李志剛，李淑欣,3，余 豐，魯思淵,3，王永剛

（1.寧波大學機械工程與力學學院，浙江 寧波 315211；2.寧波大學沖擊與安全工程教育部重點實驗室，浙江 寧波 315211；3.浙江省零件軋制成形技術研究重點實驗室，浙江 寧波 315211）

絕熱剪切帶（adiabatic shear band, ASB）是材料在動態(tài)沖擊載荷如高速加工、爆炸或子彈沖擊過程中變形剪切局域化的結果。剪切帶是材料損傷的一種表現(xiàn)形式，同時它會引起裂紋產生，導致材料失去承載能力而失效，因此ASB 被認為是高應變率下結構失效的主要模式之一[1-2]。關于高強鋼ASB 微觀組織的研究已經有大量報道，如不同微觀組織馬氏體35CrMo 鋼的絕熱剪切特性[3]、殘奧含量及淬火溫度對貝氏體鋼絕熱剪切行為的影響[4]、40Cr 鋼剪切試樣絕熱剪切失效的臨界加載速率[5]、高錳鋼帽形試樣剪切帶內部的應力應變分布[6]、軸承鋼因高應變率沖擊載荷引起的形變和相變ASB[7]等。相比于軟的金屬材料，高強鋼加工硬化能力較弱，對ASB 具有高敏感性，因此容易形成ASB[8]。

相同的材料，試樣幾何形狀對ASB 的形成和微觀組織會產生影響。Yan 等[9]關于ASB 的綜述中，分析了圓柱、帽形和壓剪型、雙剪切型等試樣在高應變率加載下的絕熱剪切行為。有些材料ASB 的微觀形貌和組織受試樣幾何形狀影響較大，而有些幾乎沒有。例如，Peirs[10]研究了Ti6Al4V 合金圓柱和帽形試樣在高速沖擊下剪切帶的形成，發(fā)現(xiàn)兩種試樣ASB 的微觀組織形貌大體相同，都由隨機分布的納米晶組成，沒有發(fā)生動態(tài)再結晶。Jo 等[11]采用圓柱動態(tài)壓縮試樣和平板子彈沖擊試樣，研究了超高強裝甲鋼ASB 的形成。雖然兩種試樣中的ASB 總體形貌一樣，都是由細小的等軸晶組成，但后者的晶粒尺寸是前者的2 倍多。AA2219-T8 鋁合金[12]在高速沖擊載荷下，盡管不同形狀試樣的動態(tài)應力應變曲線差別很小，但ASB 的形成各不相同。形變ASB 的臨界應變率與試樣形狀無關，但相變ASB 的臨界應變率的大小取決于試樣形狀；圓柱試樣容易形成ASB，而圓錐試樣最不易形成。

不同幾何形狀的試樣，應力狀態(tài)不同，從而對ASB 的形成產生影響。郭等[13]研究了Ti-6Al-4V 合金三種不同形狀試樣（壓-剪、剪切-拉伸和薄壁扭轉）在沖擊載荷下的ASB 形成。剪切試樣缺口角度的改變，會引起應力狀態(tài)的兩個主要參數(shù)Lode 參數(shù)和應力三軸度的改變，從而影響ASB 的產生和發(fā)展。Peirs 等[14]通過改變圓柱帽型試樣結構參數(shù)，研究了沖擊載荷下應力和變形結構參數(shù)的變化規(guī)律。發(fā)現(xiàn)試樣上受剪切區(qū)域的寬度決定著應力和變形的均勻性，而圓角處的半徑主要控制ASB 的萌生。鎢合金的剪切帶形成對試樣幾何形狀有很大的敏感性，在常規(guī)的圓柱試樣上沒有出現(xiàn)絕熱剪切帶，但在圓錐形試樣上可以清晰觀察到剪切帶的形成、發(fā)展和斷裂[15]。

由此可見，ASB 的形成和微觀組織受到試樣幾何形狀的影響，而影響程度的大小會因材料各異。軸承鋼在沖擊載荷、高速切削和接觸疲勞載荷下，都會出現(xiàn)高度局域化的剪切帶特征。為此，本文采用不同試樣形狀研究GCr15 軸承鋼剪切帶的形成和微觀組織特征。

