馬 彥，袁福平，武曉雷

（1. 中國(guó)科學(xué)院力學(xué)研究所非線性國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100190；2. 中國(guó)科學(xué)院大學(xué)工程科學(xué)學(xué)院，北京 100049）

高應(yīng)變速率載荷下，金屬材料往往因局部化形變而失效破壞[1]。在軍事工業(yè)領(lǐng)域，子彈的穿甲侵徹與材料的局域化絕熱剪切損傷緊密相關(guān)。對(duì)實(shí)心穿甲彈，彈頭的絕熱剪切有利于在侵徹過(guò)程中自銳化而增大穿刺深度[2]。在航空航天領(lǐng)域，飛行器的安全威脅主要來(lái)自空間碎片的高速撞擊，材料的絕熱剪切直接導(dǎo)致飛行器構(gòu)件的災(zāi)難性破壞。所以，金屬材料的動(dòng)態(tài)剪切行為是材料在特殊使用環(huán)境下必須考慮的關(guān)鍵問(wèn)題[1-3]。

高應(yīng)變速率載荷誘發(fā)材料的局部化形變，有兩個(gè)基本特征：加載速度快變形過(guò)程接近絕熱狀態(tài)；變形區(qū)域小易形成剪切帶。由于絕熱剪切帶（adiabatic shear band, ASB）的形成和擴(kuò)展在約1 0-5s 內(nèi)完成且寬度一般在102μm 內(nèi)，目前仍缺乏有效的實(shí)驗(yàn)技術(shù)實(shí)現(xiàn)原位直接觀測(cè)[2]?，F(xiàn)階段，主要手段是通過(guò)表征材料變形失效后的微觀結(jié)構(gòu)來(lái)分析和推演ASB 形成和擴(kuò)展過(guò)程。Meyers 等[4]在低層錯(cuò)能304L 不銹鋼動(dòng)態(tài)剪切實(shí)驗(yàn)中，發(fā)現(xiàn)ASB 內(nèi)形成晶粒尺寸100～200 nm 的等軸晶，通過(guò)形變織構(gòu)分析，得出這些等軸晶是通過(guò)變形過(guò)程中初始晶粒的旋轉(zhuǎn)、滑移和孿生機(jī)制形成的。Yang 等[5]則通過(guò)應(yīng)變凍結(jié)實(shí)驗(yàn)，系統(tǒng)地研究1Cr18Ni9Ti 奧氏體型不銹鋼形成ASB 過(guò)程中微結(jié)構(gòu)的演化，證實(shí)ASB 內(nèi)晶粒的動(dòng)態(tài)旋轉(zhuǎn)再結(jié)晶機(jī)制。Li 等[6]在高錳鋼的子彈侵徹試驗(yàn)中，發(fā)現(xiàn)ASB 內(nèi)產(chǎn)生明顯的納米晶區(qū)域和非晶區(qū)域，表明在ASB內(nèi)由于極高的溫升產(chǎn)生了金屬熔化和快速冷卻。Wei 等[7-8]則分別研究了粗晶（coarse grained, CG）、超細(xì)晶（ultrafine grained, UFG）、納米晶（nanocrystalline, NC）結(jié)構(gòu)鐵在高應(yīng)變率下的壓縮變形，結(jié)果表明，減小晶粒尺寸會(huì)導(dǎo)致材料形成ASB 的概率提高，同時(shí)定量分析了應(yīng)變硬化率和率敏感性對(duì)形成ASB 的影響。

目前，關(guān)于金屬材料ASB 失效的基本準(zhǔn)則是由Zener 等[9]提出的材料應(yīng)變硬化與熱軟化相互競(jìng)爭(zhēng)的機(jī)制，即當(dāng)材料喪失應(yīng)變硬化能力時(shí)發(fā)生ASB 失效。Batra 等[10]提出ASB 形成判據(jù)（最大應(yīng)力準(zhǔn)則：ASB 在流變應(yīng)力達(dá)到最大值時(shí)形成并快速擴(kuò)展，導(dǎo)致流變應(yīng)力快速跌落至峰值的80%），但該準(zhǔn)則往往僅適用于均質(zhì)材料。在梯度材料[11]和多層材料[12]中，ASB 形成于材料中硬化能力較弱的區(qū)域，但由于材料的非均勻性，當(dāng)局部形成ASB 后材料整體依然具有硬化能力，當(dāng)ASB 貫穿整個(gè)樣品時(shí)材料才會(huì)喪失承載能力。在這些異構(gòu)材料[11-12]中，局部微區(qū)的力學(xué)屬性差異能夠延緩ASB 的形成和傳播，從而延緩材料失效的發(fā)生。由此可見(jiàn)，材料的微觀結(jié)構(gòu)對(duì)形成ASB 失效非常重要。本文中，以FeNiAlC 雙相鋼為例，討論不同微結(jié)構(gòu)材料的剪切變形行為，進(jìn)一步理解微結(jié)構(gòu)對(duì)材料形成ASB 的影響以及溫升和熱軟化對(duì)材料發(fā)生局部化變形的影響。

