呂 超，張旭平，王桂吉，羅斌強(qiáng)，羅 寧，吳恒安，譚福利，趙劍衡，劉倉(cāng)理，孫承緯

（1. 中國(guó)科學(xué)技術(shù)大學(xué)近代力學(xué)系，中國(guó)科學(xué)院材料力學(xué)行為和設(shè)計(jì)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，安徽 合肥 230027；2. 中國(guó)工程物理研究院流體物理研究所，四川 綿陽(yáng) 621999；3. 中國(guó)礦業(yè)大學(xué)力學(xué)與建筑工程學(xué)院深部巖土力學(xué)與地下工程國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，江蘇 徐州 221116；4. 中國(guó)工程物理研究院應(yīng)用電子學(xué)研究所，四川 綿陽(yáng) 621999；5. 中國(guó)工程物理研究院，四川 綿陽(yáng) 621999）

形狀記憶合金（Shape memory alloys，SMA）的基本特征是具有在適當(dāng)?shù)耐獠看碳は驴苫謴?fù)變形前形狀的能力，并保持較大的可逆變形（通常為5%～10%）[1]，前一個(gè)特性稱(chēng)為“形狀記憶效應(yīng)”，后者稱(chēng)為“超彈性或擬彈性”。盡管已發(fā)現(xiàn)大量的SMA，但NiTi（Nitinol）是當(dāng)前研究最多的材料之一，并且在最近的大多數(shù)應(yīng)用中均被列為首選[2]。這主要是由于NiTi 具有諸多出色的特性，如生物相容性、高耐腐蝕性和耐磨性等[3–6]。NiTi 合金常用于航空致動(dòng)器、地震測(cè)試設(shè)備、衛(wèi)星和太空飛行器的保護(hù)結(jié)構(gòu)或關(guān)鍵部件。在這些應(yīng)用中，NiTi 合金器件經(jīng)常面臨諸如高速飛行物撞擊等高壓、高應(yīng)變率的極端環(huán)境[7–8]，因此深入認(rèn)識(shí)高壓和高應(yīng)變率下NiTi 合金的動(dòng)力學(xué)響應(yīng)具有重要的科學(xué)意義和工程應(yīng)用價(jià)值。

目前唯象經(jīng)驗(yàn)的Johnson-Cook 本構(gòu)模型已被用于描述斜波和沖擊加載下NiTi 的動(dòng)力學(xué)響應(yīng)行為[9]，能較好地反映動(dòng)載荷下的宏觀(guān)響應(yīng)特征，但是無(wú)法有效描述高壓高應(yīng)變率下物體變形的微結(jié)構(gòu)特征。亟需從材料微觀(guān)變形出發(fā)，構(gòu)建基于微結(jié)構(gòu)物理機(jī)制的NiTi 本構(gòu)模型，以獲取高壓高應(yīng)變率下NiTi 的微觀(guān)變形機(jī)制。高壓高應(yīng)變率下NiTi 的微觀(guān)變形研究包括奧氏體-馬氏體相變和以位錯(cuò)、孿晶為主的塑性變形。20 世紀(jì)90 年代以來(lái)，圍繞應(yīng)力誘導(dǎo)的馬氏體相變的應(yīng)變率敏感特性，材料科學(xué)、力學(xué)以及凝聚態(tài)物理領(lǐng)域的研究者們開(kāi)始關(guān)注動(dòng)載荷下NiTi 合金的物理力學(xué)性質(zhì)。一般認(rèn)為，隨著應(yīng)變率的增加，相轉(zhuǎn)變速率會(huì)趨于極限，即應(yīng)力誘發(fā)的奧氏體向馬氏體相轉(zhuǎn)變階段在應(yīng)變率超過(guò)6000 s?1時(shí)基本不變，表明更高的應(yīng)變率不能引起NiTi 相變轉(zhuǎn)換；在6000 s?1以下，先出現(xiàn)馬氏體相變，后出現(xiàn)馬氏體的塑性屈服，高于臨界應(yīng)變率時(shí)，變形為母相奧氏體的位錯(cuò)誘導(dǎo)的塑性變形[10–14]。2017 年本課題組通過(guò)磁驅(qū)動(dòng)高速飛片實(shí)驗(yàn)結(jié)合數(shù)值模擬證明了奧氏體Ni52Ti48在104～107s?1的沖擊壓縮應(yīng)變率區(qū)間沒(méi)有發(fā)生相變，并將該結(jié)果與此前研究結(jié)果的較大差異歸因于NiTi 合金的相變受組分含量的影響較大[9]，這也是本文第2 節(jié)的主要內(nèi)容。