1 實驗方法

實驗所用的原材料為退火態(tài)GCr15 馬氏體鋼，其化學成分C、Mn、Cr、Si、S、P、Fe 的元素質量比為0.950∶0.300∶1.480∶0.250∶0.020∶0.027∶96.973。熱處理工藝如下：在860 °C 下保溫2 h，并在油中淬火至室溫，然后在160 °C 下回火1 h，進行空氣冷卻。最終的微觀組織為馬氏體、滲碳體和少量殘余奧氏體，洛氏硬度為60。圖1(a)為用體積分數(shù)為4%硝酸酒精溶液進行腐蝕后的馬氏體板條組織圖，圖1(b)為用苦味酸腐蝕出的原奧氏體晶界。平均晶粒尺寸為25 μm，殘余奧氏體的體積分數(shù)小于5 %（經過X 射線粉末衍射儀測得[7]）。為了便于與實驗后的透射電鏡（transmission electron microscope, TEM）圖進行比較，圖1(c)給出了馬氏體的TEM 組織圖。

采用圓柱試樣、帽形試樣和剪切壓縮試樣（shear-compression specimen, SCS）[16]三種不同形狀試樣，形狀尺寸如圖2 所示。室溫條件下，在實驗機上進行準靜態(tài)壓縮實驗（應變率為0.001 s-1）。動態(tài)沖擊實驗采用分離式霍普金森壓桿（split Hopkinson pressure bar, SHPB）進行。選用直徑為14.5 mm 的壓桿，應變率控制在1 800 至3 100 s-1之間。每組取3～5 組有效數(shù)據(jù)，以保證實驗數(shù)據(jù)的可靠性和可重復性。實驗后，使用掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope, SEM）對斷口進行觀察檢測，加速電壓和電流分別為15 keV 和50.3 pA。之后將斷面機械研磨拋光，用體積分數(shù)為4%硝酸酒精溶液進行腐蝕以顯示馬氏體微觀組織，對ASB 進行光學鏡和SEM 檢測。對ASB 的局部區(qū)域采用聚焦離子束（focused ion beam,FIB）制備透射電鏡薄膜樣品，在透鏡上進行TEM 觀察，加速電壓為200 kV。

圖2 試樣形狀和尺寸（單位：mm）Fig.2 Specimen shapes and dimensions (unit in mm)

2 實驗結果

2.1 應力-應變曲線

對三種不同形狀的試樣進行準靜態(tài)（0.001 s-1）壓縮實驗，其中帽形試樣和SCS 的應變采用數(shù)字圖像法（digital image correlation, DIC）高速攝像機采集。圖3 所示為三種試樣的真實應力-應變曲線。軸承鋼屬于高強鋼，塑性很小，圓柱試樣的斷裂應變只有0.016。但帽形試樣和SCS 因受壓縮和剪切作用，產生較大的變形量，斷裂應變分別為0.086 和0.21。其中受剪切主導的SCS 的斷裂應力為4 072 MPa，接近圓柱試樣的2 倍。

圖3 三種試樣在準靜態(tài)條件下的真實應力-應變曲線Fig.3 Stress-strain curves fo three different samples under quasi static compression

圖4 為三種試樣在1 800～3 100 s-1應變率下的真實應力-應變曲線?？梢钥闯?，三種試樣的應變硬化特征趨勢不同。圖4(a)中圓柱試樣呈現(xiàn)明顯的應變硬化，流動應力隨塑性應變的增加而提高。圖4(b)中，1 800 和2 600 s-1的應變率下，帽形試樣發(fā)生應變硬化；但應變率為2 900 和3 100 s-1下，當塑性應變從0.030 增至0.120，流動應力不變，未出現(xiàn)硬化，在0.025～0.100 的應變范圍內，流動應力沒有變化。但在2 500 和3 100 s-1下，隨著應變的提高，應力顯著增加，發(fā)生應變硬化，圖4(c)中SCS 試樣也表現(xiàn)出類似的現(xiàn)象。需要說明的是，盡管帽形試樣和SCS 都分別呈現(xiàn)出應變硬化和無應變硬化的現(xiàn)象，但它們的最大應力幾乎一樣，并沒有因為應變硬化使流變應力增加。帽形試樣的流變應力在3 000～3 200 MPa 范圍內，SCS 試樣的在4 200～4 380 MPa 之間。另外，3 種試樣的流變應力隨應變率的提高變化不明顯。圖4(a)中圓柱試樣的動態(tài)屈服強度約為2 000 MPa，接近準靜態(tài)壓縮屈服強度1 880 MPa。這說明在該應變率范圍內，材料對應變率的敏感性比較低。

