工程科学学报，第40卷，第6期：703-713,2018年6月 Chinese Journal of Engineering,Vol.40,No.6:703-713,June 2018 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2018.06.008:http://journals.ustb.edu.cn 高锰钢高速冲击时剪切区TRP行为的准原位分析 林颖，王 强，杨 平☒ 北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:yangp@mater.ustb.cu.cn 摘要利用背散射电子衍射技术对高速冲击前后高锰钢样品强制剪切区域的晶粒进行准原位观察，分析了剪切区域不同 位置晶粒的相变情况，并借助有限元模拟及受力计算对不同晶粒相变程度差异的原因做了进一步分析.结果表明，在高速变 形下，应力应变水平、奥氏体取向及晶粒间的相互作用共同影响TRP行为：应力应变水平越高，相变程度越大：由于帽型样中 剪切应力的存在，相比于近111)取向奥氏体，近100〉和近110》取向奥氏体相变程度更大，近110)取向相变程度最大.具 有有利取向的奥氏体，晶粒尺寸越大，其相变行为受周围晶粒影响越小，越容易充分相变：具有有利取向的长条状奥氏体晶 粒，若其两侧晶粒难相变，则该晶粒相变将受到束缚：带有尖角的晶粒，变形时应力集中难以释放，易发生相变：当晶粒的孪生 分力大于滑移，但其最大和次大的孪生分力相差不大，可能导致在这两个方向李生互相竞争，反而不易相变.高速变形时体心 马氏体多在晶界应力集中处产生，很少在晶粒内部大量产生，形态多为细片状，变体选择强 关键词高锰钢：高速冲击；TRP行为；准原位分析：有限元模拟 分类号TG142.3 Quasi-in-situ analysis of TRIP behaviors in shear zones of high-manganese steel speci- men under dynamic compression LIN Ying,WANG Qiang,YANG Ping School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:yangp@mater.ustb.edu.cn ABSTRACT Owing to martensitic transformation during deformation,high-manganese transformation-induced plasticity (TRIP) steels show an excellent combination of strength and ductility.They are considered as second-generation automobile steels.Because of the influence of strain rate,the TRIP behaviors of high-manganese steels may be different during dynamic and static compressions. Therefore,it is necessary to study the TRIP behaviors during dynamic deformation.Based on the research on the TRIP behaviors of high-manganese steel at low strain rates,in this study,the TRIP behaviors were evaluated at high strain rates.Given the special shape of hat-shaped specimen and fixed position of shear zone,the grains present in the shear zone of high-manganese steel before and after dynamic compression were quasi-in-situ characterized using the electron backscattering diffraction (EBSD)technique.Besides,the phase distribution of grains in different locations of shear zone was analyzed.In addition,finite-element simulations and stress calcula- tions were conducted using the ANSYS/IS-DYNA and MATLAB softwares,respectively,to further analyze the differences in the phase transformation of each grain.The results show that the combined action of stress and strain,orientation of austenite,and the interac- tions among grains influences the TRIP behaviors.The higher the stress and strain the easier the phase transformation.Because of the existence of shear stress in hat-shaped specimens,phase