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 ·
·708 工程科学学报，第40卷，第6期 (a) 001 (b)oo (c)oo d01 111 101 101 101 101 图6变形前后左右两侧剪切区奥氏体反极图(Z为压缩轴方向).()左侧变形前：(b)左侧变形后：(c)右侧变形前：(d)右侧变形后 Fig.6 Inverse pole figures of austenite on the left and right sides of shear zone before and after deformation (Z is the compression direction):(a) left side before deformation:(b)left side after deformation:(c)right side before deformation:(d)right side after deformation 导致取向转动 成A、B、C三个区域，如图8所示，分别命名为近 图7为变形后奥氏体的取向转动及相变量分 100)、近110)近111〉取向区.虽然奥氏体的平 布.类似的，绘图时排除了变形后奥氏体含量增加 均取向转动角度较小，只有16.52°，但为了排除取 的晶粒的干扰，以剩余的90个晶粒进行统计.通过 向转动的影响，分别以变形前后的奥氏体取向来分 EBSD后处理软件，提取各晶粒奥氏体体积分数的 析取向依赖性.变形前这90个奥氏体晶粒，近 减少量作为该晶粒的奥氏体相变量，可以得出，奥氏 100〉、近110〉、近111)取向分别为29个、29个、 体的平均相变量为18.84%.由于变形量仅有9%， 32个，计算它们在变形终态奥氏体体积分数的平均 奥氏体的平均取向转动角度也比较小，只有 减少量，如图8(a)所示；同样的，统计变形后这90 16.52°. 个奥氏体晶粒的取向，近100〉、近110〉、近111) 100 取向分别为36个、22个、32个，计算它们在变形终 平均奥氏体取向旋转=16.52 ■ 态奥氏体体积分数的平均减少量，如图8(b)所示 80 ◆ 001 001 ◆ ◆ 19.17 平均奥氏体转变量=18.84% gpn 2850% 25.44% 11 111 20 10010203040506070 101 101 变形后奥氏体的取向旋转) 图8变形前()后()不同取向奥氏体体积分数的平均减小量 图7变形后奥氏体的取向转动及相变量分布 Fig.8 Average reduction in the volume fraction of austenite of differ- Fig.7 Distribution of austenite orientation rotation and amount of ent orientations before (a)and after (b)deformation phase transformation after deformation 变形过程中奥氏体的相变量与应力应变水平有 由图可知，无论是以变形前的奥氏体取向来衡 密切关系，除此之外，奥氏体的原始取向也对相变量 量取向依赖性，还是以变形后的奥氏体取向来衡量， 有很大影响.课题组前期研究发现)，奥氏体压缩 规律是相同的，相比于近111〉取向奥氏体，近 时的稳定取向是110》和弱的111)，因此在静态压 100〉和近110〉取向奥氏体相变程度更大，近 缩下，(100〉取向的奥氏体容易发生马氏体相变.高 10〉取向相变程度最大.这也进一步说明了，在变 速冲击形成剪切带后，帽型样品均匀形变区同样是 形过程中奥氏体晶粒的取向转动并没有影响其相变 100〉取向的奥氏体容易发生马氏体相变〈110〉和 取向依赖性的整体规律.因此用变形前或变形后的 111)取向的奥氏体不容易发生马氏体相变.本实 奥氏体取向来衡量取向依赖性都是可以的 验变形量小，且所研究的晶粒处在剪切区，与均匀形 2.4晶粒间的相互作用对相变的影响 变区相比，晶粒除了受压力之外，还受切变作用，因 相变的取向依赖性的根源是晶粒对外力的响 此取向依赖性也会略有不同 应.高锰钢中的六方马氏体相变类似于孪生，通过 为研究奥氏体相变的取向依赖性，将反极图分 肖克莱位错a/6112]在每两个(111)，面上运动(a
