楊澤洲，申勇峰，馮曉偉，薛文穎，謝若澤，胡艷輝

（1. 中國工程物理研究院總體工程研究所，四川 綿陽 621999；2. 東北大學材料各向異性與織構教育部重點實驗室，遼寧 沈陽 110819；3. 東北大學軋制技術與連軋自動化國家重點實驗室，遼寧 沈陽 110819）

超細晶鋼兼具高強度和高韌性等特性，是制備攻堅戰(zhàn)斗部殼體的理想材料之一。攻堅戰(zhàn)斗部通常需侵入目標內部再爆炸以毀傷目標，其殼體材料在侵徹過程中將經歷高壓、高應變率等嚴苛的力學環(huán)境。因此，理解超細晶鋼在高應變率下的動態(tài)力學響應，對于推進它在攻堅戰(zhàn)斗部上的應用具有關鍵作用。

目前，針對超細晶材料的動態(tài)力學行為已開展了廣泛研究，并取得了一系列規(guī)律性認識。Jia 等研究了超細晶鐵的動態(tài)壓縮力學行為，指出晶粒細化能顯著提高材料的屈服強度，并發(fā)現隨著晶粒減小，塑性變形模式從均勻變化轉為不均勻，出現剪切局部化現象。Okitsu 等研究了動態(tài)拉伸下不同晶粒尺寸超細晶低碳鋼的動態(tài)力學行為，同樣發(fā)現晶粒細化能提升材料動態(tài)屈服強度，但降低了材料的應變率敏感性。Hu 等在研究超細晶金屬性能時，發(fā)現引入納米彌散體能提高位錯滑移所需的臨界應力，同時增強金屬材料的強度，有效解決強度與韌性間的沖突，使材料在提升強度硬度的同時，仍然保持良好的塑性。王鵬杰等、Jia 等和Liang 等利用兩相區(qū)軋制退火技術，制備了具有納米級滲碳體的超細晶D6A 低合金鋼，分析了晶粒尺寸和納米析出相對超細晶鋼強度和塑性的影響。

Wei 等發(fā)現超細晶體心立方金屬應力-應變曲線中出現了明顯的動態(tài)流動軟化，認為這種軟化是材料的動態(tài)變形機制從均勻的、穩(wěn)定的塑性變形向不穩(wěn)定的、絕熱剪切局部化轉變的結果。張世雄則認為，較高應變率變形產生的熱量沒有足夠時間消散，導致試件局部出現絕熱溫升，從而引起流變應力下降趨勢。劉曉燕等研究超細晶純鈦變形行為時發(fā)現，變形過程中的流動軟化效應是由位錯活動控制的，高硬化率由細晶粒結構和高密度位錯導致。Okitsu 等研究超細晶鐵的動態(tài)變形行為時發(fā)現，試件中只觀察到很少的初始位錯，高速拉伸后位錯明顯增多且隨機分布。

綜上所述，超細晶材料的動態(tài)力學性能與其細觀結構演化和加載條件等密切相關。本文中，利用旋轉盤式Hopkinson 拉桿，對平均晶粒尺寸510 nm 的超細晶D6A 鋼進行動態(tài)拉伸實驗，探究應變率、細觀結構等對材料動態(tài)力學性能的影響。結合顯微觀測結果，進一步探討超細晶鋼的動態(tài)響應細觀機理。

1 實 驗

1.1 材料

實驗材料為平均晶粒尺寸510 nm 的超細晶D6A 低合金鋼，通過將平均晶粒尺寸20 μm 的商用粗晶鋼（ultrafine grained steel, CG）經過熱軋和兩相區(qū)連軋連退工藝處理獲得。鋼中各元素含量見表1。

表1 超細晶D6A 鋼化學成分的質量分數Table 1 Mass fractions of chemical compositions in the ultrafine grained D6A steel

圖1 為粗晶鋼和超細晶鋼的SEM（transmission electron microscope）形貌。由圖1(a)可見，原始粗晶鋼細觀組織主要由鐵素體（灰色）和納米滲碳體（白色）組成，滲碳體呈均勻分布的長條狀；由圖1(b)可見，超細晶鋼以等軸狀鐵素體基體為主，滲碳體變?yōu)榱钋液棵黠@降低，說明高溫處理出現了滲碳體的溶解現象。統計表明，超細晶鋼內滲碳體平均尺寸約為140 nm。利用IPP 軟件獲得了兩類鋼的晶粒尺寸柱狀分布圖，如圖2 所示。可見，細化后的D6A 鋼平均晶粒尺寸約為510 nm。