transformation is more likely to occur in austenite with orientation along (100) and (110)than austenite with orientation along (111 >and phase transformation is most likely to occur in austenite with orientation along (110).Moreover,the phase transformation behavior of austenite with a favorable orientation and large grain size will be less af- 收稿日期：2017-10-23 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51271028)
工程科学学报，第 40 卷，第 6 期: 703--713，2018 年 6 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 40，No． 6: 703--713，June 2018 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2018． 06． 008; http: / /journals． ustb． edu． cn 高锰钢高速冲击时剪切区 TＲIP 行为的准原位分析 林 颖，王 强，杨 平 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 通信作者，E-mail: yangp@ mater． ustb． edu． cn 摘 要 利用背散射电子衍射技术对高速冲击前后高锰钢样品强制剪切区域的晶粒进行准原位观察，分析了剪切区域不同 位置晶粒的相变情况，并借助有限元模拟及受力计算对不同晶粒相变程度差异的原因做了进一步分析． 结果表明，在高速变 形下，应力应变水平、奥氏体取向及晶粒间的相互作用共同影响 TＲIP 行为: 应力应变水平越高，相变程度越大; 由于帽型样中 剪切应力的存在，相比于近〈111〉取向奥氏体，近〈100〉和近〈110〉取向奥氏体相变程度更大，近〈110〉取向相变程度最大． 具 有有利取向的奥氏体，晶粒尺寸越大，其相变行为受周围晶粒影响越小，越容易充分相变; 具有有利取向的长条状奥氏体晶 粒，若其两侧晶粒难相变，则该晶粒相变将受到束缚; 带有尖角的晶粒，变形时应力集中难以释放，易发生相变; 当晶粒的孪生 分力大于滑移，但其最大和次大的孪生分力相差不大，可能导致在这两个方向孪生互相竞争，反而不易相变． 高速变形时体心 马氏体多在晶界应力集中处产生，很少在晶粒内部大量产生，形态多为细片状，变体选择强． 关键词 高锰钢; 高速冲击; TＲIP 行为; 准原位分析; 有限元模拟 分类号 TG142. 3 收稿日期: 2017--10--23 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51271028) Quasi-in-situ analysis of TＲIP behaviors in shear zones of high-manganese steel specimen under dynamic compression LIN Ying，WANG Qiang，YANG Ping School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: yangp@ mater． ustb． edu． cn ABSTＲACT Owing to martensitic transformation during deformation，high-manganese transformation-induced plasticity ( TＲIP) steels show an excellent combination of strength and ductility． They are considered as second-generation automobile steels． Because of the influence of strain rate，the TＲIP behaviors of high-manganese steels may be different during dynamic and static compressions． Therefore，it is necessary to study the TＲIP behaviors during dynamic deformation． Based on the research on the TＲIP behaviors of high-manganese steel at low strain rates，in this study，the TＲIP behaviors were evaluated at high strain rates． Given the special shape of hat-shaped specimen and fixed position of shear zone，the grains present in the shear zone of high-manganese steel before and after dynamic compression were quasi-in-situ characterized using the electron backscattering diffraction ( EBSD) technique． Besides，the