得益于嚴(yán)格的電子顯微鏡研究，實(shí)驗(yàn)上已經(jīng)基本確定了NiTi 的位錯(cuò)滑移結(jié)構(gòu)以及主要的滑移系，基于密度泛函理論（DFT）的臨界剪切應(yīng)力預(yù)測(cè)也與實(shí)驗(yàn)測(cè)量值基本吻合。一般認(rèn)為，當(dāng)缺乏容易激活的獨(dú)立滑移系時(shí)，孿晶作為另一種基本的塑性變形模式就會(huì)產(chǎn)生。在NiTi 馬氏體中，存在3 種類(lèi)型的孿晶：Ⅰ型、Ⅱ型和混合孿晶。孿晶的產(chǎn)生包括成核和生長(zhǎng)，成核應(yīng)力遠(yuǎn)大于生長(zhǎng)應(yīng)力，而孿晶的成核易受眾多內(nèi)部和外部因素的影響，包括組分、晶粒尺寸、溫度和應(yīng)變率等[15]，意味著強(qiáng)沖擊加載環(huán)境下NiTi 的孿晶模式可能與常壓下存在很大的不同，理解高壓高應(yīng)變率下NiTi 的孿晶模式有利于準(zhǔn)確預(yù)測(cè)極端環(huán)境下孿晶的臨界剪切應(yīng)力。探索高壓高應(yīng)變率下NiTi 的位錯(cuò)、孿晶等微結(jié)構(gòu)的動(dòng)力學(xué)演化過(guò)程具有重要的科學(xué)意義，原子空間尺度分子動(dòng)力學(xué)方法常被用于闡明原子尺度下NiTi 的微結(jié)構(gòu)演化過(guò)程。Yin 等[16]使用Zhong 等[17]的改進(jìn)勢(shì)函數(shù)，發(fā)現(xiàn)隨著初始環(huán)境溫度的升高，一維應(yīng)力下單晶NiTi 的沖擊變形模式由相變/孿晶轉(zhuǎn)變?yōu)閱我坏奈诲e(cuò)運(yùn)動(dòng)。Yazdandoost 等[18]進(jìn)一步研究了局部沖擊荷載下單晶和多晶材料的沖擊行為與能量耗散的關(guān)系，基于應(yīng)變提出了檢測(cè)相變和塑性變形的判據(jù)，還考慮了晶粒尺寸和晶界類(lèi)型的影響。Wang 等[19]利用Ko 開(kāi)發(fā)的MEAM 勢(shì)函數(shù)，研究了單晶NiTi 在一維應(yīng)變沖擊加載條件下的動(dòng)態(tài)響應(yīng)，包括孿晶、相變、退孿晶等行為。目前這些研究多限于單晶樣品，加載條件較單一?；谏鲜瞿M研究現(xiàn)狀及2017 年本課題組的實(shí)驗(yàn)工作，2020 年我們進(jìn)一步開(kāi)展了不同沖擊加載速度和初始環(huán)境溫度下Ni52Ti48合金的微結(jié)構(gòu)演化特征和變形機(jī)制研究，試圖對(duì)實(shí)驗(yàn)工作給予一定的解釋[20]。該模擬工作與實(shí)驗(yàn)工作一同在第2 節(jié)中進(jìn)行介紹，第3 節(jié)探討了沖擊加-卸載拉伸下Ni52Ti48合金的層裂強(qiáng)度隨初始溫度和沖擊速度的演化關(guān)系。相關(guān)研究結(jié)果對(duì)深入認(rèn)識(shí)Ni52Ti48合金的動(dòng)力學(xué)特性具有重要的科學(xué)意義，也有助于其在一些極端服役環(huán)境下的應(yīng)用。

1 材料準(zhǔn)備及實(shí)驗(yàn)和模擬方法介紹

實(shí)驗(yàn)樣品為近等原子比Ni52Ti48合金，由中國(guó)西北形狀記憶合金公司提供，材料的基本數(shù)據(jù)見(jiàn)表1[9]，其中： ρ為密度，CLO為縱向聲速，Cs為剪切聲速，Cb為體聲速， ν為泊松比，TMs為馬氏體的起始相變溫度，TMf為馬氏體的最終相變溫度，TAs為奧氏體的起始相變溫度，TAf為奧氏體的最終相變溫度。圖1 為電子背散射衍射（Electron backscattered diffraction，EBSD）微觀(guān)表征結(jié)果，可以看出，實(shí)驗(yàn)樣品沒(méi)有明顯的擇優(yōu)取向，取向較分散，平均晶粒尺寸約為35 μm。實(shí)驗(yàn)中NiTi 合金樣品的初始平面度約1 μm，光潔度約20 nm，通過(guò)飛片和樣品的精加工，控制初始飛片與樣品撞擊表面的平行度為3 μm左右。

