高玉魁，陶雪菲

（1. 同濟大學材料科學與工程學院，上海 201804；2. 上海市金屬功能材料開發(fā)應用重點實驗室，上海 201804；3. 同濟大學航空航天與力學學院，上海 200092）

鋁合金、鈦合金、鋼、高溫合金等金屬材料以其較高的比強度和比模量廣泛應用于汽車、船舶、航空航天等領(lǐng)域，以滿足結(jié)構(gòu)的輕量化要求。金屬構(gòu)件在使用過程中經(jīng)常需要經(jīng)受各種嚴苛的服役條件，因而對其力學性能也提出了較高的要求[1-2]。影響金屬材料力學性能的因素可以分為外因和內(nèi)因兩方面，外因主要包括：應變率、溫度等；內(nèi)因主要包括：材料化學成分、層錯能、微觀組織結(jié)構(gòu)等，如圖1 所示[3]。

在眾多影響因素中，大量的研究結(jié)果表明，變形過程中的應變率對金屬材料的力學性能、失效方式和組織結(jié)構(gòu)演化都會起到至關(guān)重要的影響[4-6]，具體分類如圖2 所示[7]?，F(xiàn)有關(guān)于鋁合金、鈦合金、鋼和高溫合金等金屬材料在各種高速沖擊表面處理后力學性能的研究比較豐富，但關(guān)于金屬材料微觀組織結(jié)構(gòu)隨變形過程中應變率的演化規(guī)律，以及應變率對材料變形機制影響方面的研究還不夠深入。

圖1 材料性能的影響因素示意圖[3]Fig.1 Schematic diagram of the influencing factors of mechanical properties[3]

圖2 根據(jù)應變率的加載模式分類[7]Fig.2 Classifications of loads with reference to strain rate[7]

微觀組織決定材料力學性能，力學性能又是各類微觀組織演變的宏觀體現(xiàn)。本文中將從宏觀性能和微觀組織相結(jié)合的角度出發(fā)，綜述靜力學模型、Johnson-Cook 模型、Zerilli-Armstrong 模型、SG 模型、PTW 模型等常用本構(gòu)模型的基本定義和適用范圍，闡明高速沖擊表面處理對金屬材料強度和塑性的作用規(guī)律。繼而從微觀角度分析表面處理后金屬材料內(nèi)晶粒結(jié)構(gòu)、絕熱剪切帶、形變誘發(fā)相變、位錯組態(tài)、析出相以及變形孿晶等微觀組織的演變過程，揭示應變率對材料組織演化的影響機理以及微觀變形機制的轉(zhuǎn)變對材料宏觀力學性能的影響。還將對高速沖擊表面處理形成的梯度組織變形特點進行總結(jié)，以期為金屬材料高速沖擊表面處理的研究和發(fā)展提供參考。

1 不同應變率下材料力學行為的本構(gòu)關(guān)系

本構(gòu)關(guān)系是刻畫材料在不同變形條件下應力應變響應行為的重要數(shù)學模型，建立能準確描述材料變形過程中物理本質(zhì)的彈塑性本構(gòu)方程，是對金屬材料進行不同條件下宏觀彈塑性變形研究的基礎。在變形過程中，材料的強度和塑性均與應變率有關(guān)，這里主要介紹幾種常用的材料本構(gòu)模型理論及其適用范圍。

1.1 靜力學模型

金屬材料準靜態(tài)變形的應變率主要控制在10?5～10?1s?1范圍內(nèi)。材料在失效前的變形主要分為彈性和塑性兩部分，在發(fā)生塑性變形前，應力與應變呈線性關(guān)系，直線斜率即為材料的彈性模量，在該階段材料僅發(fā)生彈性變形；發(fā)生塑性變形后，材料產(chǎn)生明顯的加工硬化，隨著應變的不斷增加，應力逐漸增加但增長趨勢減緩，即材料的加工硬化率逐漸減小。一種常見的材料彈塑性本構(gòu)方程如下：

式中：σ 為應力，E 為材料的彈性模量，σy為材料的屈服強度，A 為材料參數(shù)，ε 為應變，εy為屈服強度對應的屈服應變，n 為應變硬化指數(shù)。

1.2 Johnson-Cook 模型

對于JC 模型，通常假設應變硬化、應變率硬化和溫度軟化對材料流動應力的影響彼此獨立，式（2）中的未知參數(shù)可通過擬合不同應變率下的應力應變曲線確定。由于JC 模型對很多金屬材料都具有較好的適用性，因此被廣泛應用于各類有限元模型以計算各種材料或構(gòu)件的動態(tài)響應。

但是，JC 模型也具有一定的局限性，它沒有考慮材料在較高環(huán)境溫度下變形時的動態(tài)回復再結(jié)晶現(xiàn)象，也沒有考慮較高應變率范圍內(nèi)變形機制從位錯滑移向位錯拖曳的轉(zhuǎn)變。因此，Andrade 等[8]、Johnson 等[9]和Rule 等[10]在原有的JC 模型的基礎上進行修正，分別提出了考慮再結(jié)晶的階躍函數(shù)H(T)和修正后的MJC、RJC 模型（分別如式（3）～（5）所示）[11]，推動了JC 模型的發(fā)展。

式中：(σf)rec為發(fā)生再結(jié)晶的流動應力；(σf)def為臨近再結(jié)晶時的流動應力；γ 為經(jīng)驗指數(shù)；Ci(i=1～5)為擬合參數(shù)，其他參數(shù)與JC 模型對應。

1.3 Zerilli-Armstrong （ZA）模型

Zerilli 和Armstrong 基于位錯動力學理論分別建立了適用于面心立方（FCC）和體心立方（BCC）的兩種晶格結(jié)構(gòu)的位錯型本構(gòu)模型[12]；此外，通過分析Peierls 應力與林位錯的耦合作用機制，提出了適用于密排六方（HCP）晶體結(jié)構(gòu)的本構(gòu)模型[13]。該模型不僅考慮了不同晶格結(jié)構(gòu)材料應變率敏感性的差異[14-15]，還體現(xiàn)了應變硬化、應變率硬化和溫度軟化對材料流動應力的影響，適用于FCC、BCC 和HCP 晶格結(jié)構(gòu)的ZA 模型分別為：