工程科学学报，第 40 卷，第 6 期 图 6 变形前后左右两侧剪切区奥氏体反极图( Z 为压缩轴方向) . ( a) 左侧变形前; ( b) 左侧变形后; ( c) 右侧变形前; ( d) 右侧变形后 Fig． 6 Inverse pole figures of austenite on the left and right sides of shear zone before and after deformation ( Z is the compression direction) : ( a) left side before deformation; ( b) left side after deformation; ( c) right side before deformation; ( d) right side after deformation 导致取向转动． 图 7 为变形后奥氏体的取向转动及相变量分 布． 类似的，绘图时排除了变形后奥氏体含量增加 的晶粒的干扰，以剩余的 90 个晶粒进行统计． 通过 EBSD 后处理软件，提取各晶粒奥氏体体积分数的 减少量作为该晶粒的奥氏体相变量，可以得出，奥氏 体的平均相变量为 18. 84% ． 由于变形量仅有 9% ， 奥氏体的平均取向转动角度也比较小，只 有 16. 52°． 图 7 变形后奥氏体的取向转动及相变量分布 Fig． 7 Distribution of austenite orientation rotation and amount of phase transformation after deformation 变形过程中奥氏体的相变量与应力应变水平有 密切关系，除此之外，奥氏体的原始取向也对相变量 有很大影响． 课题组前期研究发现［23］，奥氏体压缩 时的稳定取向是〈110〉和弱的〈111〉，因此在静态压 缩下，〈100〉取向的奥氏体容易发生马氏体相变． 高 速冲击形成剪切带后，帽型样品均匀形变区同样是 〈100〉取向的奥氏体容易发生马氏体相变，〈110〉和 〈111〉取向的奥氏体不容易发生马氏体相变． 本实 验变形量小，且所研究的晶粒处在剪切区，与均匀形 变区相比，晶粒除了受压力之外，还受切变作用，因 此取向依赖性也会略有不同． 为研究奥氏体相变的取向依赖性，将反极图分 成 A、B、C 三个区域，如图 8 所示，分别命名为近 〈100〉、近〈110〉、近〈111〉取向区． 虽然奥氏体的平 均取向转动角度较小，只有 16. 52°，但为了排除取 向转动的影响，分别以变形前后的奥氏体取向来分 析取向 依 赖 性． 变 形 前 这 90 个 奥 氏 体 晶 粒，近 〈100〉、近〈110〉、近〈111〉取向分别为 29 个、29 个、 32 个，计算它们在变形终态奥氏体体积分数的平均 减少量，如图 8( a) 所示; 同样的，统计变形后这 90 个奥氏体晶粒的取向，近〈100〉、近〈110〉、近〈111〉 取向分别为 36 个、22 个、32 个，计算它们在变形终 态奥氏体体积分数的平均减少量，如图 8( b) 所示． 图 8 变形前( a) 后( b) 不同取向奥氏体体积分数的平均减小量 Fig． 8 Average reduction in the volume fraction of austenite of different orientations before ( a) and after ( b) deformation 由图可知，无论是以变形前的奥氏体取向来衡 量取向依赖性，还是以变形后的奥氏体取向来衡量， 规律 是 相 同 的，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． 这也进一步说明了，在变 形过程中奥氏体晶粒的取向转动并没有影响其相变 取向依赖性的整体规律． 因此用变形前或变形后的 奥氏体取向来衡量取向依赖性都是可以的． 2. 4 晶粒间的相互作用对相变的影响 相变的取向依赖性的根源是晶粒对外力的响 应． 高锰钢中的六方马氏体相变类似于孪生，通过 肖克莱位错 a /6［11 2］在每两个( 111) γ面上运动( a · 807 ·