圖4 不同形狀試樣的應力-應變曲線Fig.4 Stress-strain curves of specimens with different shapes

2.2 斷口形貌特征

在掃描電鏡SEM 下觀察沖擊試樣斷口，三種試樣的斷口呈現(xiàn)出典型的大剪切滑移特征。但由于斷裂面受剪切的程度不同，導致韌窩的大小、形狀和特征不一樣。圖5 所示為典型的剪切韌窩形貌。圖5(a)中圓柱試樣斷口上，呈現(xiàn)大量密而小的韌窩和沿著剪切方向滲碳體滑移留下的痕跡。相比之下，圖5(b)中帽形試樣斷口上的韌窩密度明顯減少，取而代之的是大片的滲碳體滑移痕跡，滑移距離為3.5 μm，如圖中箭頭所示為剪切路徑。韌窩深度更淺，橢圓形開口平均寬度為0.7 μm，大于圖5(a)中的0.4 μm。這些特征在圖5(c)中SCS 斷口上更加突出，韌窩的開口平均尺寸達1.6 μm，滲碳體滑移長度達7 μm，是帽形試樣的兩倍。部分滲碳體被熔融，如圖中橢圓圈內的半熔化滲碳體。帽形試樣和SCS 因受剪切主導，斷裂時釋放大量的熱量，在斷口上局部位置處觀察到了熔融物，也即溫升超過了熔點。尤其是SCS 試樣，在斷口上觀察到了大面積的熔融物，且呈飛濺狀態(tài)，旁邊的韌窩因受熱的影響而部分熔融，如圖5(d)所示。

圖5 斷口韌窩的SEM 形貌Fig.5 SEM morphologies of fracture dimples

2.3 ASB 的SEM 形貌

對斷口表面進行研磨拋光，用體積分數(shù)為4%硝酸酒精溶液腐蝕，再次進行SEM 觀察。三種試樣的斷口上觀察到形貌特征各不相同的ASB，如圖6 所示。圖6(a)為圓柱試樣斷口上細長的條帶ASB，其寬度只有0.3 μm，呈現(xiàn)出典型的剪切拉長的特征，旁邊緊鄰ASB 的滲碳體沒有發(fā)生變形。圖6(b)為帽形試樣斷口上ASB 的形貌，是片狀且致密的ASB，寬度在7～20 μm 之間。ASB 中沒有觀察到球狀的滲碳體（滲碳體平均尺寸為1 μm），這是因為滲碳體受到大變形而細化或者溶解。帽形試樣的ASB 與基體存在非常明顯的界面過渡區(qū)，如圖6(c)所示，該處觀察到了滲碳體明顯的大變形特征，受剪切變形的滲碳體被拉長（箭頭所示），連成一個長條，或者呈現(xiàn)橢圓狀。另外，在大片ASB 的下方觀察到了條帶狀的ASB，寬度約為1.5 μm，如圖6(b)所示，其組織形貌相對松散，仍可觀察到部分滲碳體。這說明帶狀ASB 的變形程度遠小于片狀的ASB。圖6(d)所示為SCS 斷口上的ASB，其呈現(xiàn)出大片的ASB，在靠近基體處存在向外延伸的分支。

圖6 各試樣斷口上的ASB 形貌Fig.6 ASB morphologies on fracture surfaces of different specimens

