變形條件對2519A鋁合金動態(tài)力學(xué)性能與組織演化的影響

劉文輝，何圳濤，唐昌平，陳宇強(qiáng)

(1湖南科技大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院,湖南 湘潭 411201;2湖南科技大學(xué) 高溫耐磨材料及制備技術(shù)湖南省國防科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,湖南 湘潭 411201)

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變形條件對2519A鋁合金動態(tài)力學(xué)性能與組織演化的影響

劉文輝1,2，何圳濤1,2，唐昌平1,2，陳宇強(qiáng)1,2

(1湖南科技大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院,湖南 湘潭 411201;2湖南科技大學(xué) 高溫耐磨材料及制備技術(shù)湖南省國防科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,湖南 湘潭 411201)

為研究溫度與應(yīng)變率對2519A鋁合金動態(tài)力學(xué)行為及組織演化的影響，采用霍普金森壓桿對2519A鋁合金進(jìn)行了不同溫度(-90～350℃)、不同應(yīng)變率下的動態(tài)沖擊壓縮實(shí)驗(yàn)，分析了該合金的動態(tài)力學(xué)性能，并結(jié)合金相顯微鏡與透射電鏡對合金在沖擊變形后的微觀組織進(jìn)行分析。結(jié)果表明：在250～350℃的高溫環(huán)境沖擊下，合金的流變應(yīng)力迅速下降，組織以形變帶為主，同時組織內(nèi)伴隨有明顯的動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶。在20～150℃的環(huán)境中進(jìn)行動態(tài)沖擊，合金變形時組織出現(xiàn)了典型的絕熱剪切帶特征。在室溫、應(yīng)變率達(dá)到8200s-1時，應(yīng)變率強(qiáng)化效果發(fā)生轉(zhuǎn)變。隨著溫度降至-90℃，在絕熱剪切帶內(nèi)的組織出現(xiàn)了長度較短、連續(xù)性差的微裂紋，同時組織內(nèi)的長條狀第二相粒子發(fā)生不同程度的脆性斷裂。

2519A鋁合金;絕熱剪切帶;動態(tài)力學(xué)性能;裂紋

2519A鋁合金是繼5083，7039鋁合金開發(fā)的第三代裝甲鋁合金，因其比強(qiáng)度高、抗應(yīng)力腐蝕性好等優(yōu)良綜合性能而得到廣泛應(yīng)用[1,2]。研究該合金的動態(tài)力學(xué)性能，分析其組織的演變特征，對于提高材料的抗彈性能具有十分重要的意義;因此，2519A鋁合金動態(tài)沖擊力學(xué)性能及組織演化規(guī)律一直是工程領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)之一[3-5]。Gao等[3]研究了高溫環(huán)境下應(yīng)變率對2519A合金顯微組織的影響,發(fā)現(xiàn)當(dāng)應(yīng)變率達(dá)到5610s-1時，會形成絕熱剪切帶及產(chǎn)生動態(tài)再結(jié)晶晶粒，強(qiáng)化相粒子形態(tài)開始發(fā)生粗化增厚，部分轉(zhuǎn)化為穩(wěn)態(tài)相；當(dāng)應(yīng)變率提高到7030s-1時，大量的強(qiáng)化相粒子增厚并且呈現(xiàn)多邊形化，位錯發(fā)生攀移，與粗大相粒子發(fā)生交互作用。高志國等[4]研究了室溫環(huán)境下應(yīng)變率對組織演變的影響，認(rèn)為強(qiáng)化相粒子的轉(zhuǎn)變是受絕熱溫升的影響。此外，溫度對該合金組織及動態(tài)力學(xué)性能的影響十分顯著[6-9]，當(dāng)溫度超過350℃時，鋁合金的軟化現(xiàn)象十分明顯[10]。