林颖等：高锰钢高速冲击时剪切区TP行为的准原位分析 ·709· 代表点阵常数)，使得奥氏体转变成六方马氏体的， 分力大小.假设滑移和李生开动的临界分切应力相 因此可近似的通过比较在孪生方向上的力的大小确 同，通过比较最大的滑移和孪生的分力，即可判断该 定哪个晶粒优先相变.晶粒受到外界应力作用时， 取向晶粒更易于滑移还是更易于孪生（相变）. 会发生滑移变形，若滑移受阻，将发生孪生.因此可 以变形后样品左侧一区域为例，如图9所示 近似通过比较滑移和孪生的难易来解释不同取向晶 因为区域较小，因此可近似认为整个区域受力情况 粒相变程度的差异.面心立方结构的滑移系为 相同.根据有限元模拟，这些晶粒所在位置受σx、 {11}110),李生系为{111}112).根据有限元 σ.o=三个力的作用，提取其受力条件如图9(c), 模拟结果，可提取某一微区的平均受力条件，从而得 即可获得其应力张量矩阵Go=2820258:000: 出该受力条件下的应力张量矩阵，再结合晶粒取向， 2580-975],为简化处理，将该矩阵处理为G= 计算出该晶粒在此受力条件下最大的滑移和李生的 0.2900.26:000:0.260-1] 7.=258MP 77 .=282MP o_=-975 MPa 100 Hm 图9变形后样品左侧一区域相分布(a)、取向分布(b)及受力情况(c) Fig.9 Phase distribution (a),orientation distribution (b),and stress state (c)of an area on the left side of sample after deformation 表3为计算后各个晶粒的滑移和孪生分力值. 度大，19号晶粒相变程度小.原因是12号晶粒尺寸 从孪生与滑移分力的比值看，12和19号晶粒均具 大，切变时受周围晶粒影响较小；而19号晶粒为长 有发生马氏体相变的优势（孪生分力大于滑移），但 条状，其两侧18和22号晶粒孪生分力小，切变困 从奥氏体体积分数的减小量来看，12号晶粒相变程 难，因此会阻碍19号晶粒的相变. 表3图9中各品粒滑移和李生分力大小 Table 3 Shear stress of slip and twinning in each grain in Fig.9 品粒取向欧拉角 最大与次大滑移 最大与次大李生 最大李生分力与 奥氏体的减少量/ 品粒编号 (p1,,92） 分力之比 分力之比 最大滑移分力之比 % 10 178.8,127.6,45.3 0.5439/0.4545 0.3656/0.2614 0.6722 -33.17 11 223.6,111.1,94.2 0.6252/0.6062 0.6146/0.6007 0.9830 -0.36 12 167.2,81.8,256.3 0.626610.5657 0.6441/0.5562 1.0279 -69.16 13 207.7,127.9,89.5 0.6801/0.4912 0.54071/0.3698 0.7950 -85.39 公 230.9,86.1,141.4 0.6624/0.4367 0.5514/0.3853 0.8324 -0.27 18 211.6,109.5,122.5 0.5775/0.4160 0.4267/0.1973 0.7389 -14.69 19 208.8,82.9,180.0 0.6211/0.5449 0.6668/0.4651 1.0736 -7.05 22 149.6,117.3,329.6 0.6478/0.4783 0.4719/0.3876 0.7285 -0.50 此外，从孪生与滑移分力的比值看，13号晶粒 [-0.2400.45;000;0.450-1].表4为计算后 并不具有相变优势，但相变程度最大，原因是与其相 各个晶粒的滑移和孪生分力值.35号晶粒与其他 邻的12号晶粒相变厉害，切变沿着剪切带方向传 晶粒相比，孪生的分力最大，但最终奥氏体含量反而 递，而且13号晶粒带有尖角，应力集中难以释放，导 增加了，说明由于取向转动，这个晶粒在这一层截面 致13号晶粒相变厉害. 上相变受到阻碍.虽然其孪生分力大于滑移，但是 同理，图10为变形后样品右侧一区域，该区域 其最大和次大的孪生分力相差不大，这导致在这两 应力张量矩阵Go=[-1450271;000;2710 个方向孪生互相竞争，反而不易相变，Eskandari -600],为简化处理，将该矩阵处理为G。= 等的研究中也发现过同样的现象
林 颖等: 高锰钢高速冲击时剪切区 TＲIP 行为的准原位分析 代表点阵常数) ，使得奥氏体转变成六方马氏体［25］， 因此可近似的通过比较在孪生方向上的力的大小确 定哪个晶粒优先相变． 晶粒受到外界应力作用时， 会发生滑移变形，若滑移受阻，将发生孪生． 因此可 近似通过比较滑移和孪生的难易来解释不同取向晶 粒相变程度的差异． 面心立方结构的滑移系为 { 111} 〈1 10〉，孪生系为{ 111} 〈11 2〉． 根据有限元 模拟结果，可提取某一微区的平均受力条件，从而得 出该受力条件下的应力张量矩阵，再结合晶粒取向， 计算出该晶粒在此受力条件下最大的滑移和孪生的 分力大小． 