phase distribution of grains in different locations of shear zone was analyzed． In addition，finite-element simulations and stress calculations were conducted using the ANSYS/LS--DYNA and MATLAB softwares，respectively，to further analyze the differences in the phase transformation of each grain． The results show that the combined action of stress and strain，orientation of austenite，and the interactions among grains influences the TＲIP behaviors． The higher the stress and strain the easier the phase transformation． Because of the existence of shear stress in hat-shaped specimens，phase transformation is more likely to occur in austenite with orientation along〈100〉 and〈110〉than austenite with orientation along〈111〉，and phase transformation is most likely to occur in austenite with orientation along〈110〉． Moreover，the phase transformation behavior of austenite with a favorable orientation and large grain size will be less af-
·704· 工程科学学报，第40卷，第6期 fected by neighboring grains and easier to achieve a complete phase transformation.However,the phase transformation of striped grains with a beneficial orientation will be constrained when the phase transformation of neighboring grains is difficult.Grains with sharp cor- ners easily undergo phase transformation because of stress concentration.If the shear stress of twinning is larger than that of slip,but the largest and second largest stresses are almost equal,both the twin systems may compete with each other and phase transformation becomes difficult.Martensitic transformation often occurs near the grain boundary where the stress concentration is severe during dy- namic compression but rarely in grains.aM has a shape of thin sheet,and its variant selection is obvious. KEY WORDS high-manganese steels;high-speed impact:TRIP behavior:quasi-in-situ analysis:finite-element simulation 高锰TRIP(transformation-induced plasticity)钢缩时，(1O0〉取向奥氏体易发生马氏体相变，高速 因为在变形过程中发生马氏体相变(y→8-M→α'- 变形下的取向依赖性与静态可能存在差别，前期研 M),产生相变诱发塑性效应，使其具有高的耐冲击 究发现高速拉伸时的取向依赖性与静态拉伸相 性和良好的成形性，从而有望成为新一代汽车 同；高速冲击时均匀形变区的取向依赖性与静态 抗高速冲击用结构件材料.汽车材料无论在前期成 压缩相同，但由于帽型样形状特殊，高速冲击时 型还是后期使用过程中都避免不了高速冲击过程， 剪切区域取向依赖性与均匀形变区会有差别. 为了安全考虑，材料需具有良好的抗冲击性能。高 本文采用准原位的方法，追踪了高速冲击前后 速冲击会引起材料局部迅速的温升、层错能提高及 剪切区域对应晶粒的变化，研究了剪切带产生前，剪 材料软化B-),从而形成绝热剪切带(adiabatic shear 切区域不同位置晶粒的应变大小、相变情况及取向 band,ASB),是材料在高速变形时一种典型的破坏 依赖性，分析了高速变形下TRP行为的影响因素， 形式-).因此，研究高锰钢高速冲击时绝热剪切带 并借助有限元模拟及受力计算做了进一步的说明. 形成与TRP行为的交互作用很有必要.常将样品 1 实验材料与方法 设定为帽型样，使剪切带的位置固定，便于研究该位 置上TRP与剪切带形成的关系.