表1 實(shí)驗(yàn)用NiTi 合金材料的基本數(shù)據(jù)[9]Table 1 Characteristics of as-received NiTi alloy[9]

沖擊壓縮和沖擊壓縮-卸載拉伸實(shí)驗(yàn)都在大電流脈沖功率裝置CQ-4 上進(jìn)行[21–22]。平板沖擊壓縮實(shí)驗(yàn)原理和平板沖擊壓縮實(shí)驗(yàn)的典型速度曲線(xiàn)分別如圖2(a)和圖2(b)所示。沖擊壓縮實(shí)驗(yàn)中，為了避免沖擊加載下邊側(cè)稀疏波在反射后向樣品內(nèi)部傳播，依據(jù)阻抗匹配原則，采用與NiTi 樣品波阻抗接近的銅作為動(dòng)量陷阱進(jìn)行沖擊壓縮后的樣品回收，以捕獲動(dòng)量并衰減加載應(yīng)力波，實(shí)現(xiàn)了NiTi 樣品的回收。速度波剖面均呈現(xiàn)出明顯的雙波結(jié)構(gòu)，樣品經(jīng)歷了典型的彈塑性轉(zhuǎn)變。Ni52Ti48合金的沖擊雨貢紐關(guān)系為D= 4.351 + 1.588u（0.1 km/s

圖1 EBSD 測(cè)得的Ni52Ti48 合金顯微組織的反極圖(a)[9]、取向分布散點(diǎn)圖(b)及取向分布密度圖(c)Fig. 1 Inverse polo figure (IPF) map[9] (a), scatter diagrams (b) and contour map (c) of as-received polycrystalline NiTi samples measured by EBSD

圖2 電磁驅(qū)動(dòng)平板沖擊壓縮實(shí)驗(yàn)原理(a)及平板沖擊壓縮實(shí)驗(yàn)典型速度曲線(xiàn)(b)[9]Fig. 2 Schematic of magnetically driven planar shock experiments (a) and typical velocity profiles of shock wave experiments (b)[9]

圖3 電磁驅(qū)動(dòng)平板沖擊壓縮-卸載拉伸實(shí)驗(yàn)原理(a)及樣品自由面速度歷史(b)[23]Fig. 3 Schematic of magnetically driven planar shock compression and unloading tensile experiments (a)and the free surface velocity profiles of samples (b)[23]

非平衡分子動(dòng)力學(xué)模擬（Non-equilibrium molecular dynamics simulation，NEMD）在大規(guī)模原子分子大規(guī)模并行模擬器（Large-scale atomic molecular massively parallel simulators, LAMMPS）上開(kāi)展[24]。采用Lai 等開(kāi)發(fā)并經(jīng)Zhong 等改進(jìn)的嵌入式原子方法（EAM）勢(shì)[17,25]，該勢(shì)較好地描述了靜態(tài)壓縮/拉伸下NiTi 的力學(xué)性能與微觀(guān)結(jié)構(gòu)之間的關(guān)系。對(duì)于溫度變化引起的NiTi 相變也有合理的解釋?zhuān)邞?yīng)變率沖擊載荷下該勢(shì)的適用性和可靠性驗(yàn)證工作詳見(jiàn)文獻(xiàn)[20]。

2 沖擊壓縮加載下Ni52Ti48 合金的微觀(guān)特性

2.1 回收樣品顯微分析

利用動(dòng)量陷阱回收技術(shù)，有效回收了沖擊壓縮下的Ni52Ti48合金樣品，結(jié)合X 射線(xiàn)衍射（X-ray diffraction，XRD）和EBSD 金相顯微分析技術(shù)，對(duì)樣品進(jìn)行了微觀(guān)特性表征。盡管應(yīng)力誘發(fā)的馬氏體轉(zhuǎn)變?cè)卺尫艜r(shí)是可逆的，但是在回收樣品中仍可觀(guān)察到一些馬氏體的殘存結(jié)構(gòu)。圖4 和圖5 所示的XRD 和EBSD 分析結(jié)果均未觀(guān)察到馬氏體結(jié)構(gòu)，表明沖擊壓縮后樣品沒(méi)有發(fā)生奧氏體至馬氏體轉(zhuǎn)變，而是發(fā)生了彈塑性轉(zhuǎn)變，與圖2(b)給出的宏觀(guān)速度波剖面結(jié)果一致。