相比于其他合金，鋁合金具有卓越的低溫物理力學(xué)性能[7];因此，在一些低溫構(gòu)件上有著十分重要的應(yīng)用，而針對鋁合金低溫力學(xué)行為的研究也一直備受關(guān)注[8,9]。李娜等[10]研究了2024，2A12和7050鋁合金在77～800K范圍內(nèi)的動態(tài)力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)溫度對合金變形行為的影響存在一個負(fù)敏感區(qū)。Xu等[11]對比了Al-Li合金在室溫與低溫77K環(huán)境下的沖擊顯微組織，認(rèn)為低溫環(huán)境下微裂紋的形核、長大、聚合乃至誘發(fā)斷裂較容易發(fā)生。目前，針對2519A鋁合金在常溫和高溫環(huán)境中力學(xué)性能及組織演變均進(jìn)行了較為全面的研究，而關(guān)于變形條件對2519A鋁合金動態(tài)力學(xué)性能及組織演化的研究不多，特別是低溫環(huán)境下動態(tài)力學(xué)性能及組織演化的研究鮮有報道。研究人員對于該合金在較寬溫度和應(yīng)變率范圍的動態(tài)力學(xué)行為還缺乏清晰的認(rèn)識。本工作基于較寬溫度和應(yīng)變率范圍的霍普金森壓桿沖擊實(shí)驗(yàn)，對2519A鋁合金動態(tài)力學(xué)性能以及沖擊后試樣的微觀組織進(jìn)行研究，分析溫度和應(yīng)變率對2519A鋁合金組織與性能的影響，為提高該合金在不同溫度下的抗彈性能及2519A鋁合金構(gòu)件的應(yīng)用提供參考。

1　實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用試樣均取自于18mm厚2519A-T87態(tài)(530℃固溶2.5h，冷軋15%，165℃時效15h)板材，圓柱形試樣置于入射桿與透射桿之間，利用分離式霍普金森壓桿進(jìn)行-90～350℃動態(tài)沖擊壓縮實(shí)驗(yàn)，沖擊方向沿板材厚度方向，實(shí)驗(yàn)裝置如圖1所示。低溫沖擊實(shí)驗(yàn)采用液氮蒸汽對試樣進(jìn)行冷卻，達(dá)到預(yù)定溫度后減小液氮噴氣量，隨后保溫2min再進(jìn)行動態(tài)沖擊實(shí)驗(yàn)。高溫沖擊實(shí)驗(yàn)采用1600W工業(yè)熱風(fēng)筒對試樣進(jìn)行加熱，達(dá)到預(yù)定溫度后保溫2min，隨后進(jìn)行動態(tài)沖擊實(shí)驗(yàn)。

圖1　霍普金森壓桿沖擊壓縮實(shí)驗(yàn)　(a)低溫沖擊實(shí)驗(yàn);(b)高溫沖擊實(shí)驗(yàn)Fig.1　Hopkinson pressure bar impact test　(a)impact test at low temperature;(b)impact test at high temperature

對沖擊后的試樣進(jìn)行打磨、拋光以及腐蝕，然后在金相顯微鏡下進(jìn)行觀察。其中，腐蝕劑為Keller試劑(l%HF+1.5%HCl+2.5%HNO3+ 95%H2O)。實(shí)驗(yàn)中的透射樣品采用機(jī)械減薄至0.06～0.08mm，沖成φ3mm的圓片，隨后在-25℃低溫環(huán)境下，利用混合酸溶液(30mL HNO3+70mL CH4O)對圓片進(jìn)行電解雙噴，并利用Tecnai G220透射電子顯微鏡進(jìn)行觀察。

2　結(jié)果與分析

2.1動態(tài)力學(xué)行為

圖2為2519A鋁合金在 -90～350℃、不同應(yīng)變率條件下的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線?？梢钥闯?，隨著應(yīng)變率的增加，材料的屈服強(qiáng)度也隨之增加。對于時效強(qiáng)化型鋁合金而言，其組織內(nèi)的強(qiáng)化相粒子強(qiáng)度高于基體，位錯滑移時與強(qiáng)化相粒子發(fā)生強(qiáng)烈的交互作用。這種作用對位錯產(chǎn)生釘扎，容易引起位錯的纏結(jié)、塞積，從而表現(xiàn)為應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)[12,13]。圖2(c)為2519A鋁合金在應(yīng)變率4200s-1的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，相比于低應(yīng)變率而言，在較高應(yīng)變率下，真應(yīng)力-應(yīng)變曲線振蕩嚴(yán)重，這主要是因?yàn)楹辖鸢l(fā)生絕熱剪切后，絕熱剪切帶內(nèi)發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶[4]。對于同一應(yīng)變率，-90℃的沖擊強(qiáng)度最高，350℃的沖擊強(qiáng)度最低，隨著環(huán)境溫度的升高，2519A鋁合金沖擊屈服強(qiáng)度逐漸降低。

圖2　-90～350℃不同應(yīng)變率下2519A鋁合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a)1400s-1;(b)2500s-1;(c)4200s-1Fig.2　True stress-strain curves of 2519A aluminum alloy under different strain rates at -90-350℃(a)1400s-1;(b)2500s-1;(c)4200s-1