圖1 鋼退火組織的SEM 形貌Fig. 1 The SEM morphologies of annealing structures of the steels

圖2 鋼的晶粒尺寸分布Fig. 2 Grain size distributions of the steels

1.2 裝置

將超細晶D6A 鋼樣品表面打磨光滑，以便獲得更精確的拉伸性能數據。將機械切割處理得到的片狀拉伸試件，與兩個配有M10 螺紋頭的轉接頭焊接為一體，保證夾頭與試件在拉伸過程中不產生分離，組合試件如圖3(a)所示。

圖3 超細晶D6A 鋼組合試件照片Fig. 3 Photographs of the ultrafine grained D6A steel combined specimens

在旋轉盤式霍普金森拉伸系統上進行動態(tài)實驗，圖4 為霍普金森拉桿系統。應變放大器為LK2107A型應變儀，增益設為400；數字采集系統為拓普NUXI-1008 型，采樣頻率為10s。分別采用直徑8、10 和12 mm 的金屬短桿，以不同的應變率對試件進行加載，從而獲得超細晶D6A 鋼的動態(tài)拉伸應力-應變曲線。拉伸斷裂的試件如圖3(b)所示。

圖4 霍普金森拉桿系統Fig. 4 The Hopkinson tension bar system

2 結果和討論

2.1 靜態(tài)拉伸實驗結果

Liang 等利用電子萬能試驗機開展了510 nm 超細晶D6A 鋼的準靜態(tài)拉伸實驗，結果見圖5 和表2。原始粗晶鋼的屈服強度、抗拉強度和斷裂延伸率分別為390 MPa、750 MPa 和22%。室溫條件下，超細晶鋼的準靜態(tài)拉伸強度較粗晶鋼明顯提升，不同應變率強度較接近，分別為1 110、1 115 和1 120 MPa。準靜態(tài)拉伸下，材料韌性穩(wěn)定，斷裂伸長率均為25%。結果顯示，晶粒細化能夠有效提升材料的強度和韌性。與粗晶鋼相比，超細晶鋼的加工硬化能力較差。在彈性變形結束后開始的塑性變形過程中，由于硬相珠光體對位錯的釘扎作用，粗晶材料的位錯密度隨變形量增加而不斷增大，不同方向的位錯發(fā)生交互作用產生位錯纏結，阻礙位錯的運動從而引起加工硬化。在進行準靜態(tài)拉伸加載時，由于晶粒尺寸減小至亞微米級別，超細晶材料的位錯源啟動與位錯運動都將被抑制，位錯很難在晶粒中增殖，因而塑性變形的能力降低；在彈性變形結束后，超細晶材料的曲線很快達到峰值，隨后產生頸縮、直至斷裂。Tsuji等已觀察到超細晶IF 鋼中有同樣的現象。

表2 室溫下超細晶D6A 鋼的準靜態(tài)拉伸力學參數[11]Table 2 Quasi-static tensile mechanical parameters of the ultrafine grained D6A steels at room temperature[11]

圖5 不同應變速率下超細晶D6A 鋼的工程應力-應變曲線和真實應力-應變曲線[11]Fig. 5 Engineering and true stress-strain curves of the ultrafine grained D6A steels at different strain rates[11]

2.2 動態(tài)拉伸實驗結果

室溫下，對510 nm 鋼試件進行了6 發(fā)高速拉伸實驗，應變率分別為560、580、620、910、920 和1 030 s，高應變率中一般取峰值應力作為材料強度（見表3），實驗鋼工程應力-應變曲線如圖6 所示。超細晶D6A 鋼的動態(tài)應力-應變曲線均呈現相似特征：變形初始階段，流動應力快速升高到達峰值后，立即出現應力下降，這個現象與準靜態(tài)拉伸實驗曲線有較大差異；動態(tài)拉伸時，流動應力快速下降至約一半峰值后，出現一段較穩(wěn)定的應力平臺；末尾階段應力下降較快，并伴隨著鋼試件的斷裂或失效。

圖6 超細晶D6A 鋼的高應變率應力-應變曲線Fig. 6 Stress-strain curves of the ultrafine grained D6A steel at high strain rates

表3 室溫下超細晶D6A 鋼的動態(tài)拉伸力學參數Table 3 Dynamic tensile mechanical parameters of the ultrafine grained D6A steel at room temperature

如圖7(a)所示，與準靜態(tài)結果相比，動態(tài)條件下抗拉強度呈現出應變率強化效應。這個現象可用位錯運動解釋，有Orowan 公式：

式中：ε ˙為塑性應變率，為取向因子，為可動位錯密度，為位錯速度，為Burgers 矢量的模。在高應變率下，位錯運動速度更高。由文獻[14-17]，快速移動的位錯可以產生大量的熱量，并將金屬設定為與位錯有關的牛頓黏性材料。因此，位錯運動過程中受到的黏滯阻力，主要來自位錯與熱振動（聲子阻力）及電子（電子黏性）的相互作用，最終導致了高應變率下具有明顯的應變率敏感性。如圖7(b)所示，高速拉伸斷裂延伸率波動較小，表現出輕微的下降趨勢，相較于準靜態(tài)實驗則明顯降低。