退火后的初始NiTi 樣品（見(jiàn)圖1(a)）為晶粒分布均勻的典型等軸晶組織，無(wú)明顯織構(gòu)化組織，平均晶粒尺寸為30～40 μm 。經(jīng)平板沖擊壓縮加載后，在Ni52Ti48合金內(nèi)部除了形成大角度晶界，還產(chǎn)生了高密度的小角度晶界，它由高密度位錯(cuò)組織結(jié)合而成，包含位錯(cuò)纏結(jié)、位錯(cuò)墻等，如圖5(a)所示。回收的Ni52Ti48樣品中產(chǎn)生了變形孿晶和再結(jié)晶，變形孿晶和再結(jié)晶在特定區(qū)域內(nèi)同時(shí)存在，再結(jié)晶顆粒在晶粒內(nèi)部均勻分布，這可能是由溫度效應(yīng)引起的，也可能是由變形孿晶成長(zhǎng)形成。

圖4 初始和實(shí)驗(yàn)回收多晶NiTi 樣品的XRD 譜[9]Fig. 4 XRD patterns of as-received and experimentally recovered polycrystalline NiTi samples[9]

圖5 沖擊加載速度up = 0.927 km/s 時(shí)沖擊壓縮回收NiTi 樣品的反極圖(a)以及孿晶(b)和再結(jié)晶(c)的局部放大圖Fig. 5 (a) EBSD characterizations of experimentally recovered polycrystalline NiTi samples at shock loading velocity up = 0.927 km/s at room temperature, and the corresponding amplified configurations in (a),which represent (b) twins and (c) re-crystalline, respectively

圖6(a)所示的反極圖（IPF）顯示，代表不同取向的點(diǎn)分布得比較分散，沒(méi)有主要的分布顏色，證明所測(cè)區(qū)域無(wú)擇優(yōu)取向。圖6(b)中y0、z0方向的晶向分布比較均勻，而x0方向的反極圖中晶向略有集中，最強(qiáng)極密度強(qiáng)度為2.25，與圖1(b)和圖1(c)對(duì)比表明，NiTi 合金經(jīng)沖擊壓縮加載后沒(méi)有發(fā)生非常強(qiáng)烈的擇優(yōu)取向，取向除x0方向外依然較分散。

圖6 沖擊壓縮加載下NiTi 樣品在橫向（x0）、縱向（y0）和法向（z0）的取向分布散點(diǎn)圖(a)和取向分布密度圖(b)Fig. 6 IPF distribution of horizontal (x0), longitudinal (y0) and normal (z0) direction of NiTi under shock compression: (a) scatter diagrams, (b) contour map

圖7 是經(jīng)分析軟件處理得到的初始NiTi 合金樣品和沖擊加載后回收樣品的{001}、{011}和{111}極圖。沖擊壓縮加載后回收樣品的極圖顏色對(duì)比較明顯，密度強(qiáng)度相差較大，藍(lán)色低密度強(qiáng)度面積占比較大，在{001}極圖中存在最高密度強(qiáng)度，最高密度強(qiáng)度為4.84。而初始NiTi 合金樣品的極圖中，綠色低密度強(qiáng)度面積占比較大，在{001}極圖中存在最高密度強(qiáng)度，最高密度強(qiáng)度為3.19。這表明沖擊壓縮加載后回收樣品所選區(qū)域中晶向的規(guī)律性比初始樣品強(qiáng)。

圖7 NiTi 合金初始樣品(a)和沖擊壓縮回收樣品(c)的極射赤面（赤道面）投影圖及其對(duì)應(yīng)的晶界角度分布(b, d)Fig. 7 Pole figures (equatorial plane) of NiTi: (a) as-received and (c) recovered samples under shock compression;(b) and (d): the histograms of frequency and distribution of the boundaries for (a) and (c), respectively

初始樣品和沖擊壓縮回收樣品內(nèi)部晶界分布如圖7(c)和圖7(d)所示?？梢?jiàn)，小角度晶界比例明顯上升，晶界取向小于10°的小角度晶界明顯增多，與EBSD 表征結(jié)果吻合，說(shuō)明材料經(jīng)歷了明顯的塑性變形。此外，圖7(b)和圖7(d)所示的初始樣品和變形回收樣品的晶界角度頻率分布直方圖顯示，變形回收樣品中產(chǎn)生了約70.5°的新晶界類(lèi)型，結(jié)合圖4 中的XRD 分析結(jié)果，可以認(rèn)為產(chǎn)生的是{112}奧氏體孿晶。這說(shuō)明在B2 奧氏體近等原子NiTi 的沖擊壓縮實(shí)驗(yàn)中沒(méi)有產(chǎn)生馬氏體相，高應(yīng)變率下的變形方式為塑性變形，包括位錯(cuò)、孿晶、新晶粒等。

