变形态AZ80镁合金冲击性能研究

潘文平

(荔浦师范学校 广西 桂林 541000)

前言

近年来对镁合金室温下的动态力学性能的研究主要集中在一系列合金上[1～3]。文献[4]研究了3种锻造镁合金(AZ31B、AZ61A、ZK60A)的动态拉伸性能与断裂行为，初步结果表明在镁合金变形过程中，其抗拉强度随着应变速率的增加而增加，具有正应变速率敏感效应，正应变速率效应可以使镁合金在变形过程中吸收更多的能量。文献[5]的研究反映了镁合金的应变敏感性归功于密排六方晶体结构，位错扩展可能是由于镁合金在低应变速率下变形的控制机制。对铸态均质镁合金的研究结果表明，应变速率低于0.1S-1时，低温下位错扩展是其变形的主导机制。当应变速率高于1000S-1时位错滑移与孪生协同作用。在应变速率低于496S-1时，变形主要以孪生的方式进行，在应变速率相对较高时，变形主要以滑移和孪生的方式进行，而且应变速率越高，滑移占的比例越大。研究表明，镁合金在常温冲击时，其变形是以孪晶和晶粒细化相结合，高的冲击速度可以得到更细的孪晶和晶粒，从而提高镁合金动态屈服强度，同时提高其冲击条件下的变形能力[6]。该项研究再次反映了孪生机制的存在。

国内对镁合金的冲击性能研究起步晚[7]，报道少。辽宁工程技术大学的刘长海等通过Hopkinson压杆实验和靶板侵彻实验技术对自制的AZ31镁合金进行了室温下不同应变速率的压缩实验，分析了高应变速率条件变形过程中合金的应变率效应。对压缩后的试样进行了横截面和纵截面的微观分析，研究其塑性变形机制，对比了两次实验后材料的组织变化。整个实验结果表明AZ31镁合金在室温下有明显的正应变率效应，并出现了动态再结晶，试样的破坏为沿45°的剪切方向破坏，其变形机制主要是由位错滑移和晶界的滑动机制所控制，侵彻后的组织中出现了熔化快凝层、细晶层和形变层[8]。

中北大学的张星等采用SHPB实验对AZ31镁合金进行研究，探讨了AZ31镁合金在不同应变速率下的力学响应特性。结果表明，AZ31镁合金的屈服和应变强化现象均较明显；且随着应变速率的增大，AZ31 镁合金的强化程度和最大应力值都不断增大，而动态屈服强度却变化不大；这说明随着应变速率的增大，AZ31镁合金的变形能力是有限的，且应变速率超过2000S-1时，合金会出现裂纹[9]。

毛萍莉等通过采用SHPB压杆实验研究了挤压态的AZ31B镁合金在496-2120S-1应变速率下的高速变形行为，并借助金相显微镜对变形后的合金组织演变规律进行了分析。结果表明，AZ31B 镁合金的应力应变曲线在不同应变速率下几乎完全重叠，这说明AZ31B镁合金不属于应变速率敏感的材料；但其显微组织中表现出与应变速率较大的关联性，当应变速率较小时，孪晶差不多构成了该合金的全部组织，此时AZ31B镁合金主要以孪生方式进行变形；合金组织中孪晶数量随着应变速率增大而不断减小，此时AZ31B镁合金除了发生孪晶变形，柱面滑移和锥面滑移等变形方式也存在[10～13]。

中北大学的李保成等通过研究ZK60镁合金在冲击载荷条件下的变形和破坏形式，发现在冲击载荷下，塑性变形过程中合金内形成了大量很细小的孪晶，使ZK60镁合金在冲击状态下的动态屈服强度提高了很多，变形量高达22%，表明了ZK60镁合金具有良好的抗冲击性能，在低的应变下负的应变率敏感性源于孪生应力远远低于滑移并且在低的应变区域(该区域中来自于孪生应力的贡献对总的流变应力较显著)下高应变速率下孪晶的活性稍微更高[14]。