1 實(shí) 驗(yàn)

FeNiAlC 合金由純度為99.99%的鐵、鎳、鋁金屬單質(zhì)進(jìn)行熔煉而成。首先，在真空電弧爐中經(jīng)過(guò)5 次反復(fù)熔煉形成 ? 20 mm 的鑄錠，測(cè)得鑄錠中鐵以外化學(xué)成分的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為w(Ni)=24.86%,w(Al)=5.8%,w(C)=0.38%，記為Fe-24.86Ni-5.8Al-0.38C。接著，將鑄錠加熱至1 100 ℃后熱鍛成10 mm×10 mm×50 mm的鋼板，在950 ℃下進(jìn)行熱軋，終軋厚度為6 mm，冷卻至室溫。然后，將熱軋板在真空馬弗爐中進(jìn)行均勻化固熔，固熔溫度為1 150 ℃，固熔24 h 后進(jìn)行快速淬火處理。最后，將固熔后的金屬板進(jìn)行大應(yīng)變冷軋?zhí)幚?，壓下量（截面積減少量）分別為39%、53%（記為CR39、CR53），未進(jìn)行冷軋?zhí)幚淼牟牧蠟榇志B(tài)（記為CG）。

動(dòng)態(tài)沖擊樣品采用強(qiáng)迫剪切構(gòu)形試樣（帽形試樣），強(qiáng)迫剪切區(qū)寬度為200 μm，剪切方向垂直于板材軋制方向，帽形試樣的厚度即為冷軋后板材的厚度，如圖1 所示。實(shí)驗(yàn)時(shí)，將試樣緊密放置于用馬氏體時(shí)效鋼制成的限位環(huán)中，限位環(huán)在沖擊過(guò)程中變形量極小，保證樣品主要受剪應(yīng)力的作用。由有限元模擬結(jié)果[13]，剪切區(qū)的高度（2 mm）遠(yuǎn)大于剪切區(qū)的寬度（0.2 mm），壓應(yīng)力相對(duì)剪應(yīng)力是小量，因此帽形樣品的變形過(guò)程可以近似等效為純剪切變形。在 ? 13 mm 分離式霍普金森壓桿（split Hopkinson pressure bar, SHPB）裝置上進(jìn)行沖擊實(shí)驗(yàn)，子彈速度約20 m/s，加載應(yīng)變率范圍為10 000～30 000 s-1，每個(gè)狀態(tài)的樣品重復(fù)5 次實(shí)驗(yàn)，重復(fù)性相對(duì)較好，實(shí)驗(yàn)誤差小。通過(guò)桿上的應(yīng)變片和動(dòng)態(tài)應(yīng)變儀測(cè)量，得到入射桿和透射桿中的反射波應(yīng)變?chǔ)臨和透射波應(yīng)變?chǔ)臫，進(jìn)行空載標(biāo)定應(yīng)變片敏感系數(shù)。利用兩波法和一維彈性理論，計(jì)算樣品在一維應(yīng)力加載下的剪切應(yīng)力τs、剪切應(yīng)變?chǔ)胹、應(yīng)變率 γ˙s與和位移us：

式中：E、A和c0分別為霍普金森桿的楊氏模量（210 GPa）、橫截面積（132.7 mm2）和縱波波速（5 050 m/s），As和ts分別為帽形樣品的剪切區(qū)面積和寬度[14]。