2.4 ASB 的TEM 觀察

為了更進一步分析ASB 的組成和結構，對其進行透射電鏡（TEM）觀察。采用FIB 制備薄膜樣品，具體的TEM 薄片位置如圖6 中各ASB 上的TEM 標記處。由于圓柱試樣的剪切帶只有0.3 μm，無法成功制備TEM 樣品。但通過對帽形試樣上寬度為1.5 μm 條帶狀ASB 分析，以及圓柱試樣升溫的計算（后面討論部分），可判斷帽形試樣的ASB 中是否發(fā)生相變。圖7(a)所示為帽形試樣條帶狀ASB 的TEM 明場圖，組織非常不均勻，包括“A”區(qū)被細化的晶粒和位錯云團、“B”區(qū)被拉成透鏡層狀的晶粒（平均晶粒尺寸為300 nm）以及“C”區(qū)未變形的滲碳體。其中，放大的層狀的晶粒見圖7(b)。對圖7(b)圓圈標記位置的ASB 變形區(qū)域進行選區(qū)衍射測定，標定結果為體心立方體（body-centered cubic, bcc）馬氏體相，這說明該條帶狀ASB 組織沒有發(fā)生相變。

圖7(c)是帽形試樣片狀ASB 的TEM 明場圖，明顯可見存在三個組織形貌不同的區(qū)域，ASB 區(qū)域、過渡區(qū)和基體，和圖6(c)中SEM 的分區(qū)一致。最上面的ASB 由納米等軸晶（晶粒尺寸平均為150 nm）和高密度位錯組成，從圖7(d)的暗場圖可清晰看到納米晶。原馬氏體基體中殘余奧氏體的體積分數(shù)低于5%，在選區(qū)衍射中很難標定到面心立方體（face-centered cubic, FCC）奧氏體相[7,17]。然而，對ASB 處（圖7(c)圓圈標記位置）進行選區(qū)衍射測定，標定結果發(fā)現(xiàn)由BCC 馬氏體和FCC 奧氏體組成，也即ASB 中發(fā)生了BCC 到FCC 的相變。中間的過渡區(qū)是由拉長變形的馬氏體組織和大量位錯組成，是典型的大變形特征，下面的是基體板條狀馬氏體。

圖7 各ASB 的TEM 形貌Fig.7 TEM micrographs of ASBs

圖7(e)為SCS 的ASB 的TEM 明場圖，由較均勻的等軸晶組織組成，有清晰的晶界，且位錯密度很低，平均晶粒尺寸為220 nm，但圖中大的等軸晶尺寸可達400 nm。圖7(f)暗場圖可見標記清晰的等軸晶“1～5”，選區(qū)衍射標定結果為BCC 和FCC 相，也即該ASB 中也發(fā)生了BCC 馬氏體到FCC 奧氏體的相變。

由上可知，ASB 微觀組織結構與試樣形狀有很大的關系。圓柱試樣處于壓縮受力狀態(tài)，而帽形試樣和SCS 是剪切主導的斷裂（圖5 斷口中滲碳體留下很長的滑移距離），其斷裂應變能大于圓柱試樣。圓柱試樣上緊鄰ASB 的滲碳體沒有發(fā)生變形，即其塑性變形非常小，而帽形試樣條帶狀的ASB（其寬度遠大于圓柱試樣的ASB）也沒有發(fā)生相變。由此可推斷，圓柱試樣中的ASB 的微觀組織很可能也沒有發(fā)生BCC 到FCC 的相變，只有帽形試樣片狀ASB 和SCS 的ASB 發(fā)生相變。

3 討 論

由上述分析可知，試樣形狀對ASB 的微觀組織有很大影響。圓柱試樣ASB 的寬度只有0.3 μm，而帽形試樣和SCS 則生成寬度很大的片狀ASB。條帶狀的ASB 沒有相變的發(fā)生，而帽形試樣和SCS 的片狀ASB 由等軸晶組成，發(fā)生了馬氏體BCC 向奧氏體FCC 的轉變。尤其是SCS 的ASB 中的等軸晶，有非常清晰的晶界，是典型的動態(tài)再結晶晶粒。根據(jù)是否有相變發(fā)生，將ASB 分為形變剪切帶和相變剪切帶[9,18]。據(jù)此，條帶狀的ASB 屬于形變剪切帶，而帽形試樣和SCS 的片狀ASB 屬于相變剪切帶。片狀ASB 的形成中溫升超過了奧氏體化溫度949 K（約0.5Tm，Tm為馬氏體熔點[7]），發(fā)生了動態(tài)再結晶和奧氏體相變。圖5(d)中斷口上熔融物的產生說明斷裂時局部溫升達到了熔點。假設剪切帶是一個厚度接近為零的無限介質中的平面熱源，進而計算剪切帶內溫度的升高[9]。圓柱試樣形變ASB 的寬度極窄，溫度分布較為均勻。可利用塑性功轉化為熱量來計算圓柱內的ASB 內的最大溫升[19]