2.2 孿晶、新晶粒等微結(jié)構(gòu)演化的分子動(dòng)力學(xué)模擬

為了解釋實(shí)驗(yàn)中所觀(guān)察到的孿晶和再結(jié)晶現(xiàn)象，采用分子動(dòng)力學(xué)模擬研究了其可能機(jī)理。圖8 顯示了在環(huán)境溫度300 K 下以不同沖擊粒子速度up（0.6、0.8 和1.0 km/s）沖擊壓縮時(shí)nc-NiTi 的NEMD模擬結(jié)果。隨著沖擊波（持續(xù)時(shí)間35 ps）的傳播，nc-NiTi 中存在多種應(yīng)力狀態(tài)，在圖8(b)～圖8(d)中用紅色虛線(xiàn)區(qū)分，標(biāo)記為Relaxed、Unloading、Shocked 和Unshocked。在整個(gè)模擬過(guò)程中，沒(méi)有發(fā)生相變，與實(shí)驗(yàn)結(jié)果一致。NiTi 樣品的宏觀(guān)沖擊實(shí)驗(yàn)和微觀(guān)NEMD 沖擊模擬顯示出非常相似的塑性變形特性，模擬中生成的所有孿晶均為{112}類(lèi)型，與實(shí)驗(yàn)結(jié)果一致。為方便起見(jiàn)，在nc-NiTi 的NEMD 模擬中將處于3 個(gè)不同位置和階段的孿晶標(biāo)記為T(mén)1、T2 和T3，NG 表示在沖擊載荷下形成的新晶粒。

圖8 不同沖擊粒子速度下的一維應(yīng)力波剖面演化(a)；不同沖擊粒子速度下的演化結(jié)果比較：(b) 0.6 km/s，(c) 0.8 km/s，(d) 1.0 km/s（不同的狀態(tài)以紅色長(zhǎng)劃線(xiàn)區(qū)分，微結(jié)構(gòu)包括孿晶T1、T2、T3 和新晶粒（NG），用CNA 方法進(jìn)行表征，沖擊方向用黑色箭頭標(biāo)示）；初始奧氏體以及圖8(b)、圖8(c)和圖8(d)所示nc-NiTi 模型的模擬XRD 分析結(jié)果(e)[20]Fig. 8 (a) 1D pressure profiles in nc-NiTi under different shock-loading velocities; comparisons of simulated results corresponding to (a) at initial ambient temperature 300 K and different loading velocities: (b) 0.6 km/s, (c) 0.8 km/s,(d) 1.0 km/s (Different states are distinguished by red long dashes. The microstructures are characterized by CNA methods: twin T1, T2, T3 and new grain (NG). The shock direction is labelled by black arrows.); the simulated XRD patterns (e) of the nc-NiTi models for initial austenite, Fig.8(b), Fig.8(c) and Fig.8(d), respectively[20]

2.2.1 三晶界附近變形模式的沖擊載荷速度依賴(lài)性

圖9 nc-NiTi {112}奧氏體孿晶T1 在沖擊速度up = 0.6 km/s 下的成核和擴(kuò)展[20]Fig. 9 Nucleation and growth of {112} twin T1 in austenite phase at shock loading velocity up = 0.6 km/s for nc-NiTi[20]

圖10 在up = 0.6 km/s 和up = 0.8 km/s 兩種情況下孿晶和位錯(cuò)的競(jìng)爭(zhēng)機(jī)制[20]Fig. 10 Competition mechanism of twins and dislocations at up = 0.6 km/s and up = 0.8 km/s[20]

與up= 0.6 km/s 和up= 0.8 km/s 的情況不同，up= 1.0 km/s 時(shí)三叉晶界處產(chǎn)生了非晶剪切帶而非孿晶，如圖11 所示。這是由于當(dāng)沖擊波通過(guò)三叉晶界時(shí)，在該區(qū)域（27.5 ps）積累局部應(yīng)力。當(dāng)超過(guò)孿晶（和位錯(cuò)）模式的應(yīng)變適應(yīng)能力時(shí)，會(huì)導(dǎo)致來(lái)自三叉晶界處的非晶剪切帶成核（35.0 ps）[30]。徑向分布函數(shù)（RDF）計(jì)算驗(yàn)證了在上述區(qū)域中產(chǎn)生了非晶態(tài)結(jié)構(gòu)。

圖11 up = 1.0 km/s 時(shí)三叉晶界處形成的非晶剪切帶以及B2 結(jié)構(gòu)的sc-NiTi 和nc-NiTi 中非晶剪切帶的徑向分布函數(shù)g(r)[20]Fig. 11 Formation of amorphous shear band at grain boundaries (GBs) triple junction for shock loading velocity up = 1.0 km/s,and the radical distribution function g(r) of the B2 structure sc-NiTi and amorphous shear band in nc-NiTi[20]