但該模型也存在一定的局限性，適用于FCC 結(jié)構(gòu)材料的ZA 模型假設流變應力與塑性應變的平方根成正比，該前提并不適用于所有的FCC 結(jié)構(gòu)金屬；而適用于BCC 結(jié)構(gòu)的ZA 模型假設應變硬化指數(shù)與溫度和應變率無關(guān)，因而該模型主要適用于應變率在10?2～104s?1范圍的變形，此時由應變率引起的溫度變化可以忽略不計；適用于HCP 結(jié)構(gòu)的ZA 模型表達形式復雜，應用范圍有限。

1.4 SG 模型

式中：μ為剪切模量。

SG 模型描述壓力和溫度對材料流動應力的影響主要是通過剪切模量與壓力、溫度之間的相關(guān)性來實現(xiàn)的。因此，SG 模型表明流動應力取決于壓力，且材料的畸變律與容變律之間也存在一定的耦合關(guān)系，這一耦合關(guān)系體現(xiàn)了金屬材料在高壓載荷下的硬化效果，適用于多種金屬材料在高壓條件下的流動應力計算。

1.5 PTW 模型

為表征材料在較大應變率范圍內(nèi)（10?3～1012s?1）的變形行為，有研究者運用熱激活位錯動力學和強激波理論提出了PTW 本構(gòu)模型[17]。該模型針對超高速沖擊作用，考慮了高溫、高壓和應變率對材料流動應力的綜合影響。

PTW 模型按應變率大小可以分為：較低應變率階段（10?4～101s?1）、中高應變率階段（102～109s?1）和超高應變率階段（1010～1012s?1）。分別定義這三個階段的屈服強度、飽和加工應力，同時結(jié)合材料的剪切模量和熔點溫度即可得到PTW 模型[18]：

式中：y1、y2和X 是擬合常數(shù)。

式中：Θ 為無量綱材料參數(shù)，a 為擬合常數(shù)。

綜合前述分析，根據(jù)材料的晶體結(jié)構(gòu)和變形過程中的應變率，可采用靜力學模型、JC 模型、SG 模型、ZA 模型和PTW 模型以及各修正后的本構(gòu)模型描述材料在不同應變率下的應力應變關(guān)系。不同的本構(gòu)模型具有不同的適用范圍，如靜力學模型主要適用于準靜態(tài)范圍，JC 模型和ZA 模型主要適用于中低應變率范圍的變形，SG 模型主要適用于較高應變率范圍的變形，而PTW 模型的適用范圍較廣，可以滿足較寬應變率范圍內(nèi)的材料變形計算?；诒緲?gòu)關(guān)系可以模擬和計算材料力學性能隨應變率的宏觀變化規(guī)律，繼而指導工程應用。

2 高速沖擊表面處理對材料宏觀力學性能的影響規(guī)律

金屬材料在不同高速沖擊表面處理工藝下變形時會表現(xiàn)出不同的性能變化，下面結(jié)合現(xiàn)有研究結(jié)果主要從材料強度和塑性兩個方面綜述高速沖擊表面處理對材料力學性能的影響規(guī)律。

2.1 高速沖擊表面處理對材料強度的影響

表面處理過程中的應變率對材料屈服強度、抗拉強度、顯微硬度等有重要影響，通?？烧J為材料流動應力是與應變率相關(guān)的函數(shù)。現(xiàn)有研究結(jié)果表明，隨著應變率的增加，材料的屈服強度和抗拉強度均逐漸增加。在一定的溫度條件下，材料的流動應力和應變率之間的關(guān)系如下[3]：

式中：σ(ε)是材料的應力應變關(guān)系，m 是應變率敏感性指數(shù)，表達式如下[16]：

由式(16)可知，材料的流動應力與應變、應變率正相關(guān)，因此隨著應變率的增加和變形的不斷進行，材料的強度會逐漸增大。對式(16)兩邊求導可得材料的應變硬化率，如式(18)所示。可以發(fā)現(xiàn)，材料的應變硬化率也與應變率呈正相關(guān)，即在變形過程中材料的應變硬化率也會隨應變率的增加而增加：

Hatamleh 等[21]對7075 鋁合金焊接件進行噴丸（shot peening，SP）和激光沖擊處理（laser shock peening，LSP），通過橫截面顯微硬度和室溫拉伸試驗表征試樣處理前后的力學性能變化，分別如圖3(a)～(b)所示。研究結(jié)果表明，經(jīng)噴丸和激光沖擊處理后材料抗拉強度分別提高了10%和30%，表現(xiàn)出加工硬化特征，且沖擊能量越大，強化效果越明顯[22]，由于激光沖擊的能量比噴丸大，所以激光沖擊處理后材料的表層硬度、強度和應變硬化率均較高。Chen 等[23]通過表面機械研磨（surface mechanical attrition treatment，SMAT）處理顯著提高了AISI 304 不銹鋼焊接件的表層硬度和拉伸強度，如圖3(c)～(d)所示，有效改善了材料的力學性能，均體現(xiàn)了應變率強化效應。

圖3 不同材料高速沖擊表面處理前后力學性能變化[21,23]Fig.3 Mechanical properties of different materials processed by various high velocity impact surface treatments[21,23]

比較圖3 中不同材料經(jīng)高速沖擊表面處理前后的橫截面顯微硬度和拉伸曲線可知，高強鋁合金、鋼等材料經(jīng)處理后其屈服強度、抗拉強度和表層的顯微硬度均有不同程度的提高，表現(xiàn)出應變率強化效應，且隨著表面處理沖擊能量的增加，強化效果越明顯。但在實際工程應用中也應根據(jù)需要選擇合適的工藝參數(shù)，避免由于沖擊能量過大引起表面損傷，反而降低了材料的力學性能。此外，不同材料在應變率增加時的應變硬化和應變率硬化程度不同，因為材料本身強度不一，對應變率效應的響應有差異，且不同材料內(nèi)部的變形機制也有所差異，所以表現(xiàn)出不同的宏觀規(guī)律。

2.2 高速沖擊表面處理對材料塑性的影響

除強度外，材料塑性也是衡量其力學性能的另一關(guān)鍵因素。一般而言，材料的強度和塑性很難兼得，通常，通過塑性變形獲得細晶、超細晶和納米晶材料在提高其強度的同時也不可避免會帶來塑性的降低。高速沖擊表面處理在提高材料表層強度的同時也可能帶來塑性的損失。DD6 單晶高溫合金經(jīng)噴丸處理后的拉伸性能發(fā)生了明顯變化，如圖4(a)所示，未噴丸試樣具有明顯屈服點，試樣進入屈服階段后發(fā)生了較大程度的塑性變形，而噴丸后試樣的應力應變曲線沒有明顯屈服點，流動應力在達到最大值后即發(fā)生斷裂，材料塑性明顯下降[24]。旋轉(zhuǎn)加速噴丸（rotationally accelerated shot peening，RASP）處理使18CrNiMo7-6 鋼表層產(chǎn)生劇烈塑性變形，其拉伸性能如圖4(b)所示，材料強度提高的同時塑性降低，且隨著噴丸強度的增加，塑性損失量增加[25]。如圖4(c)所示，IN718 高溫合金經(jīng)超聲沖擊（ultrasonic shot peening，USSP）處理后也均不同程度地表現(xiàn)出延伸率的下降，且超聲沖擊處理時間越長，延伸率下降越多[26]。這主要是由于高速沖擊表面處理在試樣表層產(chǎn)生的劇烈塑性變形使得表層產(chǎn)生明顯的加工硬化，抑制了后續(xù)拉伸過程中塑性變形的發(fā)生。