圖3為合金在-90～350℃沖擊時屈服強(qiáng)度隨應(yīng)變率和溫度的變化關(guān)系曲線。由圖3(a)可見，在不同的溫度區(qū)間，合金的應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)顯著不同。在低溫區(qū)(-90～0℃)，材料的應(yīng)變率硬化效應(yīng)比中高溫區(qū)(20～350℃)明顯增強(qiáng)。在250～350℃區(qū)間，屈服強(qiáng)度隨著應(yīng)變率增加而緩慢上升。圖3(b)為溫度影響合金屈服強(qiáng)度的變化曲線?？梢钥闯?，隨著溫度的升高，2519A鋁合金的屈服強(qiáng)度逐漸下降。在3000s-1的應(yīng)變率條件下，當(dāng)溫度由-90℃升高至350℃時，合金的屈服強(qiáng)度從628MPa降至150MPa，下降了76.1%。

圖3　屈服強(qiáng)度隨應(yīng)變率(a)與溫度(b)的變化Fig.3　The yield strength vs strain rate(a) and temperature(b)

從圖3(a)還可以看出，在低應(yīng)變率下，2519A鋁合金沖擊屈服強(qiáng)度對應(yīng)變率不敏感；而當(dāng)應(yīng)變率大于2000s-1時，2519A鋁合金屈服強(qiáng)度迅速提高，合金對應(yīng)變率敏感性增強(qiáng)，這與熱激活機(jī)制有關(guān)。

流變應(yīng)力與溫度、應(yīng)變率有關(guān)，如公式(1)所示。

(1)

式中：σ0是與熱激活無關(guān)的應(yīng)力常數(shù)；ΔG0是無應(yīng)力作用時熱激活自由能；V是熱激活體積；k是Boltzman常數(shù)；T是環(huán)境溫度。

在不同的應(yīng)變率區(qū)域熱激活發(fā)揮的作用并不相同。根據(jù)式(1)可知，當(dāng)應(yīng)變率增加時，流變應(yīng)力相應(yīng)地增加，而熱激活位錯線的數(shù)目隨應(yīng)變率的增加而減少[14]。在低應(yīng)變沖擊下，熱激活位錯線的數(shù)量超過屈服所需越過的短程能壘數(shù)，熱激活作用被充分利用，而熱激活作用可降低材料的屈服強(qiáng)度。因此，在低應(yīng)變沖擊下，2519A鋁合金沖擊屈服強(qiáng)度對應(yīng)變率不敏感。從較低應(yīng)變率向中、高應(yīng)變率變化時，材料屈服所需跨越的能壘增加，熱激活作用減弱，屈服抗力迅速增加。因而在應(yīng)變率為2000～5000s-1時，合金屈服強(qiáng)度的跳躍較大。但強(qiáng)化效應(yīng)并非隨應(yīng)變率的增加而無限增加，文獻(xiàn)[4]指出此時必定存在峰值應(yīng)變率。從本實(shí)驗(yàn)來看，在常溫環(huán)境下，合金的峰值應(yīng)變率在7000～8200s-1之間。由此可見，應(yīng)變率對材料流變應(yīng)力具有雙重影響。一方面，應(yīng)變率增大，可動位錯密度增加，與基體中的強(qiáng)化相粒子發(fā)生強(qiáng)烈的交互作用，在宏觀上表現(xiàn)為應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)；另一方面，高速沖擊過程近似為絕熱過程，塑性做功轉(zhuǎn)化的熱量(轉(zhuǎn)化率90%～95%)來不及散失，造成局部溫度上升，材料的局部組織發(fā)生熱軟化，材料的變形抗力降低。

2.2微觀組織分析

圖4　不同溫度下樣品沖擊后的宏觀照片(a)-90℃;(b)20℃;(c)150℃;(d)250℃;(e)350℃ Fig.4　The images of samples after impact at different temperatures(a)-90℃;(b)20℃;(c)150℃;(d)250℃;(e)350℃