前期研究发现， 以纯铁、金属锰、结晶硅和电解铝作为原料，用 TP过程在剪切带形成之前和之时均发生，能够释 真空感应加热炉冶炼高锰TP钢，成分（质量分 放应力，缓解应力集中，使绝热剪切带扩展受阻0. 数，%)为Mn17.22,C0.022,Si2.87,Al0.48,Fe 但到目前为止，研究主要集中于大变形下，剪切带形 余量.铸锭加热至1050℃，保温1h后锻造，始锻温 成后的组织分析及取向研究1-，虽然在小变形 度为1050℃，终锻温度为700~800℃，锻后空冷， 下，观察到TP可发生在剪切带形成之前，并对高 最终锻坯尺寸为600mm×700mm×300mm.最后 速冲击下样品均匀形变区进行分析)，但都集中于 将锻后30mm厚的块状样品在1100℃保温2h后 变形终态，无法原位捕捉某一晶粒在冲击前后的相 水淬. 变情况及取向变化.TRP钢静态变形的原位研究 高速冲击时利用霍普金森杆冲击帽形样，其尺 不在少数4-，并可借助电子背散射衍射及高能X 寸如图1所示，为进行准原位观察，将此帽型样切割 射线衍射获得变形前后的组织变化及相含量差异， 处理（如图2所示），最终取厚度为5mm的中间部 但只能追踪某些微区的变形和相变过程；课题组前 令7mm 期也研究了原位静态拉伸条件下的组织变化，但 由于应变速率的影响，高速变形时TRP行为与静 态变形存在差异.Choi等n图研究发现，应变速率提 高会产生绝热温升，导致奥氏体稳定化，阻止TP 的发生；Das等9-0也有同样的发现，另外，他们在 研究304LN不锈钢在不同应变速率下压缩时发现， 与低应变速率相比，在高应变速率下，马氏体在相对 低的应变下发生，且转变终了时，产生的马氏体体积 ◆6mm 分数也较低.He等P1指出，动态拉伸下产生的形 中10mm 变局部化会阻碍残余奥氏体的进一步转变.此外， 图1帽形样结构和尺寸（红色线表示绝热剪切带的位置） 奥氏体取向对马氏体相变有显著影响网.静态拉 Fig.1 Structure and size of hat-shaped specimen (red lines show the 伸时，〈111)取向奥氏体易发生马氏体相变：静态压 position of adiabatic shear band)
工程科学学报，第 40 卷，第 6 期 fected by neighboring grains and easier to achieve a complete phase transformation． However，the phase transformation of striped grains with a beneficial orientation will be constrained when the phase transformation of neighboring grains is difficult． Grains with sharp corners easily undergo phase transformation because of stress concentration． If the shear stress of twinning is larger than that of slip，but the largest and second largest stresses are almost equal，both the twin systems may compete with each other and phase transformation becomes difficult． Martensitic transformation often occurs near the grain boundary where the stress concentration is severe during dynamic compression but rarely in grains． α'-M has a shape of thin sheet，and its variant selection is obvious． KEY WOＲDS high-manganese steels; high-speed impact; TＲIP behavior; quasi-in-situ analysis; finite-element simulation 高锰 TＲIP( transformation-induced plasticity) 钢 因为在变形过程中发生马氏体相变( γ→ε--M→α'-- M) ，产生相变诱发塑性效应，使其具有高的耐冲击 性和良好的成形性［1--4］，从而有望成为新一代汽车 抗高速冲击用结构件材料． 汽车材料无论在前期成 型还是后期使用过程中都避免不了高速冲击过程， 为了安全考虑，材料需具有良好的抗冲击性能． 高 速冲击会引起材料局部迅速的温升、层错能提高及 材料软化［5--7］，从而形成绝热剪切带( adiabatic shear band，ASB) ，是材料在高速变形时一种典型的破坏 形式［8--9］． 因此，研究高锰钢高速冲击时绝热剪切带 形成与 TＲIP 行为的交互作用很有必要． 常将样品 设定为帽型样，使剪切带的位置固定，便于研究该位 置上 TＲIP 与剪切带形成的关系． 前期研究发现， TＲIP 过程在剪切带形成之前和之时均发生，能够释 放应力，缓解应力集中，使绝热剪切带扩展受阻［10］． 