圖4 不同材料經(jīng)高速沖擊表面處理后的塑性變化[24-26]Fig.4 The plastic changes of different materials processed by high velocity impact surface treatments[24-26]

高速沖擊表面處理對試樣塑性的影響除了可以從延伸率的角度判斷，還可以對破壞斷口進行分析，根據(jù)斷口的不同斷裂特征反映其塑性的變化規(guī)律。噴丸前，TC17 鈦合金拉伸斷口（如圖5(a)所示）的裂紋萌生和擴展區(qū)有較深的韌窩、微孔洞和微裂紋，瞬斷區(qū)有許多等軸狀的韌窩；而經(jīng)高能噴丸（high energy shot peening，HESP）處理后的試樣斷口（見圖5(b)）上僅在中心局部有韌窩，說明試樣心部為韌性斷裂，而表層有解理面，表現(xiàn)出脆性斷裂特征[27]。類似地，未處理純鎳試樣的拉伸斷口上有大量等軸狀的韌窩（見圖5(c)），說明材料表現(xiàn)為韌性斷裂特征，而經(jīng)激光沖擊處理后的純鎳拉伸試樣斷口上的韌窩數(shù)量和深度均有所減少（見圖5(d)），表明材料塑性下降[28]。

圖5 不同材料經(jīng)高速沖擊表面處理后的拉伸斷口[27-28]Fig.5 Tensile fracture morphologies of different materials after high speed impact surface treatment[27-28]

但是與均勻細晶、超細晶和納米晶等材料的高強度低塑性以及均勻粗晶材料的低強度高塑性相比，經(jīng)高速沖擊表面處理后的試樣可以在表層形成梯度結(jié)構(gòu)，在單向應力作用下梯度結(jié)構(gòu)材料會產(chǎn)生宏觀應力應變梯度，改善強度的同時其塑性略有降低，可以獲得較好的強度與韌性組合[29]。Wu 等[30]通過SMAT 在IF（interstitial-free）鋼中引入不同深度的塑性變形層，研究表明，表層與心部之間的力學性能差異導致梯度材料處于復雜應力狀態(tài)，梯度層比例越小，材料塑性越好，如圖6(a)所示。Yang 等[31]在純銅中也觀察到了相似的變化規(guī)律，如圖6(b)所示。

圖6 不同梯度材料的應力應變曲線[30-31]Fig.6 The stress-strain curves of different gradient materials[30-31]

現(xiàn)有的研究結(jié)果表明，高速沖擊表面處理對材料強度的影響主要體現(xiàn)在應變率強化，即：在高速沖擊表面處理過程中，材料的屈服強度、抗拉強度和表層硬度均會隨之提高，表現(xiàn)出明顯的加工硬化特征。而高速沖擊表面處理對材料塑性的影響主要取決于沖擊能量和材料本身的變形機制。沖擊能量的高低決定了表面處理過程中材料表層的應變率，而應變率正是影響材料變形響應的關(guān)鍵因素。較高強度的表面沖擊處理不僅會引起材料表層加工硬化還可能導致表面產(chǎn)生微孔洞和微裂紋等缺陷，導致材料塑性變形能力的降低。但較為合適的高速沖擊表面處理在保證材料表面質(zhì)量的同時，通過形成一定比例的梯度變形層改善表層的力學性能和組織結(jié)構(gòu)，抑制局部頸縮，有利于材料發(fā)生更均勻的塑性變形。經(jīng)表面處理后，材料不同深度處的失效機制不同，較高的應變率導致表層通常表現(xiàn)為脆性斷裂特征，而內(nèi)部基體處的應變率較低多為韌性斷裂，隨著改性層所占比例的增加，材料通常強度提高、韌性下降，因此需要采用較佳的表面處理工藝獲得比例合適的梯度組織，從而獲得較優(yōu)的強度和韌性組合。

3 高速沖擊表面處理后材料力學響應的微觀機理

工藝決定組織，組織決定性能。根據(jù)表面完整性理論[32]，不同的高速沖擊表面處理工藝除了影響材料力學性能，其內(nèi)部的組織結(jié)構(gòu)也會發(fā)生相應的變化，而正是組織結(jié)構(gòu)的演化決定了材料宏觀力學性能的變化規(guī)律。在高速沖擊表面處理過程中，應變率是決定微觀組織結(jié)構(gòu)演變的關(guān)鍵因素。結(jié)合圖1，本節(jié)主要綜述材料內(nèi)部晶粒結(jié)構(gòu)、絕熱剪切帶、形變誘發(fā)相變、位錯組態(tài)、析出相以及變形孿晶等組織結(jié)構(gòu)隨應變率的演變規(guī)律，以及不同應變率下材料內(nèi)微觀變形機制的轉(zhuǎn)變，從而揭示其力學性能的變化機理。

3.1 晶粒結(jié)構(gòu)

金屬材料的塑性變形究其本質(zhì)是晶粒之間的協(xié)調(diào)變形以及晶粒內(nèi)部的變形。當材料發(fā)生塑性變形時會產(chǎn)生一定的激活體積，這對晶粒變形和晶界運動有一定的輔助作用。因此，在變形過程中由于空位擴散和原子遷移，使得晶粒之間發(fā)生一定的相對轉(zhuǎn)動以協(xié)調(diào)塑性變形，導致晶粒的形狀、尺寸、取向等特征均發(fā)生變化，從而改變了晶粒結(jié)構(gòu)。當采用螺紋滾壓、低塑性拋光（low plasticity burnishing，LPB）等低應變率表面處理工藝時，晶粒有較多的時間發(fā)生塑性變形，材料內(nèi)的晶粒多在外力作用下沿外載方向發(fā)生不同程度的伸長（見圖7），呈條帶狀，晶?？v橫比增大，同時還會產(chǎn)生明顯的變形織構(gòu)。當應變量達到一定程度時，位錯的增殖和湮滅達到動態(tài)平衡，晶粒難以進一步細化[33]，但這與高速沖擊表面處理作用下所能達到的飽和晶粒尺寸不同。