圖4(a)為-90℃條件下應(yīng)變率分別為1431,2503,3532,4217s-1沖擊后的照片。由于低溫環(huán)境下材料強(qiáng)度增加，2519A鋁合金在應(yīng)變率為1431s-1時變形較小；在應(yīng)變率為3523s-1時，材料發(fā)生剪切破壞，剪切面與圓柱底面近似成45°角。圖4(b)分別為20℃下應(yīng)變率為1440,2300,3183,4329s-1沖擊后的宏觀照片。圖4(c)分別為150℃下應(yīng)變率為1515,2263,2726,4265s-1沖擊后的照片，在應(yīng)變率為2726s-1時，2519A鋁合金發(fā)生破壞，相對-90℃和20℃條件下樣品的破壞情況而言，該溫度下材料出現(xiàn)了多個與圓柱底面近似成45°角的剪切破壞面。圖4(d)分別為250℃下應(yīng)變率為2780,3301,4846,5270s-1沖擊后的照片。圖4(e)分別為350℃下應(yīng)變率為1600,2205,3282,5297s-1沖擊后的照片。由于隨著溫度升高，2519A鋁合金強(qiáng)度下降，啟動的滑移系增多，材料的塑性更好，因此，在250℃和350℃條件下2519A鋁合金并沒有發(fā)生宏觀破壞，材料產(chǎn)生大的塑性變形，且變形比較均勻。從圖4可以看出，在低應(yīng)變率下2519A鋁合金發(fā)生塑性變形，隨著應(yīng)變率增加，材料發(fā)生剪切破壞。隨著溫度的升高，材料的變形更加均勻，這在高應(yīng)變下表現(xiàn)得更為明顯。在高應(yīng)變下，當(dāng)環(huán)境溫度為-90℃和20℃時，2519A鋁合金發(fā)生局部剪切破壞，且發(fā)生在與圓柱底面近似成45°角的兩個平面；在150℃時，發(fā)生剪切破壞的平面增多；而在250℃和350℃時，2519A鋁合金變形均勻，材料并沒有發(fā)生剪切破壞。

材料在動態(tài)沖擊條件下的組織明顯區(qū)別于準(zhǔn)靜態(tài)的一個重要特征就是絕熱剪切帶。絕熱剪切帶一般表現(xiàn)為變形局域化(寬度0.1～100μm)、形成時間短(微秒量級)、大應(yīng)變、帶內(nèi)產(chǎn)生絕熱溫升[15]。圖5為樣品在不同環(huán)境溫度下沖擊后的金相組織照片。在-90℃、應(yīng)變率為1431s-1時，合金動態(tài)沖擊后出現(xiàn)了絕熱剪切帶，帶內(nèi)外組織特征存在明顯差異，并且在絕熱剪切帶內(nèi)出現(xiàn)約60μm的微裂紋，如圖5(a)所示。當(dāng)應(yīng)變率增大至3532s-1時，絕熱剪切帶內(nèi)出現(xiàn)長度較短的裂紋；這些裂紋由許多細(xì)小的微裂紋組成，如圖5(b)所示。在-90℃、應(yīng)變率為4217s-1時，變形組織中形成尺寸較大的微裂紋，局部的基體組織發(fā)生扭曲變形，如圖5(c)所示。

圖5(d),(e),(f)為150℃下，應(yīng)變率分別為1515,2263,2726s-1的金相組織。當(dāng)應(yīng)變率為1515s-1時，2519A鋁合金變形較均勻，以流線型的變形組織為主，如圖5(d)所示。圖5(e)中絕熱剪切帶沿45°方向擴(kuò)展，并逐漸轉(zhuǎn)化為裂紋。當(dāng)應(yīng)變率為2726s-1時，合金試樣出現(xiàn)較多的形變帶和微裂紋。剪切帶在距離沖擊表面約120μm處發(fā)生擴(kuò)展或匯聚，如圖5(f)所示。

圖5(g),(h),(i)為350℃下，應(yīng)變率分別為1600,2205,3282s-1的金相組織。當(dāng)應(yīng)變率為1600s-1時，2519A鋁合金發(fā)生塑性變形，形變帶沿45°方向擴(kuò)展，與基體組織界線不明顯，如圖5(g)所示。隨著應(yīng)變率的提高，材料的顯微組織發(fā)生較大變化，流線型的變形組織發(fā)生一定量的扭曲，如圖5(h),(i)所示。