但到目前为止，研究主要集中于大变形下，剪切带形 成后的组织分析及取向研究［11--12］，虽然在小变形 下，观察到 TＲIP 可发生在剪切带形成之前，并对高 速冲击下样品均匀形变区进行分析［13］，但都集中于 变形终态，无法原位捕捉某一晶粒在冲击前后的相 变情况及取向变化． TＲIP 钢静态变形的原位研究 不在少数［14--16］，并可借助电子背散射衍射及高能 X 射线衍射获得变形前后的组织变化及相含量差异， 但只能追踪某些微区的变形和相变过程; 课题组前 期也研究了原位静态拉伸条件下的组织变化［17］，但 由于应变速率的影响，高速变形时 TＲIP 行为与静 态变形存在差异． Choi 等［18］研究发现，应变速率提 高会产生绝热温升，导致奥氏体稳定化，阻止 TＲIP 的发生; Das 等［19--20］也有同样的发现，另外，他们在 研究 304 LN 不锈钢在不同应变速率下压缩时发现， 与低应变速率相比，在高应变速率下，马氏体在相对 低的应变下发生，且转变终了时，产生的马氏体体积 分数也较低． He 等［21］指出，动态拉伸下产生的形 变局部化会阻碍残余奥氏体的进一步转变． 此外， 奥氏体取向对马氏体相变有显著影响［22］． 静态拉 伸时，〈111〉取向奥氏体易发生马氏体相变; 静态压 缩时，〈100〉取向奥氏体易发生马氏体相变［23］，高速 变形下的取向依赖性与静态可能存在差别，前期研 究发现高速拉伸时的取向依赖性与静态拉伸相 同［24］; 高速冲击时均匀形变区的取向依赖性与静态 压缩相同［13］，但由于帽型样形状特殊，高速冲击时 剪切区域取向依赖性与均匀形变区会有差别． 本文采用准原位的方法，追踪了高速冲击前后 剪切区域对应晶粒的变化，研究了剪切带产生前，剪 切区域不同位置晶粒的应变大小、相变情况及取向 依赖性，分析了高速变形下 TＲIP 行为的影响因素， 并借助有限元模拟及受力计算做了进一步的说明． 1 实验材料与方法 以纯铁、金属锰、结晶硅和电解铝作为原料，用 真空感应加热炉冶炼高锰 TＲIP 钢，成分( 质量分 数，% ) 为 Mn 17. 22，C 0. 022，Si 2. 87，Al 0. 48，Fe 余量． 铸锭加热至 1050 ℃，保温 1 h 后锻造，始锻温 度为 1050 ℃，终锻温度为 700 ～ 800 ℃，锻后空冷， 最终锻坯尺寸为 600 mm × 700 mm × 300 mm． 最后 将锻后 30 mm 厚的块状样品在 1100 ℃ 保温 2 h 后 水淬． 图 1 帽形样结构和尺寸( 红色线表示绝热剪切带的位置) Fig． 1 Structure and size of hat-shaped specimen ( red lines show the position of adiabatic shear band) 高速冲击时利用霍普金森杆冲击帽形样，其尺 寸如图 1 所示，为进行准原位观察，将此帽型样切割 处理( 如图 2 所示) ，最终取厚度为 5 mm 的中间部 · 407 ·
林颖等：高锰钢高速冲击时剪切区TP行为的准原位分析 ·705· (c) (e) 3.3mm 8.7mm 图2帽形样品的加工情况及标记位置.(a,b)切割处理情况：（©）变形前截面尺寸及电子背敢射衍射选区位置：(d)变形前截面形貌： (c)变形后截面形貌 Fig.2 Processing conditions and marked positions of hat-shaped specimen:(a,b)cutting method of the specimen:(c)section size of specimen be- fore deformation and selected position of EBSD:(d)cross-section morphology of specimen before deformation:(e)cross-section morphology of speci- men after deformation 分进行实验.变形前对截面剪切区（约1.5m×2心马氏体含量几乎为零.变形后六方马氏体和体心 mm)进行金相及电子背散射衍射技术观察，变形后 马氏体含量增多，但由于变形量较小，所以相变不是 由于试样表面稍有磨损，所以经抛光、微浸蚀后做电 很显著.由于冲击之后样品表面稍有磨损，且变形 子背散射衍射分析，因此个别晶粒形貌略有改变. 后残余应力大，无法直接标定，所以经抛光后微浸蚀 冲击载荷的加载时间为80s,应变率为12000s-1, 做EBSD,因此个别晶粒形貌略有改变.由于变形后 试样高度方向变形为9%. 样品剪切区下端略有翘曲，因此只对比剪切区上端 组织的取向和相分布信息通过背散射电子衍射 共100个晶粒的变形情况.为便于定量分析，对各 技术(EBSD)测定，将试样进行机械抛光，依次用 个晶粒进行编号，并划分出距离剪切区中心线（黑 2.5、1和0.5m的金刚石抛光膏.为了减小残余应 色实线)两侧各300μm(绿色实线)的区域以便与模 力和方便单个晶粒的观察，机械抛光后采用体积分 拟获得的结果进行对比.观察发现，剪切区中心线 数4%的硝酸乙醇溶液(4%HN03和96%C,H,0H) 的两侧，相变程度存在差异，远离试样中心一侧相变 腐蚀40~60s,并快速用乙醇清洗，冷风吹干. 量多于另外一侧. 腐蚀后的试样利用装有HKL Channel5EBSD 表1是试样左右两侧剪切区，距离剪切区中心 探头的ZEISS-ULTRA55场发射电镜显微镜进行相 线两侧各300m的区域内各晶粒在变形前后三相 分布、晶粒取向等的分析.工作电压为20kV,工作 体积分数变化的平均值.由于重新制样，使所观察 距离为16.5mm,样品台倾斜70°，光阑为120μm,采 的晶粒截面发生变化，导致个别晶粒与变形前相比， 用6~8条菊池带标定 出现奥氏体体积分数增加的反常现象，这些晶粒在 为了对实验中观察到的现象进行辅助验证，借 图3中的编号分别为：帽形样左侧剪切区域的16、 助有限元就该实验所对应的试样尺寸和加载条件进 25、36号晶粒，以及右侧剪切区域的35、52、53、55、 行了有限元模拟.模拟后试样变形为8.92%，与实 57、58、60号晶粒共10个晶粒，为排除这些晶粒的 验测得的形变9%差距很小，说明模拟比较有可 干扰，以剩余的90个晶粒进行统计.根据统计结果 信度 可知，从奥氏体减少量、六方马氏体和体心马氏体的 增加量来看，远离试样中心一侧都比另一侧多，说明 2实验结果 远离试样中心一侧受力更大，TRP效应更显著 2.1剪切区不同位置相变程度的不均匀性 2.2剪切区不同位置应变程度的不均匀性 冲击前后试样剪切区域进行EBSD检测，左右 为解释不同区域相变程度的差异，根据试样尺 两侧剪切区域变形前后的相分布情况如图3所示. 寸和加载条件，对试样变形过程进行了有限元模拟. 变形前主要为奥氏体组织，六方马氏体含量较少，体 加载系统由入射杆、帽型样、透射杆组成.试样在变
