绝热剪切带(adiabatic shear bands, ASBs)普遍存在于大多数材料高速变形中, 比如侵彻穿靶、动态冲击、高速冲压成型、切削加工等, 是材料失效的前兆^[1-4]. 高速变形时, 变形时间非常短, 塑性功基本全部转变为热量, 热量来不及散失, 导致局部区域温度骤升, 引起热软化与加工硬化相互竞争, 同时周围基体相对较“冷”, 引起剪切区域温度骤降, 使得ASBs内微观组织发生剧烈变化^[5]. 目前对于各种材料绝热剪切带的研究较多, 主要集中于纯Cu^[6,7], 铝合金^[8], Ti及其合金^[9-12]和各种钢^[13,14]ASBs内微观组织的特征及演变过程. 研究表明, ASBs可以分为形变带和相变带2类, 纯金属产生的ASBs大多属于形变带, 相变带则多产生于钢及钛合金等受到骤热/冷影响能发生相变的金属中, ASBs内形成的等轴晶被认为是旋转动态再结晶机制形成的, 但不同材料的ASBs特征各不相同. Duan等^[14]和Xu等^[8]认为随着应变的增加, ASBs逐渐由形变带变成相变带, 而Murr等^[11]则认为形变带不是形成相变带的必须阶段; Tang等^[15]认为孪晶在纯Cu ASBs形成中未起很大作用, 但是Osovski 等^[10]却认为孪晶的形成可以推迟再结晶的发生; 同时帽型样几何尺寸^[12]、原始组织^[9]和热处理工艺^[16]等都会对ASBs产生很大影响, 即不同材料、不同条件下研究者得到的结论有所差异. 而目前为止, 很少有研究者在相同条件下比较不同结构金属ASBs差异.

TRIP钢准静态下有很高的加工硬化率, 形变产生具有固定取向关系的马氏体, 与装甲钢原始组织类似, 因此, 本实验以高锰 TRIP钢为主, 采用相同fcc结构且含有退火孪晶的纯Cu (较软材料)、与纯Cu性能相似bcc结构的IF钢及原始组织为马氏体板条+碳化物的装甲钢, 采用相同尺寸柱型样、帽型样, 对比研究不同结构金属ASBs的演变过程、形变变体的作用及微织构特征, 比较4种材料抗高速变形的能力, 重点考察高锰 TRIP钢是否有抗高速冲击的优势.

1 实验方法

实验采用高锰 TRIP钢、纯Cu(99.9%)、IF钢及装甲钢4种金属材料, 其中高锰 TRIP钢、装甲钢和IF钢的化学成分如表1所示. 利用Hopkinson压杆进行高应变率变形实验, 所采用的柱型样、帽型样及Hopkinson杆示意图如图1所示. 柱型样用于对比研究4种材料高应变率变形的力学性能, 帽型样用于产生强迫剪切区域, 观察剪切组织微观形貌及取向特征. 将冲击后得到的样品纵剖, 电解抛光后用Ultra55扫描电镜(SEM)及其上配备的电子背散射(EBSD)探头以及Channel 5取向分析软件得到剪切区域的内部组织特点及微区取向.

根据Andrade等^[17]的定义, 得到剪切带内剪切应力(τ)、剪切应变γ及剪切应变率γ˙为:

式中, E₀和 C₀分别为杆的弹性模量和杆内弹性波速; A_s为输入杆横截面积; ε_i(t)和ε_t(t)分别为输入杆及输出杆应变片记录的入射波与透射波的应变信号, t是时间; H₁, H₂, D₁, D₂如图1所示; s为剪切带宽度. 根据以上公式可以得到材料力学性能曲线.

2 实验结果

2.1原始组织

图2a~d为4种金属原始组织特征. TRIP钢原始组织为奥氏体(γ)+六方马氏体(ε-M, 含量少于2%), γ晶粒尺寸为100~150 μm, 存在部分退火孪晶, ε-M片约为0.2 μm宽; 纯Cu晶粒大小为80~100 μm, 含有退火孪晶; IF钢晶粒尺寸为300~400 μm; 装甲钢为回火马氏体+碳化物, 马氏体板条宽度为0.2~0.5 μm, 且变体间存在固定的取向差 , 集中于10°和50°~60°(图3), 经过分析, 存在32%Σ3及3%Σ11晶界, 这是典型的满足K-S关系时形成的马氏体变体之间的特殊取向差.