而高速沖擊表面處理過程中的應變率主要影響位錯運動自由程。隨著沖擊變形過程中應變率的增大，位錯運動自由程減小，晶粒內(nèi)移動的位錯速度和數(shù)量也相應增加，單位時間內(nèi)位錯相遇幾率增加，導致形成的位錯胞尺寸減小，最終的晶粒尺寸也較小。即應變率越大飽和晶粒尺寸越小，以消耗高應變率變形能[36]。以噴丸[37]、表面機械研磨[38]、激光沖擊[39]等為代表的高速沖擊表面處理也會使材料表層的晶粒結(jié)構(gòu)發(fā)生明顯變化，高速沖擊表面處理后橫截面的晶粒結(jié)構(gòu)梯度變化如圖8 所示。

在高速沖擊表面處理過程中，沖擊能量轉(zhuǎn)化為材料內(nèi)部的變形儲能，試樣表面的應變率和應變量均較高，表層發(fā)生劇烈的塑性變形，晶粒明顯細化，表層的晶粒呈等軸狀，沒有明顯的方向性。通常表面形變處理后試樣橫截面的顯微硬度沿深度方向從表面向內(nèi)常呈遞減的梯度分布，根據(jù)顯微硬度與屈服強度之間的經(jīng)驗公式σy≈Hv/3可知，形變處理后材料表層的強度也得到了提高，改善了表層的力學性能[40]。

圖7 低應變率表面處理后的晶粒形貌[34-35]Fig.7 Grain structure of materials processed by low-strain-rate surface treatments[34-35]

式中：Δσg為由晶粒變化帶來的屈服強度增量，kH-P為材料常數(shù)，D 為晶粒尺寸。

根據(jù)Hall-Petch 原理（見式(19)），晶粒細化對材料強度的提高主要歸因于晶界強化。在多晶體材料變形時，晶界對位錯運動起阻礙作用。隨著應變量和應變率的增加，晶粒尺寸減小、晶界增多且位錯不斷增殖，晶界處位錯不斷堆積形成更多的位錯纏結(jié)，產(chǎn)生較為明顯的應力集中現(xiàn)象。當局部應力集中程度足夠大時，會激發(fā)相鄰晶粒內(nèi)產(chǎn)生新的位錯以緩解晶界處的應力集中程度。所以當晶粒細化至超細晶或納米晶時，材料中含有大量晶界對位錯運動的阻礙作用增強，從而提高了材料強度[41]。

但由于高速沖擊表面處理的影響層深度有限，從表面向內(nèi)，沖擊作用產(chǎn)生的應變率和應變量逐漸衰減，材料內(nèi)部的變形程度逐漸減弱，從橫截面的金相組織看，晶粒結(jié)構(gòu)從細小等軸晶逐漸過渡至原始基材的粗晶，因而使材料強度沿深度方向呈梯度分布[42]。

式中：T0為室溫，ζ 為熱轉(zhuǎn)變系數(shù)，ρd為材料密度，c 為比熱，εf為斷裂時的真應變，dε 為應變變化量。

高速沖擊表面處理也會產(chǎn)生一定的絕熱溫升（見式(20)）和摩擦熱，改變材料局部的晶粒結(jié)構(gòu)和取向，產(chǎn)生一定的弱化作用[43-45]。作者前期的研究結(jié)果表明，在較高應變率下變形時，由于塑性變形和熱效應的共同作用會引發(fā)2060 鋁鋰合金在常溫環(huán)境下的噴丸處理中發(fā)生動態(tài)回復再結(jié)晶軟化（見圖9）[46]，這一過程使得材料中的位錯密度降低、強度下降，可視為一種組織弱化現(xiàn)象。再結(jié)晶的形核、生長以及最終的再結(jié)晶晶粒尺寸均與應變率有關(guān)，當應變率較小時，變形時間較長，塑性變形產(chǎn)生的位錯有足夠的時間發(fā)生滑移及位錯相消，因而材料中主要發(fā)生連續(xù)再結(jié)晶；當應變率增加，原子擴散時間不足，材料中發(fā)生不連續(xù)再結(jié)晶，再結(jié)晶比例減小，新形成的再結(jié)晶晶粒尺寸也較小，且變形過程中的應變率越高，變形晶粒內(nèi)能更快積累畸變能，再結(jié)晶驅(qū)動力增大，動態(tài)再結(jié)晶形核率更高，晶粒得到細化[47]。

圖9 AA2060 鋁鋰合金噴丸過程中的動態(tài)回復再結(jié)晶[46]Fig.9 Dynamic recovery and recrystallization of AA2060 Al-Li alloy induced by shot peening[46]

同時，動態(tài)回復再結(jié)晶還會改變板材原有的織構(gòu)取向（見圖10）[46]，使得原本的軋制織構(gòu)向再結(jié)晶織構(gòu)轉(zhuǎn)變。根據(jù)Schmid 方程，織構(gòu)取向也會影響材料性能，轉(zhuǎn)變?yōu)樵俳Y(jié)晶織構(gòu)后局部加權(quán)平均Schmid 因子增大，使該處的硬度下降、強度減弱，也是組織弱化的一個原因。

此外，晶粒尺寸本身對材料的組織弱化現(xiàn)象也有一定的影響。當應變率增加導致晶粒尺寸逐漸減小時，材料強度也并不是隨晶粒尺寸的減小一直單調(diào)增加，而是存在臨界晶粒尺寸使材料強度達到峰值。這是因為隨著晶粒尺寸的變化，材料的變形機制發(fā)生了改變：在降低至臨界晶粒尺寸前，隨著晶粒尺寸的減小，晶界增多，對位錯運動的阻礙作用增強，表現(xiàn)為組織強化；當減小到臨界晶粒尺寸時，材料強度達到峰值；此后隨著晶粒尺寸的進一步減小，應變主要集中在晶界，隨著晶界的持續(xù)增多，可以通過晶界滑移實現(xiàn)更多的塑性變形，因而材料強度又發(fā)生回落，表現(xiàn)為組織弱化[48-50]。所以材料強度和晶粒尺寸之間的關(guān)系可以進一步修正為：