从已有的研究结果来看，镁合金具有良好的冲击性能。但是关于冲击变形机制以及镁合金的应变率效应、应变硬化等认识还不是很清楚，还需要对其进一步研究。

1 实验部分

1.1 试验材料

车轮是应用镁合金作为替代新材料的典型部件，通过减重可以大幅度地改善坦克、汽车等性能，如对于汽车，车轮减重是其它非转动构件效果的5～8倍。然而，车轮是极为重要的安全部件，除对晶粒度、气密性、表面质量及耐蚀性有一定要求，还要求高冲击性能、疲劳性能等主要的机械性能。本文即以塑性成形的AZ80镁合金负重轮为对象，测试了准静态和高应变率下的动态力学性能。

本试验研究的材料是AZ80镁合金，其成分见表1。

表1 AZ80镁合金的化学成分(质量%)

表2 AZ80镁合金负重轮的力学性能

材料或构件的状态直接影响其动态力学性能及变形机制，为了掌握镁合金负重轮的初始状态，测试了其准静态条件下的力学性能。表2是AZ80镁合金负重轮的力学性能，可以看出，由于挤压过程中幅板与辋部变形程度的差异，辋部抗拉强度、屈服强度均高于幅板，而且延伸率差别不大。

1.2 试样制备

AZ80合金准静态、动态压缩试样均从挤压成形的负重轮上幅板中心层切取，由于Hopkinson压杆实验对冲击试样的高径比一般要求为0.5、1.0、1.5，本次冲击实验中选用的试样高径比大小为1.0。

AZ80镁合金负重轮的实物照片如图2.1所示。动态压缩试样分别沿与幅板径向成0°方向切取，为叙述方便。首先用锯条在幅板上沿0°方向切成长方体的棒材，然后用线切割把切取下来的试样分别加工成Ф6×6的试样。

测试前，所有试样两端均经过细砂纸研磨，并保证试样的端面与圆柱轴线垂直，使其受力更加均匀。在压缩实验时，采用石墨油脂混合物作为润滑剂，以减少试样端面与压头之间的摩擦力。

1.3 力学性能测试

1.3.1 准静态压缩力学性能测试

准静态压缩力学性能测试是在AG-25TA型电子万能材料试验机上进行的，AG-25TA型电子万能材料试验机主要由液压机、高精度传感器、伺服控制系统等组成，该机采用液压加力，油缸下置，液晶显示测力，主体与测力计分置的设计，具有操作方便，工作稳定可靠，试验精度高,加载平稳的特点。整机外型简洁，试验空间可调整。测量采用高精度传感器，检测结果数字曲线显示，并可直接存储,数据处理，打印出结果及曲线，具有联网等功能。

1.3.2 动态压缩力学性能测试

动态压缩力学性能测试是在分离式Hopklnson压杆(SHPB)下进行的，如图1。 SHPB的基本原理是在导杆应力波作用的脉宽范围形成试件的冲击响应，利用粘贴在弹性杆上的应变片记录下应变脉冲计算材料的动态应力和应变参数。根据测量信号频率不同，目前在动态应变测量中主要采用两种测试系统：第一种是由应变片、动态应变仪、光线示波器组成的测试系统，第二种是由应变片、宽频带放大器(超动态应变仪)、瞬态波形存储器(记忆示波器)组成的测试系统，本实验采用第一种。

冲击试样夹在输入杆和输出杆之间，子弹经过加压后，撞击在输入杆和输出杆上，应变率大小主要通过调整变化高压氮气的压强来进行调节。为保证测试数据的精确性，应变片对称贴在输入杆、输出杆离试样相同距离的部位。并在输入杆、输出杆和试样的接触面上均匀涂抹一层黄油，以降低试样和导杆之间的摩擦力，避免使冲击试样处于复杂应力状态。