2.3 超細晶D6A 鋼的強度、韌性分析

由圖7 可見，510 nm 鋼的動態(tài)強度集中在1 950～2 240 MPa，遠高于其準靜態(tài)拉伸強度（約2 倍），在應變率跨數量級變化時，表現了明顯的應變率強化效應。Jia 等在研究體心立方結構超細晶鐵的尺寸效應及本構關系時發(fā)現，在各晶粒尺寸（80 nm～20 μm）下，流動應力對應變速率的敏感性均較低。然而，在本文中超細晶鋼表現了明顯的應變率效應，值得進一步分析。

圖7 超細晶D6A 鋼在不同應變率下的強度和延伸率Fig. 7 Strengths and elongations of the ultrafine grained D6A steel at different strain rates

由文獻[18]，位錯速度的應力依賴性滿足冪律關系：

式中：為位錯速度，τ為位錯所受剪切應力，和均為材料常數。在沖擊載荷作用下，作用于位錯上的瞬間應力相當高，造成位錯運動速率的升高。而位錯運動速率直接影響位錯寬度及其能量，運動速率越高，能量越大，寬度越小。因此，運動速率的升高將增大位錯滑移所需的派納力，最終導致位錯滑移臨界切應力增大，金屬產生附加強化，從而在跨應變率范圍時表現出明顯的應變率強化效應。

另外，利用TEM 技術觀測了準靜態(tài)和動態(tài)拉伸斷裂前后試件的細觀形貌，如圖8 所示。相較于原始試件，準靜態(tài)加載后試件內析出了少量的納米級滲碳體FeC，而在高應變率拉伸時析出了大量的納米級滲碳體。由文獻[7]可知，納米析出相也可有效提升材料強度，即析出強化效應。析出強化的效果與析出相的體積分數、顆粒大小直接相關，Gladman 等給出了強度增量與析出相體積分數和顆粒尺寸的關系：

圖8 超細晶D6A 鋼加載前后的TEM 形貌Fig. 8 The SEM morphologies of the ultrafine grained D6A steel before and after loading

式中：為析出粒子直徑，=(2/3)，為滲碳體析出相粒子的體積分數。由式(3)可知，體積分數越高，其帶來的強度增量越多。Zhou 等結合力學實驗、細觀觀察和第一性原理，計算驗證了析出強化能大幅提升材料強度。

動態(tài)拉伸塑性變形過程中，納米級滲碳體的含量增加，基體和滲碳體間的相互作用增強，加劇了位錯運動所受阻礙作用，從而產生額外的塑性變形抗力。由于納米級滲碳體尺寸很小，彌散強化以Orowan繞過機制為主導，即位錯線移動既要克服滲碳體的阻礙作用，又要克服滲碳體周圍位錯環(huán)的反作用力。納米滲碳體在動態(tài)加載條件下的析出行為，是超細晶D6A 鋼動態(tài)強度進一步提升的另一個主要原因，也是超細晶鋼呈現應變率效應的重要原因之一。

采用數字式小型顯微鏡對動態(tài)拉伸試件斷口長度進行測量，510 nm 超細晶D6A 鋼平均延伸率為12.75%（見表3），相較于準靜態(tài)延伸率（25%）明顯下降。對斷口處的微觀形貌進行觀察，如圖9 所示。在準靜態(tài)拉伸時，斷口分布著較多均勻細小的韌窩，此時韌窩平均尺寸約0.5 μm（見圖9(a)），這表明超細晶鋼發(fā)生了韌性斷裂，并且擁有良好的塑性。在動態(tài)拉伸時，拉伸斷口的韌窩數量明顯降低（見圖9(b)），這表明在斷裂過程中超細晶鋼吸收了更少的能量，表現出更低的塑韌性，這也是動態(tài)加載時超細晶鋼塑性降低的原因之一。此外，在動態(tài)加載的劇烈塑性變形下，材料內部晶格發(fā)生擠壓扭曲導致晶粒破碎，納米級滲碳體提供了足夠多的形核位點，材料出現再結晶行為，并生成細小均勻的等軸晶粒。隨著晶粒尺寸降低，超細晶D6A 鋼內部晶界密度持續(xù)升高，最終導致材料延伸率的降低。