式中：kH-PD?1/2和k1D?1分別表示細晶強化和細晶弱化對材料性能的影響。

圖10 AA2060 鋁鋰合金噴丸前后晶粒取向圖[46]Fig.10 Grain orientation map of AA2060 Al-Li alloy before and after shot peening[46]

3.2 絕熱剪切帶

當應變率增加至105～107s?1范圍時，在剪切變形高度局域化的高速動態(tài)變形過程中，材料受沖擊作用部位的晶粒發(fā)生了嚴重的拉長和碎化，短時間內(nèi)窄帶中的密集剪切變形與溫度急劇升高共同作用導致材料發(fā)生局部熱力學不穩(wěn)定，當熱軟化效應超過應變率硬化和應變硬化效應時，促進了絕熱剪切帶的形成[51-54]。在高應變率變形過程中，塑性功在短時間內(nèi)轉(zhuǎn)變?yōu)闊崃繉е虏牧蟽?nèi)部溫度升高，材料來不及散熱從而產(chǎn)生組織弱化使得強度降低[55]。

絕熱剪切帶的形成與應變速率密切相關(guān)，較高的應變率有利于絕熱剪切帶的萌生與擴展。其形成過程包含了形變帶的產(chǎn)生和發(fā)展、形變帶向相變帶的轉(zhuǎn)化、相變帶的發(fā)展以及裂紋沿剪切帶擴展而導致?lián)p傷的一系列過程，其中相變帶通常產(chǎn)生于鋼鐵和鈦合金等材料中。在一定的應變量下，隨著應變率的增加，絕熱剪切處于不同的演變階段。這一過程可以從熱黏塑性本構(gòu)方程、熱黏塑性失穩(wěn)臨界條件和絕熱條件等方面進行分析[56]：

在一定溫度T 下的雙變量動態(tài)失穩(wěn)準則即為[56]：

式中：積分常數(shù)G 取不同值時分別表示材料處于絕熱剪切過程中的不同演變狀態(tài)。

3.3 形變誘發(fā)相變

金屬材料在不同應變率下變形時，組織中還會發(fā)生形變誘發(fā)相變，從而對材料的強度和塑性產(chǎn)生影響。在相變過程中，晶體的結(jié)構(gòu)發(fā)生了轉(zhuǎn)變，母相和新相的強度、塑性差異，以及相與相之間的相互作用等均會對材料的力學性能產(chǎn)生影響。目前研究比較多的是鋼在較高應變率和較大變形量下發(fā)生的馬氏體相變。研究表明，通過噴丸[57]、機械研磨[57]、激光沖擊[58-59]等高速沖擊表面處理方法對304 不銹鋼進行處理，都可以使得材料中的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，如圖11 所示，奧氏體本身塑性較強，而馬氏體較硬，相變及表層晶粒細化的協(xié)同作用可以改善材料的強度。此外，組織細化導致的韌化與馬氏體相變脆化之間的平衡可以抑制應變局域化，也使材料塑性得以保持。類似地，其他類型的鋼材[60]、鈦合金[61]、高溫合金[62]等經(jīng)高速沖擊表面處理后也會發(fā)生形變誘發(fā)相變，如圖12 所示。

圖11 304 奧氏體不銹鋼的沖擊相變[57]Fig.11 Phase transformation of 304 austenite stainless steel by impact deformation[57]

馬氏體相變的產(chǎn)生是由于在高速變形過程中的絕熱升溫使其本質(zhì)上還是一個短時熱處理過程，在達到一定變形程度時，亞穩(wěn)態(tài)的奧氏體向穩(wěn)定狀態(tài)的馬氏體轉(zhuǎn)變。當應變率較小時，材料主要以變形為主，材料中的馬氏體含量較少，分布也較為集中；隨著應變率的增加，逐漸出現(xiàn)絕熱溫升，此時相變誘導塑性效應和溫度效應的協(xié)調(diào)作用使產(chǎn)生的馬氏體板條分布更加均勻[63-64]。

圖12 不同材料在不同高速沖擊表面處理下的形變誘發(fā)相變[60-62]Fig.12 Deformation induced phase transformation of different materials under different high velocity impact surface treatments[60-62]

材料的相變驅(qū)動力包括化學驅(qū)動力和機械驅(qū)動力兩部分，化學驅(qū)動力即為母相與新相之間的化學自由能差值，而外載荷導致的變形即為機械驅(qū)動力。高應變率變形增大了相變的機械驅(qū)動力，晶格中原子的振動幅度顯著增加，有利于原子從一個勢能低谷遷移到另一低谷而產(chǎn)生相變，這一過程吸收了部分沖擊功。應變率越高，試樣吸收的能量越多，絕熱溫升越高，沖擊載荷做功轉(zhuǎn)化成的相界面能和應變能越多，促使亞穩(wěn)相向穩(wěn)定相轉(zhuǎn)變。形變誘發(fā)相變消耗了部分變形能從而抑制了局部塑性變形的產(chǎn)生，使材料的變形更加均勻，塑性也得到改善。

3.4 位錯組態(tài)

在外加載荷的作用下，金屬材料的塑性變形在晶粒內(nèi)部通常主要體現(xiàn)為位錯運動，位錯密度隨應變率的變化關(guān)系[17]：

式中：ρ為可動位錯密度，ω為比例常數(shù)，b 為伯氏矢量，v 為位錯運動速率。

即隨著應變率的增加，位錯密度會逐漸增大。傳統(tǒng)的晶體塑性理論表明，位錯滑移是熱激活機制的，如下式[65]：

式中：σA為位錯運動的長程阻力，與熱激活無關(guān)；σT為短程阻力，與熱激活相關(guān)；U0為位錯交截過程的總勢壘；V 為熱激活體積；kT為玻爾茲曼常數(shù)。

所以在塑性變形過程中，應變率越大，位錯自身能量越高，更傾向于形成穩(wěn)定結(jié)構(gòu)，材料內(nèi)部位錯組態(tài)隨應變量和應變率的演變規(guī)律如圖13 所示。

圖13 位錯組態(tài)隨應變量和應變率的演變規(guī)律示意圖[66-67]Fig.13 Proposed diagram of dislocation evolution with the increment of plastic strain and strain rates[66-67]

如高能噴丸[68]、表面機械研磨處理[69]和激光沖擊[70]等高速沖擊表面處理過程中，材料表面的應變率較高，可達104～106s?1。但是隨著距表面深度的不斷增加，沖擊能量向內(nèi)不斷衰減，越接近試樣心部，應變量和應變率越小，材料內(nèi)部的位錯密度也會逐漸降低，因而在表層形成了梯度分布的位錯結(jié)構(gòu)，如圖14 所示。