图1 分离式霍普金森压杆(SHPB)装置

本次试验采用如图1所示的气压枪装置，并用高速摄影机记录下冲击的过程。试验中，通过变化高压氮气的压强来调节应变速率。采用长度为200 mm 的子弹，通过调整注气压力以实现不同的加载应变率，采用了1.5 MPa、2.0 MPa、2.5 MPa 三种注气压力分别实现应变速率1340S-1、2020S-1、3100S-1下的冲击变形。在此装置中，输入杆和输出杆材料截面尺寸完全相同，试样夹在输入杆和输出杆之间。为了保证输入杆和输出杆的同心相撞，必须要调整两杆的加工精度。输入杆和输出杆上的波形通过Topview2000搜集，然后再用D-Wave软件处理数据。

1.4 金相组织观察

金相分析是材料科学领域的一门专业技术，是金属材料试验研究的重要手段之一，其主要内容是指在光学显微镜下对材料的组织形貌、晶粒尺寸大小、分布规律等进行鉴别与测定，它是研究金属材料低倍组织最常用的实验手段。

通过ZEISS数码光学显微镜进行金相组织观察，主要观察不同加载条件下AZ80镁合金的晶粒形貌，包括晶粒变形、尺寸和剪切带等。制备金相试样包括切样、磨样、抛光、腐蚀四个基本步骤。首先取尺寸合适的金相试样并确定观察面；然后利用不同规格的金相砂纸对观察面进行粗磨、细磨；再进行抛光，直至观察面上无任何划痕；最后用腐蚀液对观察面进行腐蚀后即可在光学显微镜下进行观察。腐蚀液选用配比为2.5%苦味酸+2.5%冰乙酸+85%乙醇10%水侵蚀后，针对不同试样，腐蚀时间从数秒到几十秒不等。

2 实验结果与讨论

2.1 冲击试样力学性能分析

2.1.1 应变速率敏感性分析

对原始数据用origin软件进行处理，得到合金在不同冲击速度下的应力-应变曲线，如2所示。由图可见，在低应变率和高应变速率下，所有被测的试样压缩曲线都表现出典型的弹塑性特征，即压缩初始阶段为弹性变形阶段，应力随应变增加成线性迅速上升，当应力到达某一值，即屈服应力时，则进入塑性变形阶段，其切线斜率比弹性变形阶段小。

图2 不同应变速率下的压缩应力-应变曲线

由图2可以看出，AZ80 镁合金在应变速率为1340S-1时的断裂应变与其他应变速率有很大不同，应变速率为1320S-1时，合金的断裂应变约为0.08，而其他应变速率的断裂应变均在0.12～0.16范围内。在准静态压缩时，应变速率为0.001S-1、0.1S-1、1S-1的试样在弹性变形和塑性变形过程中应力-应变曲线均表现出平行的趋势；而在动态压缩时，应变速率为1320S-1、2020S-1、3100S-1的试样在弹性变形和塑性变形过程中应力-应变曲线表现出近乎重合的趋势。

图2反映了应变速率对AZ80镁合金压缩最大应力、最大应变的影响。可以看出，动态压缩时的最大应力比准静态压缩时明显增大，但最大应力随应变速率增加没有表现出明显的变化规律。准静态压缩和动态压缩时，其最大应变均随应变速率增大而增大，但动态压缩时的最大应变没有表现出比准静态压缩时增大的现象。因此，AZ80镁合金在压缩时，最大应力和应变对应变速率的变化不敏

2.1.2 应变率效应

应变速率效应是指随着应变速率的变化，材料屈服强度发生变化，应力-应变曲线上移或下移。如果随着应变速率的提高，屈服强度增大，应力-应变曲线上移，则称为正应变速率效应，反之，则称为负应变速率效应。由图3可以看出，准静态压缩时，屈服强度随应变速率增大而减小，应力-应变曲线下移，表现出负应变速率效应；而在动态压缩时，应力-应变曲线在变形的初始阶段近乎重合，有明显的断裂延迟现象。