實(shí)驗(yàn)前后樣品的微觀結(jié)構(gòu)采用Zeiss Gemini 300 掃描電鏡（scanning electron microscope, SEM）和JEOL 2100F 透射電鏡（transmission electron microscope, TEM）進(jìn)行表征。使用電子背散射衍射（electron backscatter diffraction, EBSD）技術(shù)獲取材料的晶體學(xué)取向及位錯(cuò)密度等，選用Oxford Symmetry 探頭進(jìn)行掃描，掃描步長(zhǎng)為50～1 000 nm，使用CHANNEL 5 軟件進(jìn)行數(shù)據(jù)后處理。觀測(cè)前的樣品準(zhǔn)備，詳見(jiàn)文獻(xiàn)[15]。

圖 1 動(dòng)態(tài)剪切實(shí)驗(yàn)裝置和樣品Fig. 1 Dynamic shear experimental device and its sample

2 結(jié) 果

2.1 初始微結(jié)構(gòu)

沖擊實(shí)驗(yàn)前，對(duì)CG、CR53 樣品進(jìn)行微結(jié)構(gòu)表征。圖2 為CG 樣品晶粒的反極圖（inverse pole figure,IPF）和相圖（phase figure, PF）。固熔后樣品由奧氏體相（austenite, γ）和馬氏體相（martensite, α）構(gòu)成，奧氏體平均晶粒尺寸較大，約為11.5 μm，馬氏體相析出在奧氏體晶界處，平均晶粒尺寸約為3.55 μm，馬氏體相約占15%，屬于一種雙相合金。由圖2(a) 可見(jiàn)，固熔后晶粒取向隨機(jī)分布，無(wú)明顯織構(gòu)。圖3 為CR53 樣品的IPF 和PF。軋制過(guò)程中發(fā)生少量馬氏體相變，馬氏體相比例略有增加，約占18%。奧氏體晶粒被拉長(zhǎng)，統(tǒng)計(jì)晶粒的長(zhǎng)軸和短軸比約為2.1，據(jù)晶粒被拉長(zhǎng)計(jì)算等效應(yīng)變約為0.49[16]，而冷軋53%換算成等效應(yīng)變約為0.50。這說(shuō)明冷軋過(guò)程中，變形主要發(fā)生在奧氏體相中，馬氏體相幾乎不承擔(dān)變形。由圖3(a)可見(jiàn)，與粗晶態(tài)相比，冷軋后出現(xiàn)明顯的〈111〉絲織構(gòu)[17]。為了研究樣品冷軋前后的位錯(cuò)形貌和位錯(cuò)密度，對(duì)CG、CR53 樣品進(jìn)行TEM 觀察。圖4(a)為CG 樣品奧氏體相的形貌和[011]晶向衍射譜。固熔后樣品內(nèi)部有少量的平形位錯(cuò)，長(zhǎng)度較短，位錯(cuò)密度極低。圖4(b)為CR53 樣品的晶粒衍襯像、α 相[001]晶向的衍射譜和γ 相[011]晶向的孿晶衍射譜，樣品內(nèi)部位錯(cuò)密度明顯增大，位錯(cuò)大多纏結(jié)在晶界和相界附近，奧氏體晶粒內(nèi)部產(chǎn)生少量變形孿晶。CG 和CR53 樣品中晶粒形貌、尺寸和位錯(cuò)密度的差異，影響兩種微結(jié)構(gòu)樣品的動(dòng)態(tài)剪切行為，這將在以下作詳細(xì)介紹。

圖 2 實(shí)驗(yàn)前CG 樣品的微觀結(jié)構(gòu)Fig. 2 Microstructures of CG sample before experiment

圖 3 實(shí)驗(yàn)前CR53 樣品的微觀結(jié)構(gòu)Fig. 3 Microstructures of CR53 sample before experiment

圖 4 實(shí)驗(yàn)前CG 和CR53 樣品的TEMFig. 4 TEM observations of CG and CR53 sample before experiment

2.2 動(dòng)態(tài)剪切性能

用動(dòng)態(tài)剪切實(shí)驗(yàn)所得的數(shù)據(jù)，通過(guò)式(1)獲得的剪切應(yīng)力與變形位移、剪切應(yīng)變的關(guān)系曲線如圖5所示。圓點(diǎn)為名義動(dòng)態(tài)剪切屈服強(qiáng)度，CG 樣品約為480 MPa，CR39、CR53 樣品分別為910、1 250 MPa，冷軋量越大，樣品的剪切屈服強(qiáng)度越高。方點(diǎn)為樣品的最大剪切應(yīng)力，根據(jù)最大剪應(yīng)力準(zhǔn)則[10]，此時(shí)樣品剪切區(qū)內(nèi)部形成ASB，此后剪切應(yīng)力快速下降，樣品發(fā)生失穩(wěn)破壞。在形成剪切帶前，變形主要集中在寬200 μm 的剪切區(qū)內(nèi)，一般認(rèn)為這個(gè)過(guò)程中剪切區(qū)內(nèi)的變形是均勻的[14]。圖5(b)中，曲線所包圍的面積可以近似為材料的動(dòng)態(tài)剪切韌性。