假设滑移和孪生开动的临界分切应力相 同，通过比较最大的滑移和孪生的分力，即可判断该 取向晶粒更易于滑移还是更易于孪生( 相变) ． 以变形后样品左侧一区域为例，如图 9 所示． 因为区域较小，因此可近似认为整个区域受力情况 相同． 根据有限元模拟，这些晶粒所在位置受 σxx、 σxz、σzz三个力的作用，提取其受力条件如图 9( c) ， 即可获得其应力张量矩阵 G00 =［282 0 258; 0 0 0; 258 0 － 975］，为简化处理，将该矩阵处理为 G00 = ［0. 29 0 0. 26; 0 0 0; 0. 26 0 － 1］． 图 9 变形后样品左侧一区域相分布( a) 、取向分布( b) 及受力情况( c) Fig． 9 Phase distribution ( a) ，orientation distribution ( b) ，and stress state ( c) of an area on the left side of sample after deformation 表 3 为计算后各个晶粒的滑移和孪生分力值． 从孪生与滑移分力的比值看，12 和 19 号晶粒均具 有发生马氏体相变的优势( 孪生分力大于滑移) ，但 从奥氏体体积分数的减小量来看，12 号晶粒相变程 度大，19 号晶粒相变程度小． 原因是 12 号晶粒尺寸 大，切变时受周围晶粒影响较小; 而 19 号晶粒为长 条状，其两侧 18 和 22 号晶粒孪生分力小，切变困 难，因此会阻碍 19 号晶粒的相变． 表 3 图 9 中各晶粒滑移和孪生分力大小 Table 3 Shear stress of slip and twinning in each grain in Fig． 9 晶粒编号 晶粒取向欧拉角， ( φ1，Φ，φ2 ) 最大与次大滑移 分力之比 最大与次大孪生 分力之比 最大孪生分力与 最大滑移分力之比 奥氏体的减少量/ % 10 178. 8，127. 6，45. 3 0. 5439 /0. 4545 0. 3656 /0. 2614 0. 6722 － 33. 17 11 223. 6，111. 1，94. 2 0. 6252 /0. 6062 0. 6146 /0. 6007 0. 9830 － 0. 36 12 167. 2，81. 8，256. 3 0. 6266 /0. 5657 0. 6441 /0. 5562 1. 0279 － 69. 16 13 207. 7，127. 9，89. 5 0. 6801 /0. 4912 0. 5407 /0. 3698 0. 7950 － 85. 39 17 230. 9，86. 1，141. 4 0. 6624 /0. 4367 0. 5514 /0. 3853 0. 8324 － 0. 27 18 211. 6，109. 5，122. 5 0. 5775 /0. 4160 0. 4267 /0. 1973 0. 7389 － 14. 69 19 208. 8，82. 9，180. 0 0. 6211 /0. 5449 0. 6668 /0. 4651 1. 0736 － 7. 05 22 149. 6，117. 3，329. 6 0. 6478 /0. 4783 0. 4719 /0. 3876 0. 7285 － 0. 50 此外，从孪生与滑移分力的比值看，13 号晶粒 并不具有相变优势，但相变程度最大，原因是与其相 邻的 12 号晶粒相变厉害，切变沿着剪切带方向传 递，而且 13 号晶粒带有尖角，应力集中难以释放，导 致 13 号晶粒相变厉害． 同理，图 10 为变形后样品右侧一区域，该区域 应力张量矩阵 G00 = ［－ 145 0 271; 0 0 0; 271 0 － 600］，为 简 化 处 理，将 该 矩 阵 处 理 为 G00 = ［－ 0. 24 0 0. 45; 0 0 0; 0. 45 0 － 1］． 表4 为计算后 各个晶粒的滑移和孪生分力值． 35 号晶粒与其他 晶粒相比，孪生的分力最大，但最终奥氏体含量反而 增加了，说明由于取向转动，这个晶粒在这一层截面 上相变受到阻碍． 虽然其孪生分力大于滑移，但是 其最大和次大的孪生分力相差不大，这导致在这两 个方向孪生互相竞争，反 而 不 易 相 变，Eskandari 等［26］的研究中也发现过同样的现象． · 907 ·