圖14 高速沖擊表面處理后不同深度處的位錯組態(tài)[68-70]Fig.14 Dislocations at different depths after high velocity impact surface treatments[68-70]

高速沖擊表面處理時，試樣心部的應變率和變形量均較小，晶內(nèi)形成位錯線。隨著距表面深度的減小，應變率和變形量均逐漸增大，材料內(nèi)的位錯逐漸累積、位錯密度也逐漸增加，位錯發(fā)生纏結(jié)、交割等相互作用，形成大量密集的位錯墻，選區(qū)電子衍射（selected area electron diffraction，SAED）顯示為拉長狀的斑點，表明亞晶之間是取向差較小的多晶。隨著位錯的不斷累積，位錯墻和位錯纏結(jié)將晶粒分割成胞狀亞結(jié)構(gòu)，胞壁處的位錯密度較高，胞內(nèi)的位錯密度較低，晶?？v橫比減小。當逐漸靠近材料表面時，應變率接近于峰值，更多的位錯在晶界處堆積，亞晶界處的位錯不斷生成與湮滅，導致亞晶界兩側(cè)失配角增大，逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼蔷Ы纾藭rSAED 顯示為完整的圓環(huán)，表明表面處形成了隨機取向的細小等軸晶。

根據(jù)Taylor 位錯理論，位錯密度對材料流動應力的影響可用下式計算：

式中：Δσd為由位錯密度變化引起的屈服強度增量，M 為Taylor 因子，α 是表征位錯之間相互作用的參數(shù)；ρt是總位錯密度，它包含統(tǒng)計存儲位錯（ρs）和幾何必需位錯（ρg），兩類位錯密度隨變形量的變化分別如下式[71]：

式中：L 為平均自由程，λ 和Λ 是材料參數(shù)，D 為晶粒尺寸。兩類位錯對材料流動應力的影響可以用復合模型來表示[71]：

式中：f 為晶界比例。

基于前述分析，應變率對位錯組態(tài)的影響可以歸納為：準靜態(tài)或低應變率變形可以視為等溫過程，在此過程中位錯密度不斷增加，材料強度增加塑性降低，發(fā)生較為明顯的組織強化。但是當應變率較高時，變形過程可認為伴隨有絕熱升溫也可能產(chǎn)生摩擦熱，對有些材料如2060 鋁鋰合金等而言，塑性變形與熱效應的共同作用易引發(fā)動態(tài)回復再結(jié)晶使得位錯發(fā)生重組和異號位錯相消，導致位錯密度降低，可能引起材料強度的下降。同時，在較高應變率條件下變形時，位錯短時間內(nèi)受到較大應力，有更多的滑移系被激活以協(xié)調(diào)塑性變形，緩解了局部應力集中，這時材料也產(chǎn)生了一定的組織軟化現(xiàn)象。應變率的強化和弱化作用導致了位錯組態(tài)的多樣性。

3.5 析出相

變形過程中的應變率還會影響晶內(nèi)和晶界處的析出相及其與位錯之間的相互作用。蔡大勇[72]對GH4169 高溫合金進行噴丸處理使材料中析出了δ’相，如圖15(a)～(b)所示，AISI 4140 鋼經(jīng)激光沖擊處理后在亞晶界處析出了球形M23C6析出相[73]，如圖15(c)～(d)所示，6061 鋁合金在激光沖擊處理后也析出了納米尺寸的球形析出相[74]，如圖15(e)～(f)所示。

這些研究均表明，在高速沖擊表面處理過程中，隨著應變率的增加，外力做功明顯，引起較為顯著的絕熱溫升現(xiàn)象，沖擊過程中的溫度變化量可通過下式計算得到[47,75]：

圖15 不同材料在不同高速沖擊表面處理變形時析出相變化[72-74]Fig.15 The variation of precipitates of different materials deformed under different high velocity impact surface treatments[72-74]

式中：W 為沖擊物體對靶材所做的功，εs、εc分別為起始和終結(jié)應變，Q 為試樣吸收的能量，m 為試樣質(zhì)量。但由于 σ是一個隨應變變化的數(shù)值，不易計算，故可采用下式近似計算：

式中：? E為沖擊動能，v'為沖擊速度，假設沖擊動能全部轉(zhuǎn)化為試樣做功，可得到下式以計算溫度變化量：

塑性變形和溫度效應的協(xié)同作用使材料中析出第二相，產(chǎn)生了明顯的強化作用，改善了材料的力學性能。根據(jù)不同材料中析出相的類型、尺寸和分布狀態(tài)不同，產(chǎn)生的強化效果也有所差異[64]。

析出相的強化效果主要通過其與位錯發(fā)生交互作用體現(xiàn)，其強化機制按析出相是否可變形分為位錯切過機制和位錯繞過機制，析出相與位錯之間的相互作用示意圖如圖16 所示。當析出相可變形且與基體之間為共格或半共格關(guān)系時，表現(xiàn)為位錯切過機制，其強化效果主要取決于析出相本身的性質(zhì)。在切過機制中，所產(chǎn)生的共格應變易對層錯、彈性模量等產(chǎn)生影響，從而產(chǎn)生共格應變強化、模量強化、層錯強化等。因此，析出相尺寸越大、數(shù)量越多，產(chǎn)生的強化效果越明顯[76]。但是，切過機制使位錯切過阻力降低，位錯平面塞積的可能性降低，易導致變形局域化，對材料塑性不利。

當析出相強度較高不易發(fā)生塑性變形且與基體之間不共格時，表現(xiàn)為位錯繞過機制，即Orowan 強化機制，如下式：

圖16 位錯運動通過強化相方式[77]Fig.16 The ways of dislocation moving through strengthening phases[77]

式中：Δτ 為由析出相引起的切應力變化量，v 為泊松比，d'為粒子之間的有效間距，Dp為粒子的平均直徑，r0為位錯核的半徑。

從式(37)中可以看出，對于不易變形的析出相，其強化效果主要取決于析出相的間距。在這一過程中，不僅會產(chǎn)生大量位錯環(huán)導致位錯塞積，對位錯源產(chǎn)生反作用，阻礙位錯運動；而且位錯環(huán)的形成減小了析出相之間的間距，位錯繞過作用增強，這些均表現(xiàn)為組織強化效果。因此，獲得細小且密集分布的析出相有利于改善材料的力學性能。