圖 5 不同微結(jié)構(gòu)的動(dòng)態(tài)剪切性能Fig. 5 Dynamic shear properties of various microstructures

與其他合金一樣，利用帽形試樣獲得FeNiAlC 合金的動(dòng)態(tài)剪切性能，并進(jìn)行比較。圖6 為FeNiAlC合金和其他常用合金(301、316 不銹鋼等)的均勻剪切應(yīng)變和剪切韌性與動(dòng)態(tài)剪切強(qiáng)度的關(guān)系[13-14,18-24]。在同等動(dòng)態(tài)剪切強(qiáng)度情況下，F(xiàn)eNiAlC 合金剪切韌性優(yōu)于其他合金，擁有較優(yōu)異的動(dòng)態(tài)剪切性能。

圖 6 不同金屬的動(dòng)態(tài)剪切性能Fig. 6 Dynamic shear properties of various metals

2.3 均勻剪切變形區(qū)的孿生與位錯(cuò)

為了研究變形過(guò)程中微結(jié)構(gòu)的變化，采用SEM 中的EBSD 技術(shù)對(duì)變形后的樣品進(jìn)行表征。由圖7(a)～(b)可見(jiàn)，CG 樣品中剪切區(qū)的中心有一條識(shí)別率較低的窄帶（兩條虛線之間）是剪切失穩(wěn)后形成的ASB。ASB 兩側(cè)約100 μm 區(qū)域是主要的剪切變形區(qū)，剪切變形區(qū)內(nèi)產(chǎn)生大量小角晶界，在奧氏體和馬氏體的相界附近有大量的小晶粒產(chǎn)生。在等軸的奧氏體晶粒內(nèi)形成大量的變形孿晶（deformation twin,DT），寬度為2～3 μm。由圖7(b)可見(jiàn)，馬氏體相所占比例約14%，與剪切變形前相比幾乎沒(méi)有變化，說(shuō)明變形過(guò)程中沒(méi)有發(fā)生馬氏體相變。在圖7(c)中，紅線為該點(diǎn)與相鄰點(diǎn)之間的取向差，藍(lán)線為該點(diǎn)與初始點(diǎn)的取向差。每跨過(guò)一個(gè)（孿晶）界面時(shí)，取向角改變60°，這是典型的FCC 晶體Σ3 孿晶取向關(guān)系[25]。CG 樣品剪切變形后孿晶密度較高，發(fā)生孿生變形的區(qū)域占總體積的60%以上，說(shuō)明在此應(yīng)力狀態(tài)下，奧氏體晶粒大部分發(fā)生孿生變形。

圖 7 實(shí)驗(yàn)后CG 樣品的微觀結(jié)構(gòu)Fig. 7 Microstructures of CG sample after experiment

由圖8(a)～(b)可見(jiàn)，CR53 樣品中靠近ASB 區(qū)域產(chǎn)生大量的小晶粒，與變形前相比晶粒明顯細(xì)化，遠(yuǎn)離ASB 區(qū)域產(chǎn)生少量的孿晶。由圖8(b)可見(jiàn)，α 相所占比例約18%，與變形前相近，說(shuō)明冷軋態(tài)樣品也幾乎沒(méi)有發(fā)生馬氏體相變。由圖8(c)可見(jiàn)，當(dāng)跨過(guò)孿晶界面時(shí)，CR53 樣品界面兩側(cè)取向角相差60°，同CG 樣品結(jié)果類似。