·710 工程科学学报，第40卷，第6期 0=271MPa 0.=-145MPa 0=-600MPa 图10变形后样品右侧一区域相分布(a)、取向分布(b)及受力情况(c) Fig.10 Phase distribution (a),orientation distribution (b),and stress state (c)of an area on the right side of sample after deformation 表4图10中各晶粒滑移和孪生分力大小 Table 4 Shear stress of slip and twinning in each grain in Fig.10 品粒取向欧拉角 最大与次大滑移 最大与次大李生 最大李生分力与 奥氏体的减少量/ 品粒编号 (p1,中，92） 分力之比 分力之比 最大滑移分力之比 % 26 150,75.2,166.1 0.4628/0.4554 0.5301/0.4665 1.1454 -23.29 27 151.7,114,17.4 0.3605/0.3459 0.2166/0.2119 0.6008 -85.75 28 198,47.4,199.2 0.4653/0.4176 0.2962/0.2358 0.6366 -36.18 32 158.9,61.4,276.3 0.5465/0.4122 0.4032/0.3225 0.7378 -3.49 33 170,106.4,344.2 0.4598/0.4337 0.4672/0.4541 1.0161 -8.72 34 171.1,49.2,271 0.4624/0.3914 0.3080/0.2256 0.6661 -9.26 156.8,67.5,236.5 0.5496/0.5058 0.5794/0.5769 1.0542 15.43 晶粒27不具备相变优势，但相变程度最大，原 3 分析讨论 因是其处在26、28和35号晶粒之间，26号晶粒易 相变，35号晶粒难相变，使得26号晶粒将切变传递 高锰钢帽型样高速冲击时剪切区TP行为的 给27号晶粒时，尖角处的应力集中难以通过相邻晶 准原位分析表明，应力应变水平、取向依赖性及品粒 粒协调释放而发生马氏体相变 间的相互作用共同影响TRP行为.在分析应力应 与图9中19号品粒类似，33号晶粒为易相变 变水平对相变程度的影响时，发现距离剪切区中心 取向，但其夹在难相变的32和34号晶粒之间，难以 线相等距离的两侧，靠近试样中心一侧的应变总小 切动变形，因此相变程度小 于另一侧，导致靠近试样中心一侧的相变程度也小 2.5体心马氏体相变的变体选择 于远离试样中心一侧的相变程度.但此时并没有考 根据图3中变形后体心马氏体产生的位置来 虑到取向依赖性的干扰作用，因此，为排除取向依赖 看，只有左侧剪切区的12号晶粒发生大量的体心马 性的干扰，分别对样品左右两侧剪切区靠近试样中 氏体相变，其余的体心马氏体都集中在晶界尖角的 心和远离试样中心区域的奥氏体取向进行分析.图 位置，这个位置在变形过程中容易产生应力集中，因 12为变形前样品左右两侧剪切区奥氏体反极图，可 此容易发生马氏体相变 以发现，对于样品右侧剪切区来说，靠近试样中心一 图11为变形后样品不同位置微区体心马氏体 侧(c)奥氏体取向峰值位于难相变的111〉取向：远 取向分布图和极图，由图可知，体心马氏体在品粒内 离试样中心一侧(d)奥氏体取向峰值位于易相变的 部大量产生时，呈大块状分布；在晶粒尖角处产生 100〉取向，因此靠近试样中心一侧的相变程度小 时，一般呈细片状.同一奥氏体内产生的体心马氏 于远离试样中心一侧的相变程度可能是奥氏体取向 体变体一般为1~2个，有明显的变体选择，变体间 的影响，也可能是应力应变水平的影响：但从样品左 为减小晶界能呈Σ3或Σ11关系，有的马氏体（右侧 侧剪切区来看，靠近试样中心一侧(a)奥氏体取向 27号晶粒)在产生初期为单变体，产生后继续变形， 峰值位于易相变的110〉及100〉取向；远离试样中 在极图上可以看到明显的转轴和转动弧线 心一侧(b)奥氏体取向峰值位于难相变的111〉取
工程科学学报，第 40 卷，第 6 期 图 10 变形后样品右侧一区域相分布( a) 、取向分布( b) 及受力情况( c) Fig． 10 Phase distribution ( a) ，orientation distribution ( b) ，and stress state ( c) of an area on the right side of sample after deformation 表 4 图 10 中各晶粒滑移和孪生分力大小 Table 4 Shear stress of slip and twinning in each grain in Fig． 