從圖5可以看出，2519A鋁合金在不同溫度區(qū)間顯微組織形態(tài)各異。溫度范圍為250～350℃時，合金熱軟化效應(yīng)明顯，材料發(fā)生均勻的塑性變形，組織主要是以形變帶為主。當(dāng)沖擊溫度為20～150℃時，組織變形特征以絕熱剪切帶為主，局部產(chǎn)生微裂紋，如圖5(f)所示。當(dāng)溫度降至-90℃時，2519A鋁合金在應(yīng)變率為1431s-1時產(chǎn)生了絕熱剪切帶。而在150℃和350℃時，2519A鋁合金在低應(yīng)變率時并沒有產(chǎn)生絕熱剪切帶。絕熱剪切帶內(nèi)溫升瞬時發(fā)生，導(dǎo)致帶內(nèi)材料發(fā)生熱軟化，而后急速“冷卻”，為微孔洞的形核提供條件。這些缺陷與應(yīng)力集中共同作用最終形成了微裂紋。當(dāng)溫度降至-90℃時，絕熱剪切帶內(nèi)出現(xiàn)長度較短、連續(xù)性較差的微裂紋，其末端向基體方向延伸，這與150℃沖擊下形成的微裂紋的形態(tài)差異顯著。圖5(e)，(f)中微裂紋較為連續(xù)，而圖5(b)中連續(xù)性較差，這可能是由于低溫環(huán)境下材料強(qiáng)度增加，開啟的滑移系減少，材料的整體塑性變形能力降低，變形局部化嚴(yán)重，因而產(chǎn)生局部的類似于“脆性”斷裂的連續(xù)性較差的微裂紋。

圖5　不同溫度下樣品沖擊后的金相照片　(a)-90℃,1431s-1;(b)-90℃,3532s-1;(c)-90℃,4217s-1;(d)150℃,1515s-1;(e)150℃,2263s-1;(f)150℃,2726s-1;(g)350℃,1600s-1;(h)350℃,2205s-1;(i)350℃,3282s-1Fig.5　The optical photographs of samples after impact at different temperatures　(a)-90℃,1431s-1;(b)-90℃,3532s-1;(c)-90℃,4217s-1;(d)150℃,1515s-1;(e)150℃,2263s-1;(f)150℃,2726s-1;(g)350℃,1600s-1;(h)350℃,2205s-1;(i)350℃,3282s-1

圖6為合金在350℃、應(yīng)變率為3282s-1條件下沖擊后的透射照片?？梢钥闯?，2519A鋁合金內(nèi)同時發(fā)生不完全的動態(tài)回復(fù)與動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象。由于動態(tài)回復(fù)不完全，組織中殘留少量的位錯，回復(fù)過程中產(chǎn)生微米量級的亞結(jié)構(gòu)，如圖6(a)所示。當(dāng)動態(tài)再結(jié)晶發(fā)生后，彌散沉淀相粒子回溶，位錯密度迅速下降，亞晶尺寸增大，形成再結(jié)晶晶粒，如圖6(b)所示。當(dāng)材料處于動態(tài)回復(fù)末期、發(fā)生再結(jié)晶時，材料的強(qiáng)度迅速下降。

圖7為-90℃、應(yīng)變率3532s-1時絕熱剪切帶中心區(qū)域的組織形態(tài)。從圖7(a)可以看出，其電子衍射圖是斷續(xù)的環(huán)狀，表明動態(tài)沖擊后材料組織有許多小的隨機(jī)取向的等軸亞晶粒。絕大部分的亞晶晶粒都未發(fā)生長大，但仍有一小部分發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。圖7(b)箭頭所示為亞晶晶粒長大形成新晶界的形態(tài)。

圖8為不同沖擊條件下試樣的TEM照片。圖8(a)為-90℃下，應(yīng)變率為3532s-1的透射照片，可以看到細(xì)長的析出相周圍塞積了大量的位錯，粒子發(fā)生了斷裂。圖8(b)為350℃下，應(yīng)變率為3282s-1沖擊后的透射照片，此時析出相并沒有發(fā)生斷裂。在樣品加熱升溫以及絕熱剪切溫升的影響下，部分析出相粗化并且呈現(xiàn)多邊形化，2519A鋁合金強(qiáng)度降低。由于高溫環(huán)境下，2519A鋁合金強(qiáng)度降低，晶界容易變形，晶內(nèi)可啟動的滑移系較多，且容易發(fā)生動態(tài)回復(fù)與動態(tài)再結(jié)晶，變形協(xié)調(diào)性好，因此，析出相不易發(fā)生斷裂。在低溫下變形時，晶核熱振動能降低，位錯形成割階的阻力以及割階運(yùn)動中所受阻力兩者均增大。同時，由于低溫環(huán)境沖擊下，啟動的滑移系減少，材料變形局域化更加嚴(yán)重，而且低溫環(huán)境下析出相變得更脆，因此發(fā)生圖8(a)中所示的第二相粒子斷裂。