KAM (kernel average misorientation)即mka，為晶粒內(nèi)一點(diǎn)與周圍相鄰點(diǎn)的取向差的平均值，是一個(gè)與幾何必需位錯(cuò)（geometrically necessary dislocation, GND）密度正相關(guān)的物理量[26]。圖9～10 分別為CG 和CR53 樣品剪切變形前后局部晶粒的KAM 及分布。分布圖中，統(tǒng)計(jì)分布時(shí)取向差步長(zhǎng)為0.25°。對(duì)比CG 樣品剪切變形前后局部晶粒的KAM，可以得到兩個(gè)有價(jià)值的結(jié)論。（1）變形前，由于經(jīng)過(guò)高溫長(zhǎng)時(shí)間的固熔處理，晶粒內(nèi)部取向差極小，說(shuō)明此時(shí)晶粒內(nèi)部位錯(cuò)密度極低，僅在晶界周圍小于1 μm 內(nèi)存在明顯的取向差分布（0.5°～1.1°）。這可能是因固熔后進(jìn)行快速淬火處理，在界面處會(huì)產(chǎn)生殘余應(yīng)變，引起GND 密度升高。（2）與變形前相比，剪切變形后奧氏體晶粒承擔(dān)主要變形，因此在奧氏體晶粒內(nèi)部出現(xiàn)了高密度的GND，KAM 在0.8°～2.0°，尤其在孿晶界周圍，KAM 約為2°。說(shuō)明變形產(chǎn)生大量的位錯(cuò)釘扎在孿晶界附近，位錯(cuò)與孿晶的相互作用為CG 樣品在剪切變形過(guò)程中提供了較大的應(yīng)變硬化能力。對(duì)比CG 態(tài)樣品變形前后γ 相KAM 分布可見(jiàn)，由于樣品中α 相含量較少，硬度較大[15]，幾乎不參與變形，變形前后KAM 幾乎沒(méi)有變化，所以這里只進(jìn)行γ 相KAM 的比較。變形前KAM 平均值約為0.96°，變形后為1.26°，根據(jù)KAM 與GND 密度的關(guān)系[26]，可以估計(jì)變形后GND 增加約30%。這也說(shuō)明，CG 樣品均勻剪應(yīng)變之所以能達(dá)到5，晶粒內(nèi)部有充足的可動(dòng)位錯(cuò)參與變形。

圖 8 實(shí)驗(yàn)后CR53 樣品的微觀結(jié)構(gòu)Fig. 8 Microstructures of CR53 sample after experiment

對(duì)比CR53 樣品剪切變形前后局部晶粒的KAM 可見(jiàn)，由于經(jīng)過(guò)大應(yīng)變冷軋過(guò)程（等效應(yīng)變約0.50），樣品表現(xiàn)出很高的KAM，尤其是在晶界附近KAM 為1.8°～3.0°，遠(yuǎn)高于固熔后的CG 樣品。不同于CG 樣品，CR53 樣品變形后晶粒內(nèi)部的KAM 明顯小于變形前的KAM。同樣，對(duì)比CR53 樣品變形前后γ 相KAM 分布可見(jiàn)，變形前分布范圍為0.8°～3.1°，變形后減小為0.8°～2.3°，變形前平均值為1.73°，變形后減小至1.33°，根據(jù)KAM 與GND 密度的線性關(guān)系，GND 密度減小約23%。通常，變形會(huì)使位錯(cuò)密度增大，但由于CR53 樣品變形前的位錯(cuò)密度已經(jīng)很高，且動(dòng)態(tài)實(shí)驗(yàn)應(yīng)變率高，變形時(shí)間短，剪切區(qū)內(nèi)發(fā)生絕熱剪切，有較大的溫升，會(huì)使局部晶粒發(fā)生部分回復(fù)。同時(shí)，該樣品均勻剪切應(yīng)變較小，約為1，所以剪切變形后，回復(fù)的作用大于變形的效果，KAM 不增反降，GND 密度降低，致使CR 樣品應(yīng)變硬化能力降低，過(guò)早的發(fā)生塑性失穩(wěn)（形成ASB）。

圖 9 實(shí)驗(yàn)前CG 和CR53 樣品的KAM 及分布Fig. 9 KAM values and distributions of CG and CR53 sample before experiment

圖 10 實(shí)驗(yàn)后CG 和CR53 樣品的KAM 及分布Fig. 10 KAM values and distributions of CG and CR53 sample after experiment