10 晶粒编号 晶粒取向欧拉角 ( φ1，Φ，φ2 ) 最大与次大滑移 分力之比 最大与次大孪生 分力之比 最大孪生分力与 最大滑移分力之比 奥氏体的减少量/ % 26 150，75. 2，166. 1 0. 4628 /0. 4554 0. 5301 /0. 4665 1. 1454 － 23. 29 27 151. 7，114，17. 4 0. 3605 /0. 3459 0. 2166 /0. 2119 0. 6008 － 85. 75 28 198，47. 4，199. 2 0. 4653 /0. 4176 0. 2962 /0. 2358 0. 6366 － 36. 18 32 158. 9，61. 4，276. 3 0. 5465 /0. 4122 0. 4032 /0. 3225 0. 7378 － 3. 49 33 170，106. 4，344. 2 0. 4598 /0. 4337 0. 4672 /0. 4541 1. 0161 － 8. 72 34 171. 1，49. 2，271 0. 4624 /0. 3914 0. 3080 /0. 2256 0. 6661 － 9. 26 35 156. 8，67. 5，236. 5 0. 5496 /0. 5058 0. 5794 /0. 5769 1. 0542 15. 43 晶粒 27 不具备相变优势，但相变程度最大，原 因是其处在 26、28 和 35 号晶粒之间，26 号晶粒易 相变，35 号晶粒难相变，使得 26 号晶粒将切变传递 给 27 号晶粒时，尖角处的应力集中难以通过相邻晶 粒协调释放而发生马氏体相变． 与图 9 中 19 号晶粒类似，33 号晶粒为易相变 取向，但其夹在难相变的 32 和 34 号晶粒之间，难以 切动变形，因此相变程度小． 2. 5 体心马氏体相变的变体选择 根据图 3 中变形后体心马氏体产生的位置来 看，只有左侧剪切区的 12 号晶粒发生大量的体心马 氏体相变，其余的体心马氏体都集中在晶界尖角的 位置，这个位置在变形过程中容易产生应力集中，因 此容易发生马氏体相变． 图 11 为变形后样品不同位置微区体心马氏体 取向分布图和极图，由图可知，体心马氏体在晶粒内 部大量产生时，呈大块状分布; 在晶粒尖角处产生 时，一般呈细片状． 同一奥氏体内产生的体心马氏 体变体一般为 1 ～ 2 个，有明显的变体选择，变体间 为减小晶界能呈 Σ3 或 Σ11 关系，有的马氏体( 右侧 27 号晶粒) 在产生初期为单变体，产生后继续变形， 在极图上可以看到明显的转轴和转动弧线． 3 分析讨论 高锰钢帽型样高速冲击时剪切区 TＲIP 行为的 准原位分析表明，应力应变水平、取向依赖性及晶粒 间的相互作用共同影响 TＲIP 行为． 在分析应力应 变水平对相变程度的影响时，发现距离剪切区中心 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，导致靠近试样中心一侧的相变程度也小 于远离试样中心一侧的相变程度． 但此时并没有考 虑到取向依赖性的干扰作用，因此，为排除取向依赖 性的干扰，分别对样品左右两侧剪切区靠近试样中 心和远离试样中心区域的奥氏体取向进行分析． 图 12 为变形前样品左右两侧剪切区奥氏体反极图，可 以发现，对于样品右侧剪切区来说，靠近试样中心一 侧( c) 奥氏体取向峰值位于难相变的〈111〉取向; 远 离试样中心一侧( d) 奥氏体取向峰值位于易相变的 〈100〉取向，因此靠近试样中心一侧的相变程度小 于远离试样中心一侧的相变程度可能是奥氏体取向 的影响，也可能是应力应变水平的影响; 但从样品左 侧剪切区来看，靠近试样中心一侧( a) 奥氏体取向 峰值位于易相变的〈110〉及〈100〉取向; 远离试样中 心一侧( b) 奥氏体取向峰值位于难相变的〈111〉取 · 017 ·
林颖等：高锰钢高速冲击时剪切区TRP行为的准原位分析 ·711· (n 111 1110) 1001 g11 (110 100 (h)(111)SD 110 1001 (01111SD 110 100 ()111)sD (1101 100 图11变形后样品不同位置微区体心马氏体取向分布图和极图.