(a)

(b)

2.1.3 应变硬化现象

应变硬化现象就是不像应力-应变曲线那样在载荷达到最大值后转而下降，而是继续上升直至断裂，这说明金属在塑性变形过程中不断地发生加工硬化，从而外加应力必须不断增高，才能使变形继续进行。从图3中可以看出，所有的应力-应变曲线在屈服后应力都继续增大直至断裂，因此所测的试样进入塑性阶段后均表现出明显的应变硬化现象。

在沿与负重轮幅板径向成0°方向冲击时，分析比较AZ80镁合金准静态和动态压缩的实验结果，可以发现:

1)试样在准静态和动态压缩时应力-应变曲线均明显表现出弹塑性特征，曲线没有出现明显的屈服台阶。

2)准静态压缩时合金表现出负应变速率效应，动态压缩时应变速率不敏感。

3)所测试样进入塑性变形阶段后均表现出明显的应变硬化现象。

2.2 冲击试样微观组织分析

图4 原状态的微观组织

图4为不同应变率下冲击后AZ80镁合金的微观组织。可以看出,在低应变率下，没有观测到孪晶组织，如图4(a)～(c)。与原状态的组织对比，也没有明显的变化，如图4。在高应变率下可以看到更细的孪晶和晶粒，如图3.4(d)～(f)。应变率为1320S-1时，冲击后AZ80镁合金呈现细晶组织特点；在应变率增加到2020S-1时，组织中出现了明显的孪晶组织特点；当应变率增加到3100S-1时，得到更细更密的晶粒和孪晶组织，如图6。

对比图5(a)和图6，即AZ80 镁合金分别在应变速率1S-1和3100S-1压缩后试样的组织。可以看出，应变速率为1S-1没有观测到孪晶组织，当应变速率为3100S-1时，观测到了明显的孪晶组织，但没有观测到动态再结晶。这是由于变形速率很快，动态再结晶晶粒来不及长大，因此其再结晶所形成的晶粒很小以至于被其他组织所掩盖，从而无法观测到。

AZ80镁合金在相对较高的应变率下冲击时，其变形是以孪晶和晶粒细化相结合，高冲击速度可以得到更细的孪晶和晶粒，从而提高镁合金动态屈服强度，同时提高其冲击条件下的变形能力。其中滑移现象在晶体中较为常见。对于镁合金，由于其密排六方晶体结构，导致在室温下滑移系数量很少，且滑移是在当剪应力大于临界分切应力值τ0时在一定滑移系上进行的。当外力在孪生方向的分切应力τ高于临界分切应力值τ0时，会出现孪生。一般情况下，孪生的临界分切应力远大于滑移的临界分切应力，只有在滑移非常难进行时，晶体才以孪生的方式变形。镁的晶体结构属于密排六方，对称性低、室温下滑移系少，当晶体取向不利于滑移时，通常以孪生的方式进行塑性变形。从图中也可看出，随着应变率的提高，合金内部孪晶越来越明显。

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

图6 应变率为3100S-1时的细小晶粒和孪晶组织

通过以上分析可见，在沿与负重轮幅板径向成0°方向冲击时，低应变率加载条件下没有观测到孪晶组织，高应变率加载条件下观测到了明显的孪晶组织。

3 结论

在沿与负重轮幅板径向成0°方向压缩时，通过分析比较AZ80镁合金压缩的实验结果，可以发现：

1)在准静态和动态压缩时试样均发生了不同程度的断裂；

2)试样在准静态和动态压缩时应力-应变曲线均明显表现出弹塑性特征，曲线没有出现明显的屈服台阶；准静态压缩时镁合金表现出负应变速率效应，动态压缩时应变速率不敏感；所测的试样进入塑性变形阶段后均表现出明显的应变硬化现象；

3)准静态压缩时没有观测到孪晶组织，动态压缩时观测到了明显的孪晶组织。