2.4 絕熱溫升

在動(dòng)態(tài)加載過(guò)程中，由于加載速度極高，變形時(shí)間在100 μs 內(nèi)，熱傳導(dǎo)來(lái)不及進(jìn)行，所以整個(gè)剪切過(guò)程可近似成絕熱過(guò)程[1-3]。同時(shí)，認(rèn)為在均勻剪切階段，剪切區(qū)內(nèi)的應(yīng)變是均勻的。計(jì)算剪切過(guò)程中剪切區(qū)溫升的塑性功轉(zhuǎn)化溫升公式為[14]：

圖 11 最大應(yīng)力點(diǎn)前剪切區(qū)塑性功引起的溫度升高Fig. 11 Temperature rise due to plastic dissipation work in shear zone before maximum stress point

式中：η 為總的非彈性功轉(zhuǎn)化為熱量的系數(shù)（Taylor-Quinney 系數(shù)），本文中取0.8；ρ 和cV為材料的密度和比熱容，τ 和γp為剪切應(yīng)力和剪切塑性應(yīng)變。對(duì)FeNiAlC 合金，測(cè)得ρ 為9.8 g/cm3，cV取540 J/(kg·K)[27]。圖11 為用實(shí)驗(yàn)所測(cè)的剪切應(yīng)力和應(yīng)變、據(jù)式(2)計(jì)算的溫升曲線。CR 樣品的溫升斜率明顯高于CG 樣品，這是因?yàn)镃R 樣品由于冷軋過(guò)程中引入大量的可動(dòng)位錯(cuò)及位錯(cuò)胞等亞結(jié)構(gòu)，在塑性變形初期剪切流變應(yīng)力大，導(dǎo)致溫升的斜率高于CG 樣品。當(dāng)剪應(yīng)變達(dá)到0.5 時(shí)，CR 樣品的溫升約為100 K，CG 樣品只有50 K，而當(dāng)剪應(yīng)變達(dá)到最大均勻剪應(yīng)變時(shí)，CR53 樣品最終溫升達(dá)到190 K，而CG 樣品最終溫升高達(dá)720 K。這表明，絕熱溫升可能不是ASB 形成的主導(dǎo)或者唯一因素[27-28]。

2.5 絕熱剪切帶

一般認(rèn)為，ASB 是材料受到?jīng)_擊載荷作用時(shí)的一種失效模式[1-2]。當(dāng)材料受到高速率剪切力時(shí)，通常認(rèn)為材料的失效是塑性應(yīng)變硬化和絕熱溫升所致的熱軟化相互競(jìng)爭(zhēng)的結(jié)果[9]。變形初期，溫升較小，材料的應(yīng)變硬化占據(jù)主導(dǎo)，發(fā)生均勻變形，剪切應(yīng)力不斷提高。當(dāng)剪切區(qū)溫升達(dá)到一定值時(shí)，材料的應(yīng)變硬化不足以抵抗溫升帶來(lái)的熱軟化，材料發(fā)生局部化變形，剪切應(yīng)力驟然下降，形成ASB。圖7～8 中未能解析的帶狀部分就是變形形成的ASB。因?yàn)閹?nèi)發(fā)生了比帶外高1～2 個(gè)數(shù)量級(jí)的變形，所以當(dāng)前的掃描步長(zhǎng)不足以解析其微結(jié)構(gòu)。對(duì)于ASB 內(nèi)的微結(jié)構(gòu)采用40 nm 的步長(zhǎng)重新掃描，如圖12 所示。CG 樣品ASB 內(nèi)晶粒不同于剪切區(qū)的晶粒發(fā)生孿生變形或局部晶粒細(xì)化，而是形成了大小幾乎相等的等軸晶。晶粒尺寸集中在200～500 nm，遠(yuǎn)遠(yuǎn)小于初始的晶粒尺寸（13 μm）。由此可得，在ASB 形成時(shí)帶內(nèi)組織發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（dynamic recrystallization, DRX），與大多數(shù)金屬材料類似[14]，在大應(yīng)變和高溫的作用下，ASB 內(nèi)形成取向隨機(jī)、大小相等的再結(jié)晶晶粒。同CG 樣品相似，CR53 樣品同樣發(fā)生了DRX。CG 和CR53 兩種樣品ASB 內(nèi)雖然應(yīng)變極大，但均不發(fā)生相變，只是在原有馬氏體相的基礎(chǔ)上發(fā)生晶粒細(xì)化，沒(méi)有形成新的馬氏體相。