式中：ρ 為密度；cV為定容比熱容；ε 為應變；σ 為等溫流動應力；β 為轉化參數(shù)，代表功轉化為熱能的比例。β 的取值隨應率、材料和加載方式而變化，例如：對于純鈦[20]，β=0.6～0.9；對于鋁合金[21]，β=0.2～0.4。本文設定β=0.9。圓柱試樣在3 100 s-1應變率下，ASB 的內部最高溫度約為365 K。該溫度不足以使得動態(tài)再結晶和奧氏體相變發(fā)生。

由于帽形試樣和SCS 的片狀ASB 寬度較大，溫度分布不均勻，帶內中心溫度可以在短時間內升高上百攝氏度，并迅速擴散和冷卻降低。因此可以使用熱擴散方程計算相變ASB 的溫度分布[19]

式中：H為熱含量，α 為熱擴散率，D為離帶中心距離，t為熱擴散時間。本文中GCr15 鋼的密度為7.81 g/cm3[7]，比熱容為0.45 J/(g·°C)[7]，熱擴散率為1.138×10-5m2/s[17]，熱含量約為0.5 kJ/m2[17,19]。帽形試樣和SCS 剪切帶內溫度計算結果如圖8 所示，剪切帶內中心處溫度最高，分別為1 989 和2 055 K，遠超過馬氏體的熔點1 662 K[7]，導致局部熔融。

圖8 ASB 的溫度分布Fig.8 Distribution of the temperature near the shear band

需要說明的是，盡管帽形試樣片狀ASB 中心溫度超過了熔點，但其微觀組織并沒有形成像SCS 的ASB 中因高溫誘發(fā)的典型動態(tài)再結晶晶粒。圖6(d)中帽形試樣的納米等軸晶平均尺寸為150 nm，圖7(f)中SCS 的等軸晶平均尺寸為220 nm，大的可達400 nm，位錯密度較低，有可清晰可見的晶界。這是因為帽形試樣斷裂時局部熔融發(fā)生的面積很小，ASB 產生的地方并非是熔融發(fā)生的地方。也即ASB 的微觀組織并非直接受到高溫的主導作用，而只是受到部分熱的影響。而SCS 因大量熔融的產生，ASB 受熱的影響遠大于帽形試樣。由塑性變形引起的納米動態(tài)再結晶，內部通常含高密度位錯，其受溫度的影響越大，長大的等軸晶中位錯密度越低[22]。

大塑性變形下，馬氏體會因晶體位向關系改變發(fā)生BCC 向FCC 的轉變[23]，該現(xiàn)象在鐵碳合金和軸承鋼接觸疲勞微觀大塑性變形下已經證實[24-25]。同時，因受到熱的輔助作用，更進一步促使了部分馬氏體轉變?yōu)閵W氏體。相比帽形試樣，SCS 的ASB 是在熔融物下面發(fā)現(xiàn)的，其微觀組織直接受到高溫的影響，形成了典型的動態(tài)再結晶等軸晶。這在SCS 的準靜態(tài)斷口上已得到了證實[17]。