2.2力学性能

表2为4种金属帽型样品在不同冲击载荷下得到的力学性能参数. 可见其应变率为10³~10⁴ s^-1, 且随冲击载荷增加而增加. 图4为4种金属柱型样品的真应力-真应变曲线. 由图可见, TRIP钢强度及加工硬化率均较高, 装甲钢强度高、起始加工硬化率极高, 随后强度基本不变, 因此, 可以推测这两种材料适宜用作高速冲击材料; 而IF钢及纯Cu强度和加工硬化率较低, 不适合用于高速冲击, 但是可以对比研究高速冲击时剪切带特征的差异. 图5为4种金属帽型样品的剪切应力-时间曲线. 可见, 应变率较低时, TRIP钢应力随时间逐渐增加, 且应变率为1.7×10⁴和1.9×10⁴ s^-1时, 已经有ASBs产生(图6a); 应变率为2.0×10⁴ s^-1时, 卸载前(<80 μs)应力出现急剧下降, 且此时ASBs内有裂纹扩展, 由此可知TRIP效应引起的加工硬化大于热软化时, ASBs的产生不会引起应力下降, 热软化增强或裂纹扩展时才会引起应力下降. 单相纯Cu及IF钢均在12~13 μs时应力突然下降, 且随着应变率增加应力下降幅度增加; 随后IF钢应力缓慢下降, 而纯Cu应力略微升高, 这是由于纯Cu剪切组织的形成所致——形变孪晶易于在剪切带内及它们交叉处产生^[18], 孪晶相当于变体, 可以有效抑制位错运动(图6b). 装甲钢应变率≤0.45×10⁴ s^-1, 剪切区域形变较小(图6d), 随应变率增加, 应力达到最大值1288 MPa后缓慢下降至1204 MPa, 随后剧烈下降至800 MPa保持不变直至卸载, 此时已经形成了ASBs. 这表明ASBs的形成引起应力下降, 但是其剩余强度较高.

2.3剪切组织形貌

由于柱型样品不易形成ASBs, 因此采用帽型样品形成强迫剪切区域, 如图6所示. 图6a可见, 应变率为1.2×10⁴ s^-1即冲击载荷为0.30 MPa时, TRIP钢剪切区域发生相变, 产生大量α′-M+ε-M, 表明ASBs形成之前已经发生相变; 随着冲击载荷增加, ASBs宽度变化不大, 约为10 μm, 周围晶粒逐渐向ASBs方向变形(图6a中连续的箭头表示其变化趋势), 这表明TRIP钢中ASBs不易扩展且形变影响区较大, 且由于剪切带两侧塑性变形的不均匀性^[19], 两侧晶粒受形变影响不同. 图6b和c为纯Cu和IF钢形变区域形貌图, 其剪切组织较为类似, 呈流线型、宽度为150~200 μm, 周围晶粒形变较大(图6b中虚线框所示). 由图6b实方框I和II可见, 不同取向孪晶对剪切组织的阻碍作用不同: 方框II中孪晶条与剪切方向近乎平行, 被剪切组织切割逐渐细化; 方框I中孪晶与剪切方向近乎垂直, 有效阻碍了剪切组织的扩展. 由此可见, 不同取向孪晶相当于变体, 可以抑制剪切组织扩展. 图6d为装甲钢剪切区域形貌图, 可见, 应变率较小时, 剪切区域形变小, 应变率为0.45×10⁴ s^-1时, 形成宽度约为8 μm的ASBs, 周围基体形变量非常小, 即其形变影响区较小.

由于ASBs内组织非常细小, 因此采用电子通道衬度成像(ECCI)来观察ASBs内部组织特征, 图6e为4种金属剪切组织ECC图. 可见TRIP钢带内形成晶粒尺寸约为0.3 μm, 均匀分布, 呈等轴状的细小亚晶; 纯Cu带内由拉长亚晶及晶界模糊的等轴晶组成, 晶粒尺寸分布不均匀, 未形成典型的等轴晶组织, 因此推测其未形成典型的ASBs, 而只是剪切组织; IF钢剪切组织由沿剪切方向拉长的亚晶组成, 亚晶条的宽度为0.2~0.4 μm; 与其它3种材料相比, 装甲钢剪切组织晶粒碎化严重, 晶粒边界不清晰.

2.4 剪切组织微织构差异

图7是应变率为1.7×10⁴ s^-1 时TRIP钢中ASBs内部取向信息. 从中可见ASBs内只检测到单相γ, ASBs由沿着剪切方向(SD)被拉长的细长晶粒及细小等轴晶组成, 细长晶粒宽度约为0.5 μm, 长度约为1.0 μm, 等轴晶粒约为0.15 μm, 且多形成于拉长晶粒周围及交界处. 由此推断, 在此应变率下, TRIP钢已经发生了动态再结晶. 在图7b中, 带内存在大量Σ3晶界. 由图7c和d可见, 带内主要存在的2种取向晶粒呈孪晶关系(孪晶关系受形变影响, 偏差角增加, 因此偏差角设为30°). 由图7e可见, 其最终形成较强的{111}<110>和{112}<110>微织构.