圖 12 絕熱剪切帶內(nèi)微觀結(jié)構(gòu)Fig. 12 Microstructures within ASBs

根據(jù)熱塑模型理論[1]，材料發(fā)生ASB 失效時(shí)，剪切帶的寬度可以通過(guò)材料所受最大剪應(yīng)力和應(yīng)變率等進(jìn)行估算。Dodd 等[1]提出剪切帶寬度的計(jì)算公式：

式中：τ 和 γ˙ 分別為形成剪切帶時(shí)的剪應(yīng)力和剪應(yīng)變率，T為試樣溫度，λ 為熱傳導(dǎo)系數(shù)（不銹鋼約為15 W/(m·K)[28]?；谇懊娴膶?shí)驗(yàn)和計(jì)算結(jié)果，CG 樣品剪切帶的理論寬度為29.7 μm(T=1 018 K，τ=1 100 MPa，γ˙ =63 000 s-1)，CR53 樣品的為14.6 μm (T=468 K，τ=1 340 MPa， γ˙ =98 000 s-1)。圖7～8 中的剪切帶寬度并不是均勻的，受到局部微結(jié)構(gòu)和受力狀態(tài)的影響較大。通過(guò)劃線法統(tǒng)計(jì)剪切帶的寬度，結(jié)果如圖13 所示。CG 樣品剪切帶的寬度范圍為12～19 μm，平均值為15.8 μm，而CR53 樣品剪切帶寬度范圍為9～15 μm，平均值為12.3 μm。對(duì)比來(lái)看，CR53 樣品的理論計(jì)算ASB 寬度更接近于實(shí)驗(yàn)所測(cè)真實(shí)寬度，而CG 樣品的實(shí)際剪切帶寬度范圍小于理論計(jì)算值。這可能是根據(jù)塑性功計(jì)算樣品溫度帶來(lái)的影響。熱塑模型的基礎(chǔ)是理想的絕熱條件，而實(shí)際實(shí)驗(yàn)過(guò)程中：CR53 樣品從加載到ASB 失效過(guò)程較短，更接近絕熱條件；CG 樣品具有較好的應(yīng)變硬化能力，因此從加載至產(chǎn)生ASB 失效經(jīng)歷時(shí)間更長(zhǎng)，考慮到熱耗散因素，實(shí)際的剪切帶寬度小于理論值。

圖 13 絕熱剪切帶寬度分布Fig. 13 ASBs width distributions

3 討 論

在FeNiAlC 合金準(zhǔn)靜態(tài)拉伸變形的研究[15]中，CG 樣品的主要變形方式為位錯(cuò)滑移和少量孿生變形，硬化能力較弱。而在本文中，由于應(yīng)變率提高約108倍，面心立方結(jié)構(gòu)一般具有正的率敏感系數(shù)，動(dòng)態(tài)條件下會(huì)顯著提升流變應(yīng)力水平，極大地促進(jìn)孿晶的形成[29-30]，變形方式以孿晶與位錯(cuò)交互作用為主導(dǎo)，因此剪切韌性得到充分提升。在準(zhǔn)靜態(tài)拉伸下，CR 樣品變形方式以位錯(cuò)滑移和馬氏體相變?yōu)橹?，相變誘導(dǎo)塑性（transformation induced plasticity，TRIP）效應(yīng)顯著，所以保持了較高的均勻塑性。但在動(dòng)態(tài)剪切加載下，由于應(yīng)變速率的提高，局部溫升導(dǎo)致材料層錯(cuò)能升高，馬氏體相變被抑制[31]，因此應(yīng)變硬化能力不足導(dǎo)致過(guò)早地發(fā)生局部失穩(wěn)。同時(shí)，CR 樣品冷軋后，由于存在明顯的織構(gòu)不易于發(fā)生孿生變形[17]，所以在動(dòng)態(tài)剪切時(shí)，屈服后硬化能力不足，較早地發(fā)生失穩(wěn)。