圖9 超細晶D6A 鋼拉伸斷口形貌Fig. 9 The tensile fracture morphology of the ultrafine grained D6A steel

2.4 應力下降現象分析

超細晶鋼的動態(tài)拉伸曲線（見圖6）呈現了應力快速下降現象。這個現象在其他的超細晶材料中也廣泛存在。目前，研究結論多集中在熱軟化和絕熱剪切破壞方面。Wei 等通過細觀觀測發(fā)現，絕熱剪切局部化是超細晶金屬塑性失穩(wěn)的一種主要形式，經過一定均勻應變后，絕熱剪切帶觸發(fā)并始終伴隨局部絕熱溫升。在體心立方超細晶金屬中，沿絕熱剪切帶的繼續(xù)開裂將會成為主要的動態(tài)破壞機制。Zener 等提出了本構熱塑失穩(wěn)的概念，認為屈服下降是熱軟化效應超過應變硬化和應變率硬化效果，從而觸發(fā)絕熱剪切帶導致的結果。然而，在鈦合金的動態(tài)力學行為研究中，只有當應變和應變率達到臨界值時，才能觀察到剪切帶的出現，絕熱剪切帶的觸發(fā)應同時考慮應變和應變率兩個因素。顯然，本文中沒有達到宏觀絕熱剪切帶形成的臨界值，從超細晶鋼拉伸口形貌（見圖9）中也沒有觀察到剪切帶的存在。至此，可以認為，導致510 nm 超細晶D6A 鋼試件破壞的本質并非熱軟化觸發(fā)絕熱剪切破壞。

位錯密度是控制金屬力學性能的決定因素。金屬塑性變形伴隨著大量位錯的滑移運動，位錯數量及其運動學特征深刻影響著材料宏觀力學性能。從物理角度分析，屈服下降是可動位錯密度升高的結果。該理論要求，材料在塑性變形前應具有較低的可動位錯密度，以確保有足夠的新生位錯的增殖空間。經過分析認為，超細晶D6A 鋼滿足基本條件，原因如下：(1) 超細晶D6A 鋼由原始粗晶鋼經過九道次軋制獲得，Barmouz 等已經證實多道次加工的金屬材料相較于單道次有著更低的可動位錯密度；(2) 超細晶鋼的制備材料長期處于高溫環(huán)境，溫度越高位錯回復速率越快，加熱及恒溫過程可以消除可動位錯；(3) 根據Cottrell 位錯釘扎理論，鋼中高密度晶界和溶質原子（如C、N）會生成柯氏氣團對剩余位錯進行束縛，導致其可流動性降低。

由文獻[27]可知，動態(tài)拉伸過程中可動位錯密度升高的原因可以歸為兩部分。(1) 原始位錯解鎖：當超細晶鋼內部應力足夠大時，初始固定位錯便可掙脫釘扎束縛自由滑移甚至拖動柯氏氣團一起運動，此時便形成可動位錯。（2) 新生位錯增殖：當應力足夠大時材料進入塑性變形模式，此時納米滲碳體及晶界又成為位錯形核的源，位錯增殖是塑性變形傳播的重要形式。

3 結 論

運用旋轉盤式Hopkinson 拉伸實驗系統，開展了510 nm 超細晶D6A 低合金鋼的動態(tài)拉伸實驗，獲得了不同應變率下超細晶D6A 鋼的應力-應變曲線，并結合TEM 細觀觀測技術，研究了超細晶鋼在動態(tài)拉伸作用下的力學行為特性及細觀機理。通過分析實驗結果，可得到以下結論。

（1）超細晶D6A 鋼在跨應變率加載作用下，呈現明顯的應變率強化效應。在準靜態(tài)加載下，拉伸強度為1 100～1 120 MPa，而在高應變率拉伸下可提高至1 950～2 240 MPa。高應變率作用下，位錯運動速率升高導致的臨界滑移切應力增大以及納米滲碳體析出強化，是超細晶D6A 鋼拉伸動態(tài)強度顯著提升的主要因素。

（2）超細晶D6A 鋼的延伸率從靜態(tài)變形的25%降低至動態(tài)變形的約13%。斷口形貌微觀觀測顯示，相較于準靜態(tài)拉伸，動態(tài)加載試件韌窩數量較少，塑性降低；劇烈塑性變形下，超細晶鋼的平均晶粒尺寸減小，材料內部晶界密度持續(xù)升高，最終導致超細晶D6A 鋼動態(tài)加載延伸率的降低。

（3）在動態(tài)拉伸時，應力到達峰值后出現應力下降現象。這個現象由可動位錯密度的升高導致，可動位錯密度改變是原始位錯解鎖和新生位錯增殖共同作用的結果。