图8依次为纯Cu应变率1.3×10⁴s^-1, IF钢应变率1.7×10⁴s^-1, 装甲钢应变率0.45×10⁴ s^-1剪切区域取向成像图. 可见纯Cu及装甲钢存在大量Σ3晶界(图8a), 纯Cu及IF钢剪切组织类似, 带内大晶粒碎化成亚晶相互交叉, 部分拉长的亚晶碎化成细小晶粒, 尚未形成典型的ASBs组织(图8b). 纯Cu带外形变孪晶随着SD发生弯曲(图8b中箭头所示), 即局域剪切前形成孪晶, 孪晶与滑移共同发生, 这与Tang等^[15]认为形变孪晶在剪切带形成过程中所起作用较少有所不同. 由于未形成等轴晶, 纯Cu及IF钢剪切组织织构受到原始晶粒取向影响较大(图8c), 形成的微织构较弱. 纯Cu形成弱的{111}-{112}-{551}<110>微织构, IF钢形成弱的{110}<111>-<100>微织构. 装甲钢带内细小等轴晶为0.2~0.4 μm, 可以推测发生了动态再结晶. 由于原始马氏体变体晶粒细小且取向差较大, 局域剪切后不同取向晶粒滑移系开动不同, 取向较分散, 因此其ASBs内形成较弱的{110}<111>织构.

3 分析讨论

3.1 抗绝热剪切性能

绝热剪切带是高速变形时材料破坏的主要方式, 由应变强化及热软化的相互竞争决定, ASBs的产生意味着材料承载能力的下降, 因此, 由材料抗ASBs的能力可见其高速变形性能. 通过以上数据分析可见, 相同帽型样尺寸下, 高塑性的单相粗晶纯Cu和IF钢高速冲击时只形成剪切组织, 引起应力下降, 剪切区很容易扩展变宽并分散形变量, 不能造成绝热效应, 只形成形变长条亚晶组织, 没有加工硬化能力, 因而不适合做抗高速冲击材料. 高强度复相的装甲钢高速冲击时, 高硬度过饱和、多变体的板条组织前期有很高的强度及加工硬化能力, 形成典型的动态再结晶细小等轴晶的ASBs组织, 其ASBs形成迅速但是剩余强度较高, 因此, 是典型的高速冲击材料. 具有TRIP特性的高锰钢高速冲击时展示了最强的加工硬化能力, 在ASBs形成之前先充分展示TRIP过程, 可以消耗一部分塑性功, 减慢绝热升温速率, 延迟ASBs产生时间, 形成的大量硬度稍高的立方马氏体及多变体组合组织, 可以有效抑制位错运动, 进一步延缓塑性功的形成, 减少热量来源, 从而有效推迟ASBs的产生; 同时由于3相共存, 塑性变形时, 残余γ发生相变可以有效缓解应力集中, 从而抑制空洞及微裂纹的形核; ASBs内几乎都是细小等轴奥氏体, 而图6a中已经发现ASBs形成之前产生了大量α′, Talonen等^[20]发现绝热温升抑制γ→α′相变, 而先期生成的α′与γ相比为强化相, 因此可以推测剪切带易于在较软的γ中形成. 由此可见, 能有效均匀发生相变生成高硬度马氏体的TRIP钢显示了更高的抗冲击能力.