ASB 的萌生、絕熱溫升和應(yīng)力驟降三者的因果關(guān)系，一直是材料絕熱剪切變形研究的熱點(diǎn)問(wèn)題之一[3,27]。在熱塑模型理論中，認(rèn)為絕熱溫升是形成ASB 失效的主要原因，最大應(yīng)力準(zhǔn)則也是建立在溫升導(dǎo)致的ASB 形成后產(chǎn)生應(yīng)力的驟然下降上。但是，由于動(dòng)態(tài)沖擊的變形特點(diǎn)（高應(yīng)變率和極短時(shí)間），ASB 范圍極窄，形成速度極快與載荷下降時(shí)間相差無(wú)幾，所以一直沒(méi)有明確的實(shí)驗(yàn)證據(jù)證實(shí)三者的先后關(guān)系。Guo 等[27-28]試圖用實(shí)驗(yàn)證實(shí)材料剪切帶失效與溫升的關(guān)系，結(jié)果表明：在Ti 合金中ASB 的萌生先于塑性變形產(chǎn)生明顯溫升，而材料的最大應(yīng)力也出現(xiàn)在ASB 萌生前。該結(jié)果與傳統(tǒng)的熱塑模型所給的預(yù)測(cè)結(jié)論相悖。本文中關(guān)于絕熱剪切帶熱塑模型分析計(jì)算的結(jié)果與實(shí)驗(yàn)結(jié)果對(duì)比顯示，當(dāng)剪切變形時(shí)間較長(zhǎng)時(shí)（材料的硬化能力較強(qiáng)），變形過(guò)程與熱塑模型的理論前提（理想絕熱條件）有所差異，材料的熱耗散和微觀結(jié)構(gòu)變形不均勻等原因會(huì)影響ASB 的形成和擴(kuò)展，使熱塑模型的結(jié)論與真實(shí)實(shí)驗(yàn)結(jié)果相差較大。同時(shí)，本文中也證實(shí)了絕熱溫升不是雙相鋼材料形成ASB 的主導(dǎo)因素或唯一因素，還應(yīng)考慮共同影響材料ASB 失效過(guò)程的局部化應(yīng)變和材料微觀結(jié)構(gòu)演化等。

4 結(jié) 論

對(duì)FeNiAlC 合金進(jìn)行帽形沖擊實(shí)驗(yàn)，研究其動(dòng)態(tài)剪切變形行為和微結(jié)構(gòu)機(jī)理。實(shí)驗(yàn)主要對(duì)均勻化處理的粗晶結(jié)構(gòu)樣品和冷軋后的層狀結(jié)構(gòu)樣品進(jìn)行強(qiáng)迫剪切，研究不同結(jié)構(gòu)樣品均勻變形過(guò)程和發(fā)生ASB失效前后的微觀結(jié)構(gòu)變化，利用熱塑模型對(duì)ASB 寬度和塑性功的熱轉(zhuǎn)化溫升進(jìn)行分析，主要結(jié)論如下。

（1）FeNiAlC 雙相鋼擁有較優(yōu)異的動(dòng)態(tài)剪切性能，剪切強(qiáng)度為400～1 300 MPa，剪切應(yīng)變?yōu)?.5～5.1。同等剪切強(qiáng)度的剪切韌性均高于傳統(tǒng)的TWIP 鋼、304、316 不銹鋼等合金材料。

（2）孿生與位錯(cuò)主導(dǎo)剪切變形過(guò)程中，CG 樣品在變形過(guò)程中發(fā)生大量的孿生變形，位錯(cuò)密度顯著提高，位錯(cuò)與孿晶界的交互作用使材料獲得良好的硬化能力，提高了剪切韌性。CR 樣品因在剪切變形前冷軋引入大量的位錯(cuò)，變形初期位錯(cuò)密度極高，屈服強(qiáng)度達(dá)1.3 GPa，同時(shí)因冷軋織構(gòu)的存在抑制孿生變形；變形過(guò)程中，絕熱溫升使位錯(cuò)發(fā)生部分回復(fù)，材料的應(yīng)變硬化能力不及CG 樣品，屈服后在較小的均勻應(yīng)變下形成絕熱剪切帶，發(fā)生失穩(wěn)。動(dòng)態(tài)剪切下，材料的馬氏體相變被抑制。

（3）絕熱剪切帶內(nèi)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成晶粒取向隨機(jī)的超細(xì)晶晶粒，同時(shí)因剪切帶內(nèi)極高的溫度，帶內(nèi)不發(fā)生馬氏體相變。

（4）熱塑模型在應(yīng)變較小的情況能夠與實(shí)驗(yàn)結(jié)果高度吻合；絕熱溫升不是ASB 形成的主導(dǎo)因素或唯一因素，ASB 的形成可能由局部化變形、材料的微觀結(jié)構(gòu)演化等影響。