林 颖等: 高锰钢高速冲击时剪切区 TＲIP 行为的准原位分析 图 2 帽形样品的加工情况及标记位置 . ( a，b) 切割处理情况; ( c) 变形前截面尺寸及电子背散射衍射选区位置; ( d) 变形前截面形貌; ( e) 变形后截面形貌 Fig． 2 Processing conditions and marked positions of hat-shaped specimen: ( a，b) cutting method of the specimen; ( c) section size of specimen before deformation and selected position of EBSD; ( d) cross-section morphology of specimen before deformation; ( e) cross-section morphology of specimen after deformation 分进行实验． 变形前对截面剪切区( 约 1. 5 mm × 2 mm) 进行金相及电子背散射衍射技术观察，变形后 由于试样表面稍有磨损，所以经抛光、微浸蚀后做电 子背散射衍射分析，因此个别晶粒形貌略有改变． 冲击载荷的加载时间为 80 μs，应变率为 12000 s － 1， 试样高度方向变形为 9% ． 组织的取向和相分布信息通过背散射电子衍射 技术( EBSD) 测定，将试样进行机械抛光，依次用 2. 5、1 和 0. 5 μm 的金刚石抛光膏． 为了减小残余应 力和方便单个晶粒的观察，机械抛光后采用体积分 数4% 的硝酸乙醇溶液( 4% HNO3和96% C2H5OH) 腐蚀 40 ～ 60 s，并快速用乙醇清洗，冷风吹干． 腐蚀后的试样利用装有 HKL Channel 5 EBSD 探头的 ZEISS--ULTＲA55 场发射电镜显微镜进行相 分布、晶粒取向等的分析． 工作电压为 20 kV，工作 距离为16. 5 mm，样品台倾斜70°，光阑为120 μm，采 用 6 ～ 8 条菊池带标定． 为了对实验中观察到的现象进行辅助验证，借 助有限元就该实验所对应的试样尺寸和加载条件进 行了有限元模拟． 模拟后试样变形为 8. 92% ，与实 验测得的形变 9% 差距 很 小，说明模拟比较有可 信度． 2 实验结果 2. 1 剪切区不同位置相变程度的不均匀性 冲击前后试样剪切区域进行 EBSD 检测，左右 两侧剪切区域变形前后的相分布情况如图 3 所示． 变形前主要为奥氏体组织，六方马氏体含量较少，体 心马氏体含量几乎为零． 变形后六方马氏体和体心 马氏体含量增多，但由于变形量较小，所以相变不是 很显著． 由于冲击之后样品表面稍有磨损，且变形 后残余应力大，无法直接标定，所以经抛光后微浸蚀 做 EBSD，因此个别晶粒形貌略有改变． 由于变形后 样品剪切区下端略有翘曲，因此只对比剪切区上端 共 100 个晶粒的变形情况． 为便于定量分析，对各 个晶粒进行编号，并划分出距离剪切区中心线( 黑 色实线) 两侧各 300 μm( 绿色实线) 的区域以便与模 拟获得的结果进行对比． 观察发现，剪切区中心线 的两侧，相变程度存在差异，远离试样中心一侧相变 量多于另外一侧． 表 1 是试样左右两侧剪切区，距离剪切区中心 线两侧各 300 μm 的区域内各晶粒在变形前后三相 体积分数变化的平均值． 由于重新制样，使所观察 的晶粒截面发生变化，导致个别晶粒与变形前相比， 出现奥氏体体积分数增加的反常现象，这些晶粒在 图 3 中的编号分别为: 帽形样左侧剪切区域的 16、 25、36 号晶粒，以及右侧剪切区域的 35、52、53、55、 57、58、60 号晶粒共 10 个晶粒，为排除这些晶粒的 干扰，以剩余的 90 个晶粒进行统计． 根据统计结果 可知，从奥氏体减少量、六方马氏体和体心马氏体的 增加量来看，远离试样中心一侧都比另一侧多，说明 远离试样中心一侧受力更大，TＲIP 效应更显著． 2. 2 剪切区不同位置应变程度的不均匀性 为解释不同区域相变程度的差异，根据试样尺 寸和加载条件，对试样变形过程进行了有限元模拟． 加载系统由入射杆、帽型样、透射杆组成． 试样在变 · 507 ·
·706· 工程科学学报，第40卷，第6期 a 13 00 500m 00 500 um 图3帽形样不同剪切区域相分布情况.(a)左侧，变形前：(b)右侧，变形前：()左侧，变形后：(d)右侧，变形后（奥氏体为红色，六方马 氏体为黄色，体心马氏体为蓝色) Fig.3 Phase distribution of shear zone on hat-shaped specimen:(a)left side,before deformation:(b)right side,before deformation:(c)left side,after deformation;(d)right side,after deformation (y:red color,g-M:yellow color,a'-M:blue color) 表1试样左右两侧剪切区不同位置各相体积分数平均变化量 Table 1 Average change in the volume fraction of each phase in different locations of the left and right sides of sample shear zone 位置 奥氏体的减少量/% e-M的增加量/% a'-M的增加量/% 左侧靠近样品中心一侧 17.65 17.19 0.46 左侧远离样品中心一侧 24.02 22.34 1.68 右侧靠近样品中心一侧 16.68 14.76 1.92 右侧远离样品中心一侧 27.23 23.27 3.96 形过程中，在样品厚度方向上膨胀很小，因此可近似 塑性本构模型，本构模型参数如表2所示.