ASB 的形成與試樣的應力狀態(tài)有很大關系，而不同幾何形狀試樣的應力狀態(tài)不同。比如，改變SCS 的缺口角度，導致應力狀態(tài)（Lode 參數(shù)和應力三軸度）發(fā)生變化[13]。本文計算了壓縮載荷下圓柱試樣、帽形試樣和SCS 的最大剪切應力，以及最大剪切應力面上的Lode 參數(shù)、應力三軸度，結果如表1 所示。圓柱試樣的Lode 參數(shù)為-1，應力三軸度為-0.33，是典型的壓縮狀態(tài)。但帽形試樣和SCS 的Lode 參數(shù)和應力三軸度在±0.5 左右，除壓縮載荷外，還受到剪切載荷，處于復雜應力狀態(tài)。SCS 的應力三軸度（絕對值）比帽形試樣的小，相比之下，更容易發(fā)生剪切斷裂。這與斷口上韌窩形貌和滲碳體剪切滑移痕跡一致，帽形試樣和SCS 的橢圓狀韌窩開口平均寬度分別為0.7 和1.6 μm，滲碳體滑移長度分別為3.5 和7 μm。Meyers[26]對鈦合金和鎢合金的研究發(fā)現(xiàn)，對受剪切和壓縮的試樣，絕熱剪切失穩(wěn)對剪切應力的變化具有很高的敏感性。試樣傾斜角（與加載方向）增大，剪切失穩(wěn)在很小的載荷和應變下就可以發(fā)生，即增加剪切應力和壓縮應力的比值，可明顯降低材料的變形能力。鎢合金ASB 的形成對試樣形狀有很大的敏感性，在其圓柱試樣上沒有發(fā)現(xiàn)ASB，但在圓錐試樣的觀察到了ASB 形成、發(fā)展和剪切斷裂的完整過程。原因是試樣應力狀態(tài)的不均勻性是影響ASB 形成和發(fā)展的主要因素，只有當剪切應力達到臨界值時才會激發(fā)剪切失穩(wěn)。SCS 的剪切應力為2 625 MPa，遠大于帽形試樣的1 897 MPa，SCS 中更容易激發(fā)ASB 產生，這也是為什么在準靜態(tài)壓縮中也觀察到了大片剪切帶的原因[17]。

表1 三種形狀試樣的羅德參數(shù)、應力三軸度和最大剪切應力Table 1 Rhodes parameters, stress triaxiality and maximum shear stress of three shape specimens

4 結 論

對三種不同形狀（圓柱、帽形和剪切壓縮型）試樣的軸承鋼進行高速沖擊實驗，使其產生ASB。采用掃描電鏡和透射電鏡對ASB 的微觀結構進行觀察分析，研究了試樣形狀對ASB 形成的影響。

(1) 在1 800～3 100 s-1應變率范圍內，三種試樣呈現(xiàn)不一樣的應變硬化特征。圓柱試樣有明顯的應變硬化，而帽形試樣和SCS 在不同應變率下分別呈現(xiàn)出應變硬化和無應變硬化的特征，但這兩種情況的流變應力大小幾乎一樣，并沒有因硬化而增加。三種試樣的流變應力隨應變率的增加沒有明顯變化，說明在該應變率范圍內，該材料對應變率的敏感性比較低。

(2) 三種試樣的斷口上韌窩大小、形狀和特征不一樣。圓柱試樣斷口上是大量密而小的橢圓形韌窩，韌窩開口平均寬度為0.4 μm；帽形試樣的韌窩密度明顯減少，呈現(xiàn)大片但較淺的滲碳體滑移痕跡，韌窩開口平均寬度為0.7 μm；SCS 上韌窩的開口平均尺寸達1.6 μm，滲碳體滑移長度達7 μm，是帽形試樣的兩倍。帽形試樣和SCS 斷裂時釋放大量的熱量，發(fā)生局部熔融。尤其是SCS 斷口，觀察到大量熔融物。

(3) 圓柱試樣上形成了寬0.3 μm 的細長ASB，呈現(xiàn)典型的剪切拉長特征。帽形試樣上形成了帶狀和片狀的ASB，前者主要由長為300 nm 呈透鏡狀的層狀晶粒組成，后者為150 nm 的納米等軸晶和高密度位錯組成，且發(fā)生了BCC 馬氏體向FCC 奧氏體的相變，屬于相變ASB。SCS 的ASB 由動態(tài)再結晶等軸晶組織組成，平均晶粒尺寸為220 nm，也發(fā)生了BCC 向FCC 的轉變的相變，屬于相變ASB。

(4) 圓柱試樣處于典型的壓縮應力狀態(tài)，帽形試樣和SCS 處于壓縮和剪切的復雜應力狀態(tài)。相比之下，SCS 的剪切應力最大，主要受剪切斷裂。溫升計算結果顯示，圓柱試樣ASB 斷裂時的溫升遠低于奧氏體相變溫度，帽形試樣和SCS 片狀ASB 的溫升超過馬氏體的熔點，導致局部熔融，從而對ASB 的微觀組織結構產生不同程度的影響。