應變率對位錯與析出相之間相互作用的影響如圖17 所示。當外載的應變率較低時，材料中的析出相數(shù)量較少，尺寸較大，不滿足位錯繞過機制的條件，所以此時以位錯切過機制為主。但是隨著應變率的增加，可動位錯的運動速度增大，較高的運動速率說明位錯能量較高，此時位錯繞過析出相，兩種機制均表現(xiàn)出明顯的組織強化效果。因此，析出相對材料強度的影響可以歸納為下式：

圖17 應變率對位錯與析出相之間相互作用的影響[77]Fig.17 Effects of strain rate on the interaction of dislocations and precipitates[77]

式中：Δσp為由析出相引起的屈服強度變化量，kp為擬合常數(shù)。

此外，較高應變率變形也可能促使細小的析出相回溶，造成材料強度的降低。7055 鋁合金[78]和AA2195 鋁合金[79]在不同應變率下變形時，材料中細小的析出相發(fā)生了不同程度的回溶，降低了材料力學性能。沖擊載荷提供的變形能越大，則析出相回溶的驅(qū)動力增加，回溶速度加快。高速沖擊表面處理過程中，材料中的位錯密度較高，有更多的變形能轉(zhuǎn)化為材料內(nèi)能。因此，位錯與析出相之間的相互作用增強，析出相回溶所需的變形量減小，回溶速度加快。但是當析出相回溶較多時，位錯與析出相之間的交互作用減弱，回溶速度放緩[80]。當材料中有較多的析出相回溶時，析出相對位錯的阻礙作用減弱，位錯可動性增加，導致材料發(fā)生組織軟化。

3.6 變形孿晶

當表面處理過程中的應變率較高時，晶粒內(nèi)的位錯滑移機制受到抑制，材料塑性變形的微觀機制發(fā)生改變。應變率對材料變形機制的影響可用Zener-Hollomon 參數(shù)表征[81-82]：

式中：Q'為擴散激活能，R 為氣體常數(shù)。

與常規(guī)變形條件（較低應變率和室溫）相比，隨著應變率的增加，lnZ 增大，相當于降低了材料層錯能[83]。隨著層錯能的降低，產(chǎn)生孿晶的臨界應力減小，而發(fā)生位錯滑移的臨界應力對層錯能不敏感，當層錯能低于臨界值時材料的變形機制發(fā)生轉(zhuǎn)變。位錯及變形孿晶的演變規(guī)律如圖18 所示。在塑性變形過程中，隨著應變率的增加，當應變量較大或晶界處產(chǎn)生位錯塞積時，位錯滑移受到較大阻礙導致內(nèi)應力增加，產(chǎn)生局部應力集中，當位錯塞積產(chǎn)生的內(nèi)應力達到臨界孿晶應力時即產(chǎn)生變形孿晶[84]。

一般而言，變形孿晶多在層錯能較低的材料中出現(xiàn)，如鋼、鈦合金等。低層錯能材料的滑移面間距較大，它們在表面機械研磨[85]、高能噴丸[85]、激光沖擊[86]等高應變率載荷作用下變形時，位錯滑移開動較為困難，擴展位錯不易聚合。因此變形時產(chǎn)生的位錯難以運動導致不斷聚集產(chǎn)生應力集中，開始產(chǎn)生如圖19 所示的變形孿晶以協(xié)調(diào)變形，使晶粒取向有利于變形。

圖19 高應變率下變形孿晶[85-86]Fig.19 Deformation twins occurred under high strain rates[85-86]

但是，在一定的變形條件下高層錯能材料如鋁合金中也會產(chǎn)生變形孿晶。Yamakov 等[87]通過分子動力學模擬探究了納米孿晶鋁在不同變形量下的組織結(jié)構(gòu)演變過程以及變形孿晶的形成機制；Chen 等[41]和Liao 等[88]也報道了低溫高應變率條件下鋁合金中可以形成變形孿晶，如圖20 所示。當鋁合金處于高應變率條件下變形時，鋁合金中的變形機制發(fā)生轉(zhuǎn)變，產(chǎn)生變形孿晶以協(xié)調(diào)塑性變形。

孿晶對材料性能的影響與孿晶層厚度有關(guān)，同時也取決于位錯滑移面和滑移方向與孿晶界之間的位向關(guān)系。根據(jù)位向關(guān)系的不同可以分為位錯塞積穿過孿晶界機制（hard mode I）、貫穿位錯受限滑移機制（hard mode II）以及不全位錯平行孿晶界滑移機制（soft mode），如圖21 所示[89]。

對于塊體材料，當孿晶層厚度大于臨界厚度（ec）時，在變形過程中，孿晶界不僅可以像傳統(tǒng)晶界一樣阻礙位錯運動，提高材料強度，還可以作為位錯滑移面提供較多的位錯存儲空間，從而改善材料塑性，孿晶對材料強度的影響如下式[90-91]：

式中：△σt為由孿晶引起的屈服強度變化量，β 為常數(shù)，e 為孿晶層厚度，F(xiàn) 為孿晶體積分數(shù)。

圖20 納米晶鋁TEM 圖像[41]Fig.20 TEM micrographs of nanocrystalline aluminum deformed by manually grinding[41]

圖21 Thompson 雙四面體與納米孿晶片層的相對位向關(guān)系[89]Fig.21 A schematics showing the relative orientation between a double Thompson tetrahedra and twin lamellae[89]

此時隨著應變率的增加，孿晶層厚度減小，孿晶密度增加，孿晶界對位錯的阻礙作用增強，表現(xiàn)出明顯的組織強化效果。

但是，當孿晶層厚度低于臨界值時，應變率繼續(xù)增加導致的孿晶層厚度減小會使材料強度降低，表現(xiàn)出組織弱化效果[92]。此時變形機制轉(zhuǎn)變?yōu)樾た藖聿蝗诲e從孿晶界或晶界處形核，并沿孿晶界向晶粒內(nèi)部運動，此時位錯的晶界形核過程主導材料的強度和塑性。因而此時當應變率較高時，晶粒尺寸減小，孿晶層厚度減小，材料強度反而降低，但塑性有所改善。同時，晶粒尺寸越小，臨界孿晶層厚度越小，材料峰值強度越高。