(a,f)左侧12号品粒：(b,g)左侧1号品粒：(c,h)右侧36号晶粒：(d, i)右侧27号品粒：(e,j)右侧21号品粒 Fig.11 Orientation maps and pole figures of a'-martensite in different locations of sample after deformation:(a,f)grain No.12,left side:(b,g) grain No.1,left side:(e,h)grain No.36,right side:(d,i)grain No.27,right side;(e,j)grain No.21,right side (a) (b) (c 强度 星用 001 00 辉度 001 2 11 111 10 101 101 101 图12变形前样品左右两侧剪切区奥氏体反极图.()左侧，靠近试样中心一侧：(b)左侧，远离试样中心一侧：()右侧，靠近试样中心一 侧：(d)右侧，远离试样中心一侧 Fig.12 Inverse pole figures of austenite on the left and right sides of shear zone before deformation:(a)left side,close to the center of sample;(b) left side,apart from the center of the sample:(c)right side,close to the center of sample:(d)right side,apart from the center of the sample 向，取向依赖性对相变程度的影响与实际的相变程 取P1=0°~90°，中=0°~90°，P2=45°截面上 度差异刚好相反，因此，至少在样品左侧剪切区，应 的各个取向，在纯压缩状态下σ。=-1，对应的应力 力应变水平对相变程度的影响起主要作用，且遵循 张量矩阵为Go=[000;000:00-1],假设滑移 应力应变水平越高，相变程度越大的规律. 和李生开动的临界分切应力相同，计算这个截面上 另外，本实验奥氏体相变的取向依赖性与静态 各个取向的孪生和滑移的最大分力之比（图13 压缩下的取向依赖性不同，近100〉和近110〉取向 (a)),若这个比值大于1，说明该取向容易发生马氏 奥氏体都容易发生马氏体相变.猜测是由于剪切区 体相变 剪切作用的影响.为了证实这个猜测，采用上文中 同理，可计算同时受剪切和压缩应力作用下的 的计算方法进行验证 取向分布函数图中各取向晶粒受到孪生和滑移的最
林 颖等: 高锰钢高速冲击时剪切区 TＲIP 行为的准原位分析 图 11 变形后样品不同位置微区体心马氏体取向分布图和极图 . ( a，f) 左侧 12 号晶粒; ( b，g) 左侧 1 号晶粒; ( c，h) 右侧 36 号晶粒; ( d， i) 右侧 27 号晶粒; ( e，j) 右侧 21 号晶粒 Fig． 11 Orientation maps and pole figures of α'-martensite in different locations of sample after deformation: ( a，f) grain No. 12，left side; ( b，g) grain No． 1，left side; ( c，h) grain No． 36，right side; ( d，i) grain No． 27，right side; ( e，j) grain No． 21，right side 图 12 变形前样品左右两侧剪切区奥氏体反极图． ( a) 左侧，靠近试样中心一侧; ( b) 左侧，远离试样中心一侧; ( c) 右侧，靠近试样中心一 侧; ( d) 右侧，远离试样中心一侧 Fig． 12 Inverse pole figures of austenite on the left and right sides of shear zone before deformation: ( a) left side，close to the center of sample; ( b) left side，apart from the center of the sample; ( c) right side，close to the center of sample; ( d) right side，apart from the center of the sample 向，取向依赖性对相变程度的影响与实际的相变程 度差异刚好相反，因此，至少在样品左侧剪切区，应 力应变水平对相变程度的影响起主要作用，且遵循 应力应变水平越高，相变程度越大的规律． 另外，本实验奥氏体相变的取向依赖性与静态 压缩下的取向依赖性不同，近〈100〉和近〈110〉取向 奥氏体都容易发生马氏体相变． 猜测是由于剪切区 剪切作用的影响． 为了证实这个猜测，采用上文中 的计算方法进行验证． 取 φ1 = 0° ～ 90°，Φ = 0° ～ 90°，φ2 = 45°截面上 的各个取向，在纯压缩状态下 σzz = － 1，对应的应力 张量矩阵为 G00 =［0 0 0; 0 0 0; 0 0 － 1］，假设滑移 和孪生开动的临界分切应力相同，计算这个截面上 各个取向的孪生和滑移的最大 分 力 之 比 ( 图 13 ( a) ) ，若这个比值大于 1，说明该取向容易发生马氏 体相变． 同理，可计算同时受剪切和压缩应力作用下的 取向分布函数图中各取向晶粒受到孪生和滑移的最 · 117 ·