2.2.2 納米級(jí)旋轉(zhuǎn)變形導(dǎo)致nc-NiTi 中產(chǎn)生新晶粒

利用分子動(dòng)力學(xué)模擬對(duì)新晶粒的產(chǎn)生進(jìn)行了解釋。如圖12(a)所示，原晶粒（Parental grain，PG）由大角度晶界（Large angle grain boundary，LAGB）和小角度晶界（Small angle grain boundary，SAGB）構(gòu)成。up= 0.8 km/s 時(shí)，沖擊波通過(guò)該區(qū)域后，在大角度晶界和小角度晶界處都發(fā)生了納米級(jí)的集體理想剪切。這會(huì)導(dǎo)致從大角度晶界激發(fā)出的相同{112}<111>滑移系統(tǒng)（以及具有{110}<100>滑移系統(tǒng)的小角度晶界）激發(fā)出若干位錯(cuò)，并且相鄰位錯(cuò)滑移面之間的距離大約只有兩個(gè)晶格寬度。

如圖12(b)所示，在位錯(cuò)滑行區(qū)域中產(chǎn)生了納米擾動(dòng)壁，它由具有很小的伯氏向量 ±b（小于相應(yīng)的全位錯(cuò)，如a<111>、a<100>）的非晶體位錯(cuò)組成。納米擾動(dòng)壁會(huì)引起該區(qū)域的旋轉(zhuǎn)變形。當(dāng)b的大小增加到完全位錯(cuò)b0時(shí)，納米擾動(dòng)壁最終消失，并且對(duì)應(yīng)于平行位錯(cuò)的整個(gè)區(qū)域完成旋轉(zhuǎn)?？紤]到原晶粒的大角度晶界和小角度晶界都朝向晶粒內(nèi)部發(fā)出位錯(cuò)，因此從大角度晶界和小角度晶界發(fā)出的位錯(cuò)滑移系是不同的，這些位錯(cuò)在原晶粒內(nèi)部相遇并發(fā)生相互作用，從而阻礙位錯(cuò)的傳播，并在位錯(cuò)相互作用區(qū)域產(chǎn)生晶界，形成新的晶粒[31]。用OM 方法可以更清楚地識(shí)別出新晶粒的形成過(guò)程，新晶粒的取向與原晶粒明顯不同。圖12(g)～圖12(h)顯示了納米旋轉(zhuǎn)變形產(chǎn)生的新晶粒的原理。

3 沖擊加-卸載拉伸作用下Ni52Ti48 合金的響應(yīng)特性

基于CQ-4 裝置，利用平板沖擊加-卸載拉伸實(shí)驗(yàn)和樣品軟回收實(shí)驗(yàn)技術(shù)，開(kāi)展了不同加載壓力下Ni52Ti48的層裂強(qiáng)度測(cè)量，實(shí)驗(yàn)原理如圖3(a)所示，利用DLHV 測(cè)得的樣品自由面速度剖面如圖3(b)所示。據(jù)此進(jìn)一步處理得到Ni52Ti48合金的Hugoniot 彈性極限 σHEL和層裂強(qiáng)度 σsp等信息。其中，4 發(fā)沖擊實(shí)驗(yàn)中只有Shot 740 沒(méi)有發(fā)生層裂，處理得到該實(shí)驗(yàn)條件下Ni52Ti48合金的層裂強(qiáng)度為 (3.05 ± 0.20) GPa，Hugoniot 彈性極限 σHEL約為3.0 GPa，Hugoniot 彈性極限與Zhang 等[9]的彈塑性轉(zhuǎn)變結(jié)果一致。

圖12 (a)～(c) up = 0.8 km/s 時(shí)新晶粒的微結(jié)構(gòu)演變，(d)～(f) 微結(jié)構(gòu)演變沿x 軸的OM 分析結(jié)果，(g)～(h) 變形前后B2-NiTi 在(011)面上的投影[20]Fig. 12 (a)–(c) Microstructural evolution of new grain for shock loading velocity up = 0.8 km/s; (d)–(f) the corresponding region based on OM analysis along the x axis; projection of B2-NiTi crystal position on (011) plane before (g) and after (h) deformation[20]

3.1 回收樣品顯微分析

層裂實(shí)驗(yàn)回收樣品的EBSD 表征分析結(jié)果如圖13 所示。當(dāng)加載峰值應(yīng)力 σH= 6.4 GPa 時(shí)，材料內(nèi)部形成大量再結(jié)晶組織，并出現(xiàn)大量新晶粒，在個(gè)別晶粒內(nèi)仍然可以看到孿晶組織，并且變形組織內(nèi)部出現(xiàn)孔洞。如圖13(d)所示，當(dāng)加載峰值應(yīng)力 σH= 8.5 GPa 時(shí)，層裂區(qū)晶粒完全被拉長(zhǎng)和破碎，形成大量的微小晶粒，晶粒取向變化較大，且孿晶特征出現(xiàn)概率減小。如圖13(g)所示，當(dāng)加載峰值應(yīng)力 σH=12.4 GPa 時(shí)，層裂區(qū)晶粒碎化嚴(yán)重，形成大量的微小晶粒，晶粒取向變化較大，反映材料在層裂區(qū)域具有很大的塑性變形和再結(jié)晶趨勢(shì)?？傊S著加載峰值應(yīng)力的增大，層裂區(qū)域的孿晶特征逐漸減弱，再結(jié)晶趨勢(shì)增強(qiáng)。