綜合前述分析，在材料的塑性變形過程中，材料內(nèi)部的晶粒結(jié)構(gòu)、絕熱剪切帶、形變誘發(fā)相變、位錯組態(tài)、析出相以及變形孿晶等均會隨表面處理過程中應變率的變化而變化，從而對材料的宏觀力學性能產(chǎn)生影響，表現(xiàn)出組織強化或者弱化效果。在高速沖擊表面處理過程中，隨著變形的不斷進行，位錯不斷增殖、堆積導致位錯密度急劇增加，使得材料強度增加、塑性下降，產(chǎn)生組織強化。但此過程中被激活的滑移系增多，同時可能伴隨有絕熱溫升和摩擦熱的影響，使得有些材料中位錯相消并產(chǎn)生動態(tài)回復再結(jié)晶，引起織構(gòu)演變，同時位錯密度降低，表現(xiàn)為材料流動應力的下降和塑性的改善。不同應變率變形時還會產(chǎn)生形變誘發(fā)相變和第二相析出，改變基體中的強化相類型、尺寸和分布狀態(tài)，影響析出相與位錯的相互作用機制，產(chǎn)生組織強化。同時，高應變率變形產(chǎn)生的絕熱溫升也可能導致基體中的析出相回溶，對位錯運動的阻礙作用減弱，導致組織弱化。當應變率和變形量進一步增加時，位錯密度達到飽和，位錯運動受到限制，局部應力集中超過臨界孿晶應力，促使變形孿晶形成以協(xié)調(diào)塑性變形，孿晶層厚度以及位錯與孿晶界之間的位向關(guān)系也會產(chǎn)生組織強化或弱化效果[93]。

4 高速沖擊表面處理梯度組織變形特點

材料性能是內(nèi)部各微觀組織結(jié)構(gòu)協(xié)同作用的宏觀體現(xiàn)。隨著表面處理過程中應變率的增加，在產(chǎn)生應變率強化效果的同時，也不可避免地會產(chǎn)生一定的弱化作用，強化與弱化因素之間的協(xié)調(diào)與平衡最終產(chǎn)生復雜的應變率效應。單純通過較高的應變率和較大的變形量細化組織在獲得較高強度的同時也會損失材料塑性，這將限制金屬材料的進一步應用。因此，如何通過合適的表面處理工藝來調(diào)整金屬材料的微觀組織結(jié)構(gòu)，從而改善材料的表面完整性并調(diào)控其力學性能，將是未來研究的重點和難點。

研究表明，通過諸如高能噴丸[94-95]、表面機械研磨[96-97]、激光沖擊[98-99]等高速沖擊表面處理可以形成梯度形變組織。在變形過程中，表面細晶層可提高材料強度而內(nèi)部粗晶基體則可保證材料塑性，細晶層與粗晶層之間沒有明顯界面，在變形過程中不易發(fā)生分層。且梯度組織在變形過程中的不均勻應變分布可以促使產(chǎn)生幾何必需位錯，形成背應力強化，如下式：

式中：σb為背應力，σu為材料卸載過程中的反向屈服應力，σ?為流變應力的熱激活部分。這有利于改善材料強度。同時梯度組織的宏觀應變梯度使材料在變形過程中處于多向應力狀態(tài)，如圖22 所示，易激活新的滑移系，有利于變形。表層細晶與內(nèi)部粗晶在變形時相互約束，抑制應變局域化和早期屈服，也改善了材料塑性，可以實現(xiàn)較好的強度與塑性組合[100]。

圖22 試樣變形示意圖Fig.22 Schematic diagram of sample deformation

基于現(xiàn)有研究結(jié)果，本文中提出各類組織結(jié)構(gòu)對材料流動應力影響的綜合效應模型，以體現(xiàn)各強化和弱化因素對材料性能的影響：

式中：第1 項σ0為晶格摩擦力；第2 項是晶粒的影響（包括細晶強化、細晶弱化以及晶粒取向的影響，k2為擬合常數(shù)，ηavg為加權(quán)平均Schmid 因子）；第3 項為位錯的影響；第4 項為析出相的影響；第5 項為孿晶的影響。

5 結(jié)論與展望

（1）金屬材料力學性能與表面處理過程中的應變率密切相關(guān)。隨著應變率的增加，材料的屈服強度、抗拉強度和表層硬度通常會有所增大，表現(xiàn)出應變率強化效果。經(jīng)表面處理后形成的梯度組織，相比于均勻粗晶的低強度高塑性和均勻細晶、超細晶、納米晶等材料的高強度低塑性，可以獲得更好的強度與塑性組合，有效改善材料的力學性能。

（2）表面處理過程中的應變率也會對材料的組織結(jié)構(gòu)演化產(chǎn)生重要影響。當應變率較低時，材料處于準靜態(tài)或低應變率變形，此時材料的變形機制以位錯滑移為主，在該范圍內(nèi)，隨著應變率的增加，晶粒細化、位錯密度增大，由于晶界強化和位錯強化，材料的強度增加、塑性下降，表現(xiàn)出組織強化效果。隨著應變率的進一步增加，大多數(shù)材料均會表現(xiàn)出應變率強化效應，但有些材料如2060 鋁鋰合金等，由于塑性變形和熱效應的共同作用，也可能引發(fā)動態(tài)回復再結(jié)晶，這又導致位錯密度下降，并引發(fā)織構(gòu)弱化，產(chǎn)生組織弱化效果。

（3）當應變率較高時，材料處于沖擊變形階段，由于變形時間極短，塑性功轉(zhuǎn)化成的熱量來不及耗散，可產(chǎn)生絕熱溫升，微觀組織中可能產(chǎn)生絕熱剪切帶，導致材料流動應力下降。此外，高應變率變形不僅產(chǎn)生形變誘發(fā)相變，還會影響沉淀相的析出與回溶，改變沉淀相與位錯之間的相互作用機制，從而產(chǎn)生強化或弱化作用。當應變率增加導致的位錯增殖達到飽和且局部應力集中程度超過臨界孿晶應力時，還會激發(fā)變形孿晶的產(chǎn)生。應變率越高，孿晶層間距越小，孿晶密度越大。在減小至臨界孿晶層厚度之前，隨著孿晶層厚度的減小，孿晶界對位錯運動的阻礙作用增強，材料表現(xiàn)出強化效果。此后，隨著孿晶層厚度的進一步減小，變形機制發(fā)生變化，不全位錯沿孿晶層滑移繼而產(chǎn)生弱化現(xiàn)象。

（4）基于現(xiàn)有應變率效應對材料力學性能和微觀組織的研究成果，未來可利用不同應變率的變形方式對金屬材料的組織結(jié)構(gòu)進行設計和調(diào)整，改善材料的表面完整性，從而調(diào)控材料宏觀性能。利用高速沖擊表面處理可以在材料表層形成梯度分布的組織結(jié)構(gòu)，在提高材料強度的同時改善其塑性，從而獲得較優(yōu)的力學性能，有利于拓寬金屬材料的應用范圍。