随着军工[1]、航空航天[2]、电子信息科技[3]、医学[4]等领域的发展，各行业对质量更轻[5]、体积更小的材料需求逐渐升高，其中镁合金作为少有的具备轻质减重特征的材料被被誉为“21世纪的绿色材料”，受到广泛关注[6]。在我国镁合金产业蓬勃发展的同时[7-8]，镁合金在高温条件下的应用案例不断增多，使得耐热镁合金在近年来受到关注[9]。铸态ZM6镁合金成分为(质量分数，%)：2.0～2.8 Ru、0.2～0.7 Zn和0.4～1.0 Zr，由于其在高温下的抗蠕变性能、耐热耐蚀性能被广泛应用在室温和250 ℃以上的高温工作环境。现有的研究也多注重ZM6高温压缩或室温拉伸力学性能方面[10-16]。
1 实验材料与方法
实验在室温下进行，所用材料为铸态ZM6试件，使用霍普金森杆对试件进行高应变速率下的高速冲击实验，研究铸态ZM6在高速应变速率下的动态力学行为及微观表征。
实验用ZM6镁合金成分如表1所示，图1为霍普金森杆实验装置示意图，图2为铸态ZM6镁合金原始组织，具体组成为α-Mg基体和晶界附近线状第二相Mg12Nd[19-20]。
图1 霍普金森杆示意图
Fig.1 Schematic of the Hopkinson pole
图2 铸态ZM6 镁合金原始金相组织
Fig.2 Original metallographic structure of the as-cast ZM6 magnesium alloy
表1 实验用ZM6镁合金成分
Tab.1 Composition of the ZM6 magnesium alloy used in the experiment(mass fraction/%)
成分NdZrZnMg含量2.50.50.4余量
将镁合金取尺寸均匀部位用线切割机切割成φ9 mm×5 mm试样，使用LWY20-A 型霍普金森压杆(洛阳利维集团)对试件进行高速冲击实验，表2为实验中铸态ZM6镁合金试件不同实验参数及实验后试件的状态。冲击实验后采用OLYMPUS GX53型金相显微镜和日立S-3400扫描电镜对ZM6镁合金进行显微组织表征。
表2 铸态ZM6镁合金所用载荷条件及试样状态
Tab.2 Load conditions used for the impact test and test sample state of the as-cast ZM6 magnesium alloy
编号气压/MPa 应变速率/s-1 子弹速度/(m·s-1) 试样状态10.2043910.033完整20.3067914.159完整30.401 06018.536完整40.451 16518.958断裂
2 实验结果及讨论
图3为铸态ZM6铸造镁合金受到不同应变速率载荷后的宏观图。随着气压增加，子弹初始速度不断增加，由最初的10.033 m/s逐渐增加至18.536 m/s，此时铸态ZM6镁合金应变速率为1 060 s-1，当应变速率继续增大到1 165 s-1时，试样发生解体。在不同应变速率的高速冲击载荷下，试样表面无明显变化，没有裂纹、褶皱及表面变形，仅当应变达到1 165 s-1时出现解体，且试样沿45°断裂。
图3 铸态ZM6 镁合金不同应变速率下被冲击表面宏观形貌：(a)439 s-1,(b)679 s-1,(c)1 060 s-1,(d)1 165 s-1
Fig.3 Macrostructure of the as-cast ZM6 magnesium alloy impacted at different strain rates:(a)439 s-1,(b)679 s-1,(c)1 060 s-1,(d)1 165 s-1
2.1 冲击压缩作用下的ZM6镁合金应力-应变行为
经高速冲击载荷作用下的铸态ZM6镁合金的真实应力-应变曲线如图4所示。由图4可知，随着应变速率的不断增加，试样解体前铸态ZM6镁合金的真实应力-应变曲线不断升高。当应变速率由439 s-1增加到1 060 s-1时，真实应力、应变从275 MPa、0.135增加到318 MPa、0.32。由此可见，在解体前铸态ZM6镁合金表现为正应变速率强化。在霍普金森压杆冲击作用下，铸态ZM6镁合金在屈服点后的应力-应变曲线均呈较大斜率，这表明在冲击过程中加工硬化现象显著。当施加的应变速率在439～679 s-1时，铸态ZM6镁合金屈服点的提高较为明显；当应变速率在679～1 165 s-1时，这种提高不再那么明显，表明铸态ZM6镁合金在低形变量的情况下应力对应变速率更为敏感。
图4 铸态ZM6 不同应变速率下的应力-应变曲线
Fig.4 Stress-strain curves of the as-cast ZM6 magnesium alloy at different strain rates
2.2 高速应变下ZM6合金的显微组织及力学性能
图5为受到不同应变速率冲击后的铸态ZM6镁合金金相组织。可以看到，相较于图2的原始组织，受到冲击后的铸态ZM6镁合金晶粒均发生不同程度变形，但直到试件解体前，在试件金相组织中均未发现裂纹，这反应了铸态ZM6镁合金具有良好的强韧性。图6为截点法测得的不同应变速率下铸态ZM6镁合金晶粒平均尺寸变化。可以看到，随着应变速率的增加，晶粒的平均尺寸越小，这说明在载荷下试件内部晶粒出现细化现象，也解释了图4中试件真实应力随应变速率增加而增加的现象。图5d中试样所受的应变速率为1 165 s-1，由图可见，当受到高速冲击时，铸态ZM6镁合金晶粒沿加载方向发生明显形变，晶粒内部萌生裂纹并沿裂纹方向发生穿晶断裂，使试样失效。
图5 不同应变速率下铸态ZM6 镁合金金相组织：(a)439 s-1,(b)679 s-1,(c)1 060 s-1,(d)1 165 s-1
Fig.5 OM images of as-cast ZM6 magnesium alloy at different strain rates: (a)439 s-1,(b)679 s-1,(c)1 060 s-1,(d)1 165 s-1
图6 不同应变速率下试件内部晶粒平均尺寸变化图
Fig.6 Changes in the average grain size of the specimens at different strain rates
图7为铸态ZM6镁合金解体后断口形貌的扫描电镜。可以看到，断口呈河流状，结合试件解体时沿45°断裂，由此说明常温下铸态ZM6镁合金动态压缩下的断裂方式为脆性断裂，这与文献[19]研究结果一致。
图7 铸态ZM6 镁合金解体后断口形貌
Fig.7 Fracture morphology of the as-cast ZM6 magnesium alloy after disintegration
3 结论
(1)试件解体前，铸态ZM6合金在高应变速率的压缩试验中，呈现出正应变率强化效应，其中当形变量较小时，ZM6合金材料应力表现出对应变速率较高的敏感性。
(2)在高应变速率的压缩试验中，各试样真应力-应变曲线的上升斜率在屈服点后升高明显，表明该过程中加工硬化现象明显。
(3)铸态ZM6镁合金试样解体后，经金相观察，其断裂方式为穿晶断裂，由断口特征判断其为脆性断裂。
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