帽型样 认为是分析截面为平面应变状态：鉴于系统的轴对 网格划分如图4(b),由于样品的晶粒尺寸为200~ 称特性，数值模型简化为二维轴对称模型，对试样一 400μm,因此在划分网格时剪切区外的网格尺寸为 半的变形进行模拟.冲击系统的有限元模型如图4 200μm;为了更精确的反映数据变化规律，在变化梯 (a)所示，采用2 DSolid164单元，从左到右依次是入 度较大的强制剪切区细化网格，最终剪切带产生位 射杆、帽型样、透射杆.入射杆和透射杆均采用弹性 置的网格尺寸为7um,如图4(c)所示. 本构，入射杆和透射杆的网格尺寸大小对模拟结果 在距离剪切区中心线两侧各150、300μm距离 影响较小，根据参考文献及杆的实际尺寸，最终取其 处各取9个单元，共36个，如图4(d)、(e),提取 网格尺寸为1208m.帽型样采用Johnson-Cook弹 其变形终态的等效塑性应变进行分析.以单元距
工程科学学报，第 40 卷，第 6 期 图 3 帽形样不同剪切区域相分布情况 . ( a) 左侧，变形前; ( b) 右侧，变形前; ( c) 左侧，变形后; ( d) 右侧，变形后( 奥氏体为红色，六方马 氏体为黄色，体心马氏体为蓝色) Fig． 3 Phase distribution of shear zone on hat-shaped specimen: ( a) left side，before deformation; ( b) right side，before deformation; ( c) left side，after deformation; ( d) right side，after deformation ( γ: red color，ε--M: yellow color，α'--M: blue color) 表 1 试样左右两侧剪切区不同位置各相体积分数平均变化量 Table 1 Average change in the volume fraction of each phase in different locations of the left and right sides of sample shear zone 位置 奥氏体的减少量/% ε--M 的增加量/% α'--M 的增加量/% 左侧靠近样品中心一侧 17. 65 17. 19 0. 46 左侧远离样品中心一侧 24. 02 22. 34 1. 68 右侧靠近样品中心一侧 16. 68 14. 76 1. 92 右侧远离样品中心一侧 27. 23 23. 27 3. 96 形过程中，在样品厚度方向上膨胀很小，因此可近似 认为是分析截面为平面应变状态; 鉴于系统的轴对 称特性，数值模型简化为二维轴对称模型，对试样一 半的变形进行模拟． 冲击系统的有限元模型如图 4 ( a) 所示，采用 2DSolid164 单元，从左到右依次是入 射杆、帽型样、透射杆． 入射杆和透射杆均采用弹性 本构，入射杆和透射杆的网格尺寸大小对模拟结果 影响较小，根据参考文献及杆的实际尺寸，最终取其 网格尺寸为 1208 μm． 帽型样采用 Johnson--Cook 弹 塑性本构模型，本构模型参数如表 2 所示． 帽型样 网格划分如图 4( b) ，由于样品的晶粒尺寸为 200 ～ 400 μm，因此在划分网格时剪切区外的网格尺寸为 200 μm; 为了更精确的反映数据变化规律，在变化梯 度较大的强制剪切区细化网格，最终剪切带产生位 置的网格尺寸为 7 μm，如图 4( c) 所示． 在距离剪切区中心线两侧各 150、300 μm 距离 处各取 9 个单元，共 36 个，如图 4 ( d) 、( e) ，提取 其变形终态的等效塑性应变进行分析． 以单元距 · 607 ·
林颖等：高锰钢高速冲击时剪切区TP行为的准原位分析 ·707· 离剪切区中心点的竖直距离为横坐标，以等效塑 ACS分别表示靠近试样中心一侧和远离试样中心 性应变为纵坐标作图，如图5所示，图中CCS和 一侧. (e) 剪切区中心、 剪切区上端 。 靠近样品中心 剪切区中心点 一侧 。。 ,远离样品中心一侧 剪切区下端 图4冲击系统的有限元模型(a):帽形样的网格划分(b)及剪切区网格放大图()：帽形样剪切区单元提取示意图()和放大图（©） Fig.4 Finite-element method mode of impacting system (a);grid partitioning of hat-shaped specimen (b)and grid amplification of shear zone (c); schematic diagram of element extraction in the shear zone of hat-shaped specimen (d)and enlarged figure (e) 表2帽型试样本构模型参数 Table 2 Constitutive model parameters of hat-shaped specimen 密度/ 弹性模量/ 屈服强度/ 硬化模量/ 应变率 泊松比 硬化系数 (g"cm-3) GPa MPa MPa 敏感系数 7.738 210 0.28 210 1690 0.76 0.097 参考应变率/ 比热容/ 热软化系数 熔点/K 室温/K 81 失效应力 (小kg-1.K-1) 1 1763 297 10-3 450 -9 剪切区下端 剪切区上端 端并不明显，在剪切区上端达到最大，远离试样中心 0.20 一侧应变是靠近试样中心一侧应变的两倍.