖擊速度可以得到更細的孿晶和晶粒，從而提高鎂合金動態屈服強度，同時提高其沖擊條件下的變形能力。其中滑移現象在晶體中較為常見。對于鎂合金，由于其密排六方晶體結構，導致在室溫下滑移系數量很少，且滑移是在當剪應力大于臨界分切應力值τ0時在一定滑移系上進行的。當外力在孿生方向的分切應力τ高于臨界分切應力值τ0時，會出現孿生。一般情況下，孿生的臨界分切應力遠大于滑移的臨界分切應力，只有在滑移非常難進行時，晶體才以孿生的方式變形。鎂的晶體結構屬于密排六方，對稱性低、室溫下滑移系少，當晶體取向不利于滑移時，通常以孿生的方式進行塑性變形。從圖中也可看出，隨著應變率的提高，合金內部孿晶越來越明顯。

(a)0.001S-1 (b)0.1S-1 (c)1S-1 (d) 1320S-1 (e)2020S-1 (f)3100S-1

圖6 應變率為3100S-1時的細小晶粒和孿晶組織

通過以上分析可見，在沿與負重輪幅板徑向成0°方向沖擊時，低應變率加載條件下沒有觀測到孿晶組織，高應變率加載條件下觀測到了明顯的孿晶組織。

3 結論

在沿與負重輪幅板徑向成0°方向壓縮時，通過分析比較AZ80鎂合金壓縮的實驗結果，可以發現：

1)在準靜態和動態壓縮時試樣均發生了不同程度的斷裂；

2)試樣在準靜態和動態壓縮時應力-應變曲線均明顯表現出彈塑性特征，曲線沒有出現明顯的屈服臺階；準靜態壓縮時鎂合金表現出負應變速率效應，動態壓縮時應變速率不敏感；所測的試樣進入塑性變形階段后均表現出明顯的應變硬化現象；

3)準靜態壓縮時沒有觀測到孿晶組織，動態壓縮時觀測到了明顯的孿晶組織。