圖13 沖擊拉伸實(shí)驗(yàn)回收樣品的EBSD 表征分析結(jié)果：(a)～(c) Shot 741, (d)～(f) Shot 739, (g)～(h) Shot 738Fig. 13 EBSD characterization analysis results of samples recovered from shock tensile experiments:(a)–(c) Shot 741, (d)–(f) Shot 739, (g)–(h) Shot 738

圖14 NiTi 合金沖擊拉伸實(shí)驗(yàn)回收樣品的極射赤面（赤道面）投影圖：(a) Shot 741，σ H = 6.4 GPa；(b) Shot 738，σ H = 12.4 GPaFig. 14 Pole figures (equatorial plane) of the NiTi alloy recovered from shock tensile experiments:(a) Shot 741, σ H = 6.4 GPa; (b) Shot 738, σ H = 12.4 GPa

圖14 顯示了加載峰值應(yīng)力為6.4 和12.4 GPa 時(shí)回收樣品的{001}、{011}和{111}極圖?？梢钥闯?，兩者的極圖顏色都比較明顯，密度強(qiáng)度相差較大，其中藍(lán)色低密度強(qiáng)度面積占比較大，并且都在{001}極圖中存在最高密度強(qiáng)度，最高密度強(qiáng)度為24.48 和17.36。與圖7 中初始NiTi 合金樣品、沖擊壓縮加載后回收樣品和準(zhǔn)等熵加載后回收樣品的極圖對(duì)比表明，沖擊拉伸加載后回收樣品所選區(qū)域中晶向的規(guī)律性比初始樣品和沖擊壓縮加載回收樣品高，晶向織構(gòu)更明顯，有極強(qiáng)的擇優(yōu)取向。隨著沖擊拉伸加載峰值壓力的增大，最高密度強(qiáng)度的降低也源于孿晶特征變?nèi)?、再結(jié)晶特征增強(qiáng)。

圖15 顯示了對(duì)應(yīng)于圖13 中EBSD 表征結(jié)果的局部變形程度以及變形結(jié)構(gòu)、再結(jié)晶結(jié)構(gòu)、亞結(jié)構(gòu)分布。當(dāng)加載峰值應(yīng)力 σH= 8.5 GPa 時(shí)，層裂位置的變形局域化趨勢(shì)明顯，層裂發(fā)生過(guò)程中，隨著加載的進(jìn)行，材料內(nèi)部在大變形過(guò)程中同時(shí)發(fā)生再結(jié)晶（與壓縮條件類(lèi)似），并且在位錯(cuò)密度較高位置形成亞結(jié)構(gòu)（亞晶粒）。當(dāng) σH= 12.4 GPa 時(shí)，層裂位置的變形局域化趨于平均，與此同時(shí)，在層裂發(fā)生過(guò)程中，變形區(qū)域、再結(jié)晶區(qū)域和亞結(jié)構(gòu)區(qū)域的分布趨于均勻。

圖15 對(duì)應(yīng)于圖13 中EBSD 表征結(jié)果的局部變形程度以及變形結(jié)構(gòu)、再結(jié)晶結(jié)構(gòu)和亞結(jié)構(gòu)分布：(a)～(b) Shot 739，σ H = 8.5 GPa；(c)～(d) Shot 738，σ H = 12.4 GPaFig. 15 Local deformation degree and distribution of the deformed structure, recrystallized structure, and substructure ofthe EBSD characterization in Fig.13: (a)–(b) Shot 739, σ H = 8.5 GPa; (c)–(d) Shot 738, σ H = 12.4 GPa

3.2 多晶NiTi 層裂的MD 模擬

對(duì)不同初始環(huán)境溫度（300、500 和1000 K）下三維多晶Ni52Ti48合金模型在不同沖擊粒子速度（0.2、0.4、0.6 km/s）下的響應(yīng)進(jìn)行了MD 模擬。對(duì)MD 模擬結(jié)果沿沖擊加載方向（x軸）進(jìn)行切片分析，將模型沿加載方向按照每個(gè)bin 的寬度為5 ?進(jìn)行劃分，計(jì)算每個(gè)切片的溫度T、Hugoniot 應(yīng)力σxx、粒子速度等。每0.5 ps 進(jìn)行一次切片分析。提取模型中最靠近自由面的bin 的粒子速度作為模擬的自由面速度[23]。不同初始環(huán)境溫度和不同沖擊速度對(duì)應(yīng)的典型自由面速度曲線(xiàn)如圖16 所示。