低Σ值重合位置点阵(coincidence site lattice, CSL)对位错阻碍作用较大^[21], 从而导致位错塞积、滑移困难; 同时由于晶粒非常细小, 引起应力急剧升高, 因此, 对于装甲钢来说, 起始加工硬化率非常高, 但是由于bcc金属易于交滑移引发回复及CSL晶界阻碍作用减弱, 使得加工硬化率下降. 图9所示为4种材料剪切区域CSL晶界含量. 装甲钢形成ASBs后由于形变影响, 低Σ值CSL晶界含量减少, 但是由于其α′变体间的交互作用、碳化物弥散强化及ASBs内细晶强化作用, 可以提高其抗绝热剪切性能. 纯Cu剪切组织中发现大量形变孪晶, 虽然对于中高层错能的fcc金属, 在室温及低应变率下, 形变机制主要以滑移为主, 但是Huang等^[18]研究表明, 大的塑性变形下, 在室温及低应变率下纯Cu(中层错能)也可以发生孪生且形变机制与晶粒尺寸有很大关系, 粗晶孪生主要以极轴机制在剪切带内及它们交叉处产生, 纳米晶则通过晶界发射Shockley分位错来形成, 孪晶相当于基体的变体, 细化晶粒、阻碍位错运动. TRIP钢形变后形成的α′变体间关系与装甲钢类似, 除了变体间的相互作用外, CSL晶界可以有效抑制位错滑移, 增强加工硬化作用; TRIP钢原始组织与纯Cu类似, 且TRIP与TWIP伴随发生, 图9中可见TRIP钢ASBs内单相γ形成的Σ3晶界含量与纯Cu相近. 由此可见, 退火孪晶及形变孪晶在TRIP钢中也发挥了重要作用, 即α′相强化、细晶强化、CSL晶界强化, 使得TRIP钢在高速变形时具有高的加工硬化率及好的抗绝热剪切性能.

3.2 显微组织及微织构特征

单相纯Cu和IF钢所得剪切组织多以拉长亚晶为主, 多相TRIP钢和装甲钢剪切带内形成大量细小等轴晶. 由图10可见, 单相纯Cu和IF钢剪切组织以小角晶界为主, TRIP钢和装甲钢以大角晶界为主. 原因是多相TRIP钢和装甲钢由于第二相强化作用、多变体细化晶粒, 使得形变后应变能高, 易于发生动态再结晶; 而纯Cu和IF钢虽然剪切组织形成时间早, 但是易于扩展, 不易于热量及应变量累积, 因此动态再结晶相对较难. 根据式(4)计算可得4种材料剪切带内温度:

其中, T为剪切带内温度; T₀为环境温度; β为塑性功转变为热量的比例系数, 通常取值为0.9; ρ为密度; cv为比热容; τ为剪切应力; γ为剪切应变. 经计算可得, TRIP钢、装甲钢、纯Cu及IF钢剪切带内温度分别为768, 966, 399和488 K. 可见, 装甲钢与TRIP钢绝热剪切带内温度明显高于纯Cu及IF钢, 与其微观组织形貌相符.

纯Cu和IF钢由于剪切组织以小角晶界为主, 微织构受原始大晶粒取向影响较大, 分别形成较弱的{111}-{112}-{551}<110>及{110}<111>-<100>微织构. Tang等^[6]研究纯Cu大应变变形发现了动态再结晶晶粒, 且形变区及再结晶区形成强微织构; Lins等^[13]研究了不同几何尺寸、不同应变下IF钢动态再结晶行为, 且发现ASBs内部形成了α和γ2种微织构. 这表明塑性较好的纯Cu及IF钢, 不易于热量累积, 但是大应变下也可以发生动态再结晶行为, 且微织构形成与滑移系关系密切. 装甲钢由于马氏体变体非常细小、取向差大, 其微织构{110}<111>较弱, 说明动态再结晶程度不如原始组织细晶多变体影响大. TRIP钢γ较软且晶粒较大, ASBs内γ等轴晶粒形成强的{111}<110>微织构且呈孪晶关系, 说明动态再结晶作用较大. 而孪晶关系的形成可能是由于剪切形变应变协调要求造成的或者原始孪晶变体的影响.

4 结论

(1) 低强度高塑性材料(纯Cu和IF钢)高应变率变形时, 剪切带产生时间早且易于扩展, 缺少加工硬化能力, 不适于高速冲击; 装甲钢 ASBs 产生速度快、宽度窄, 引起应力下降后, 剩余强度较高, 可以用于高速冲击; TRIP钢高加工硬化率可以有效推迟ASBs的形成, 且不会引起应力下降直至裂纹形成, 显示了更强的抗冲击能力.

(2) 单相纯Cu和IF钢形成的剪切组织以亚晶、小角晶界为主, 多相TRIP钢和装甲钢ASBs内以等轴晶、大角晶界为主, 多相金属相比单相金属更易于等轴化的进行.

(3) 装甲钢原始细小变体使其形变初期具有非常高的加工硬化率, TRIP钢形变后α′变体的出现提高了变形过程中的加工硬化率, 通过提高TRIP的比例, 提高α′变体含量进而可以更有效地提高其抗冲击性.

(4) 纯Cu和IF钢剪切组织由于受到原始大晶粒取向影响, 形成微织构较弱; 装甲钢形成较弱的{110}<111>微织构; TRIP钢形成强的呈孪晶关系的{111}-{112}<110>微织构.

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参考文献

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