圖6　350℃條件下沖擊后的組織形態(tài)　(a)動態(tài)回復(fù)組織；(b)動態(tài)再結(jié)晶組織Fig.6　The microstructures after impact at 350℃　(a)dynamic recovery microstructure;(b)dynamic recrystallized microstructure

圖7　-90℃條件下沖擊后的組織形態(tài)　(a)亞晶組織;(b)再結(jié)晶組織Fig.7　The microstructures after impact at -90℃　(a)subgrain microstructure;(b)recrystallized microstructure

圖8　不同沖擊條件下試樣的TEM照片　(a)-90℃，3532s-1;(b)350℃，3282s-1Fig.8　TEM micrographs of samples at different impact conditions　(a)-90℃，3532s-1;(b)350℃，3282s-1

3　結(jié)論

(1)在低應(yīng)變率沖擊載荷下，2519A鋁合金沖擊屈服強(qiáng)度對應(yīng)變率不敏感；而當(dāng)應(yīng)變率大于2000s-1時，2519A鋁合金屈服強(qiáng)度迅速增加，此時合金對應(yīng)變率敏感性增強(qiáng)。

(2)應(yīng)變率對2519A鋁合金流變應(yīng)力的影響具有雙重性。低于臨界應(yīng)變率時，隨著應(yīng)變率的增加，流變應(yīng)力相應(yīng)地增加；但超過臨界應(yīng)變率時，流變應(yīng)力反而有所降低。

(3)在高溫環(huán)境(>250℃)下沖擊，合金發(fā)生均勻的塑性變形，組織以形變帶為主，同時較容易發(fā)生動態(tài)回復(fù)與動態(tài)再結(jié)晶，合金位錯密度較低，應(yīng)變強(qiáng)化效應(yīng)較低；在溫度為20～150℃條件下沖擊時，2519A鋁合金變形組織主要以絕熱剪切帶為主。

(4)低溫環(huán)境下沖擊時，合金基體產(chǎn)生微裂紋及第二相粒子斷裂現(xiàn)象。低溫環(huán)境下2519A鋁合金強(qiáng)度增加，開啟的滑移系減少，材料的整體塑性變形能力降低，變形局部化嚴(yán)重，材料產(chǎn)生局部的類似于“脆性”斷裂的連續(xù)性較差的微裂紋，絕熱剪切帶中的第二相粒子也發(fā)生斷裂。

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Effect of Deformation Condition on Dynamic Mechanical Properties and Microstructure Evolution of 2519A Aluminum Alloy

LIU Wen-hui1,2,HE Zhen-tao1,2,TANG Chang-ping1,2,CHEN Yu-qiang1,2

(1 College of Mechanical and Electrical Engineering,Hunan University of Science and Technology,Xiangtan 411201,Hunan,China;2 Key Laboratory of High Temperature Wear Resistant Materials and Preparation Technology of Hunan Province,Hunan University of Science and Technology,Xiangtan 411201,Hunan,China)

To study the effect of temperature and strain rate on the dynamic mechanical properties and microstructure evolution of 2519A aluminum alloy, the dynamic mechanical properties of 2519A aluminum alloy were measured by dynamic impact compression tests using the split Hopkinson pressure bar at different temperatures (-90-350℃) and different strain rates. The dynamic mechanical properties were analyzed, and the microstructure after impact was also investigated by metallographic microscope and transmission electron microscopy (TEM). The results show that the impact flow stress decreases rapidly at 250-350℃. The deformation band is the main deformation character, and obvious dynamic recovery and dynamic recrystallization are generated, so the dislocation density is low. Adiabatic shear band (ASB) occurs when the alloy deforms after dynamic impact at 20-150℃. The strain rate strengthening effect changes at room temperature with strain rate 8200s-1. When temperature drops to -90℃, some short and discontinuous microcracks appear within the ASBs, and some long strip particles are broken by brittle fracture.

2519A aluminum alloy;ASB;dynamic mechanical property;crack

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51371022)

2014-12-29；

2015-10-25

韓建民(1960-)，男，博士，教授，主要從事軌道交通高性能金屬材料、零部件精益成形及微弧氧化表面處理方面的研究，聯(lián)系地址：北京市海淀區(qū)上園村3號北京交通大學(xué)機(jī)械實(shí)驗(yàn)館210(100044)，E-mail:jmhan@bjtu.edu.cn

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.01.007

TG146.2+1

A

1001-4381(2016)01-0047-07