圖16 不同初始環(huán)境溫度及不同沖擊速度下的自由面速度歷史Fig. 16 Free surface velocity histories corresponding to different shock loading velocities and initial ambient temperatures

通過(guò)沿沖擊加載方向進(jìn)行切片分析，得到了每個(gè)bin 在各個(gè)瞬時(shí)的Hugoniot 應(yīng)力，定義層裂發(fā)生前一刻的最大Hugoniot 應(yīng)力為層裂強(qiáng)度。參考實(shí)驗(yàn)中根據(jù)自由面速度歷史確定層裂強(qiáng)度的方法（稱(chēng)為聲學(xué)方法[32]），也可以在模擬中得到對(duì)應(yīng)的層裂強(qiáng)度。不同初始環(huán)境溫度下通過(guò)沿沖擊加載方向的切片分析方法和聲學(xué)方法得到了層裂強(qiáng)度和拉伸應(yīng)變率，如表2 所示。

表2 不同初始環(huán)境溫度下的層裂強(qiáng)度和拉伸應(yīng)變率Table 2 Spall strength and tensile strain rate at different initial ambient temperatures

從圖17 可以看出：隨著卸載拉伸應(yīng)變率的增加，NiTi 合金的層裂強(qiáng)度增加；在105s?1的拉伸應(yīng)變率下，通過(guò)實(shí)驗(yàn)得到的層裂強(qiáng)度為(3.05 ± 0.20) GPa，而在300 K 的環(huán)境溫度、1010s?1的拉伸應(yīng)變率下，通過(guò)MD 模擬得到的層裂強(qiáng)度為(10.0 ± 0.5) GPa，表現(xiàn)出明顯的卸載拉伸應(yīng)變率效應(yīng)。

圖17 不同應(yīng)變率下NiTi 合金的層裂強(qiáng)度Fig. 17 Spall strength of NiTi alloys at different strain rates

4 總 結(jié)

基于大電流脈沖功率電磁驅(qū)動(dòng)裝置CQ-4，開(kāi)展了近等原子比Ni52Ti48合金的平板沖擊壓縮和壓縮加-卸載拉伸實(shí)驗(yàn)，借助動(dòng)量陷阱和軟回收實(shí)驗(yàn)技術(shù)，研究了沖擊加載下Ni52Ti48合金的動(dòng)力學(xué)響應(yīng)，回收樣品的顯微表征結(jié)果表明：Ni52Ti48在沖擊壓縮過(guò)程中以塑性變形為主，包括位錯(cuò)、孿晶及再結(jié)晶等，而在卸載拉伸過(guò)程中變形孿晶的幾率較小，變形方式主要為位錯(cuò)滑移和再結(jié)晶。MD 微觀(guān)模擬重現(xiàn)了實(shí)驗(yàn)中觀(guān)察到的奧氏體孿晶和再結(jié)晶現(xiàn)象，給出了{(lán)112}奧氏體孿晶的成核、擴(kuò)展、位錯(cuò)的競(jìng)爭(zhēng)機(jī)制以及再結(jié)晶物理機(jī)制，得到了高應(yīng)變率下層裂強(qiáng)度隨初始溫度和沖擊速度變化的關(guān)系。

本文介紹的Ni52Ti48合金在高壓高應(yīng)變率下的微觀(guān)特性?xún)H僅涉及NiTi 高壓研究中的一部分，高壓下NiTi 合金仍存在很多問(wèn)題亟待解決。一方面，NiTi 的高壓研究需要更多精妙的實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)；另一方面，NiTi 的MD 模擬受計(jì)算規(guī)模的限制只能重現(xiàn)有限壓力范圍的實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象，未來(lái)的研究將集中在改進(jìn)勢(shì)函數(shù)以及進(jìn)一步擴(kuò)大模擬系統(tǒng)的規(guī)模上，進(jìn)而得到更高壓力、更復(fù)雜極端條件下的NiTi 合金性能，如考慮初始缺陷的影響、輻射模擬等。此外，NiTi 形狀記憶合金在微納尺度的應(yīng)用也愈加廣泛，如微執(zhí)行器、微泵等，其結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)理論在微納NiTi 研究中也將持續(xù)發(fā)揮重要作用。

感謝中國(guó)工程物理研究院流體物理研究所吳剛、陳學(xué)秒、稅榮杰、胥超、鄧順益等在實(shí)驗(yàn)過(guò)程中給予的幫助！感謝中國(guó)礦業(yè)大學(xué)現(xiàn)代分析與計(jì)算中心提供的超算機(jī)時(shí)！