因此， 0.18 。-CCS-150m ◆-ACS-1S0m 实验中对剪切区上端（图5中矩形虚线区域）进行 0.16 CCS-300 um -ACS-300 um 分析很有代表性. 0.14 此外，从图5也可看出，沿剪切区中心线的方 0.12 向，等效塑性应变也存在差异，以远离试样中心一 010 侧，距离剪切区中心300μum的距离处（紫色实线） 为例，剪切区上端等效塑性应变达到0.15，而剪切 0.06 区中心只达到0.12.对应到图3中(b)、(d),远离 -125 -0.750.250.250.75 125 试样中心一侧，在距离剪切区中心300μm的距离 距离mm 内，剪切区上端的相变量大于剪切区中心，即相变程 图5平行剪切带方向剪切区域两侧不同位置处的等效塑性应变 Fig.5 Equivalent plastic strain at different positions on both sides of 度与应变水平相对应.因此，应力应变水平是影响 shear zone parallel to the direction of shear band 高锰钢形变诱发相变程度的一个重要因素. 2.3剪切区内奥氏体晶粒的取向转动及相变的取 由图5可知，距剪切区中心线越远，应变越小： 向依赖性 距剪切区中心线相等距离的两侧，靠近试样中心一 变形过程中，晶粒为了进行应变协调，取向会发 侧的应变总小于另一侧，与上文中的相变量差异相 生转动.图6为变形前后左右两侧剪切区奥氏体反 吻合；剪切区中心线两侧应变有各自特点，就靠近试 极图.可以看出，由于只针对剪切区内的有限个品 样中心一侧来讲，下端的应变稍高于上端，远离试样 粒进行分析，因此变形前奥氏体取向并没有填充整 中心的一侧与其相反，这与样品变形时晶粒的流动 个反极图区域，而变形后奥氏体取向分布比较均匀， 相对应.剪切区中心线两侧的应变差异在剪切区下 说明变形过程中奥氏体为协调变形通过滑移或孪生
林 颖等: 高锰钢高速冲击时剪切区 TＲIP 行为的准原位分析 离剪切区中心点的竖直距离为横坐标，以等效塑 性应变为纵坐 标 作 图，如 图 5 所 示，图 中 CCS 和 ACS 分别表示靠近试样中心一侧和远离试样中心 一侧． 图 4 冲击系统的有限元模型( a) ; 帽形样的网格划分( b) 及剪切区网格放大图( c) ; 帽形样剪切区单元提取示意图( d) 和放大图( e) Fig． 4 Finite-element method mode of impacting system ( a) ; grid partitioning of hat-shaped specimen ( b) and grid amplification of shear zone ( c) ; schematic diagram of element extraction in the shear zone of hat-shaped specimen ( d) and enlarged figure ( e) 表 2 帽型试样本构模型参数 Table 2 Constitutive model parameters of hat-shaped specimen 密度/ ( g·cm － 3 ) 弹性模量/ GPa 泊松比 屈服强度/ MPa 硬化模量/ MPa 硬化系数 应变率 敏感系数 7. 738 210 0. 28 210 1690 0. 76 0. 097 热软化系数 熔点/K 室温/K 参考应变率/ s － 1 比热容/ ( J·kg － 1·K － 1 ) 失效应力 1 1763 297 10 － 3 450 － 9 图 5 平行剪切带方向剪切区域两侧不同位置处的等效塑性应变 Fig． 5 Equivalent plastic strain at different positions on both sides of shear zone parallel to the direction of shear band 由图 5 可知，距剪切区中心线越远，应变越小; 距剪切区中心线相等距离的两侧，靠近试样中心一 侧的应变总小于另一侧，与上文中的相变量差异相 吻合; 剪切区中心线两侧应变有各自特点，就靠近试 样中心一侧来讲，下端的应变稍高于上端，远离试样 中心的一侧与其相反，这与样品变形时晶粒的流动 相对应． 剪切区中心线两侧的应变差异在剪切区下 端并不明显，在剪切区上端达到最大，远离试样中心 一侧应变是靠近试样中心一侧应变的两倍． 因此， 实验中对剪切区上端( 图 5 中矩形虚线区域) 进行 分析很有代表性． 此外，从图 5 也可看出，沿剪切区中心线的方 向，等效塑性应变也存在差异，以远离试样中心一 侧，距离剪切区中心 300 μm 的距离处( 紫色实线) 为例，剪切区上端等效塑性应变达到 0. 15，而剪切 区中心只达到 0. 12． 对应到图 3 中( b) 、( d) ，远离 试样中心一侧，在距离剪切区中心 300 μm 的距离 内，剪切区上端的相变量大于剪切区中心，即相变程 度与应变水平相对应． 因此，应力应变水平是影响 高锰钢形变诱发相变程度的一个重要因素． 2. 3 剪切区内奥氏体晶粒的取向转动及相变的取 向依赖性 变形过程中，晶粒为了进行应变协调，取向会发 生转动． 图 6 为变形前后左右两侧剪切区奥氏体反 极图． 可以看出，由于只针对剪切区内的有限个晶 粒进行分析，因此变形前奥氏体取向并没有填充整 个反极图区域，而变形后奥氏体取向分布比较均匀， 说明变形过程中奥氏体为协调变形通过滑移或孪生 · 707 ·