·712 工程科学学报，第40卷，第6期 00102030403060708090比值 00102030405060708090比值 10 1.10 1.10 1.05 20 1.00 0.95 g 40 0.90 0.85 50 0.85 0.80 9 70 0.70 0.70 80 0.65 80 0.65 0.60 90 0.60 (c) 00102030405060708090比值 10 1.10 1.05 20 1.00 30 0.95 40 0.90 50 0.85 60 0.75 0.70 呢 0.65 % 0.60 图13不同应力状态下2=45°取向分布函数图中各取向品粒受到孪生和滑移的最大分力之比.(a)纯压缩（σ：=-1）：(b)受剪切和压 缩(cc.=1:2):(c)受剪切和压缩(a.ca=1:1) Fig.13 Ratio of the max force for twinning and max force for slip of each grain in45 ODF diagram under different stress states:(a)pure com- pression (=-1):(b)shear and compression (=1:2):(c)shear and compression (=1:1) 大分力之比（图13(b)和(c)),此时的应力张量矩 奥氏体，近100》和近110》取向奥氏体相变程度更 阵分别为Gm=000.5:000;0.50-1]、Gm= 大，近110〉取向相变程度最大 001:000;10-1].可以看出，随着切应力占 (4)晶粒形状及晶粒间反作用对相变程度的影 比的增大，某些110》甚至111〉取向奥氏体也可能 响表现为：具有有利取向的奥氏体，晶粒尺寸越大， 易孪生，发生马氏体相变，即此结果可以辅助解释本 受周围晶粒影响越小，越容易充分相变；若晶粒具有 实验中奥氏体相变的取向依赖性 有利取向且晶粒为长条状，其两侧晶粒难相变，则该 晶粒形状及晶粒间反作用也是影响相变程度的 晶粒相变将受到束缚：带有尖角的晶粒，变形时应力 重要因素，具有有利取向的奥氏体，晶粒尺寸越大， 集中难以释放，易发生相变 受周围晶粒影响越小，越容易充分相变；带有尖角的 当晶粒的李生分力大于滑移，但是其最大和次 奥氏体晶粒更容易产生应力集中且难以协调变形从 大的李生分力相差不大，可能导致在这两个方向李 而发生马氏体相变：若晶粒具有有利取向且晶粒为 生互相竞争，反而不易相变. 长条状，其两侧晶粒难相变，则该晶粒相变将受到束 (5)高速变形时体心马氏体多在晶界应力集中 缚：当晶粒的孪生分力大于滑移，但是其最大和次大 处产生，很少在晶粒内部大量产生.形态多为细片 的孪生分力相差不大，可能导致在这两个方向李生 状，变体选择强. 互相竞争，反而不易相变 参考文献 4结论 [1]Sugimoto K.Usui N,Kobayashi M,et al.Effects of volume frac- (1)与静态变形类似，在高速变形下，应力应变 tion and stability of retained austenite on ductility of TRIP-aided 水平、取向依赖性及晶粒间的相互作用共同影响 dual-phase steels.IS//Int,1992,32(12):1311 TRIP行为 Grassel O,Kriger L,Frommeyer G,et al.High strength Fe-Mn- (Al,Si)TRIP/TWIP steels development-properties-application. (2)晶粒所在位置应力应变水平越高，相变程 nt J Plast,2000,16(10H1):1391 度越大 B]Sakuma Y,Matlock D K,Krauss G.Intercritically annealed and (3)由于剪切应力的存在，相比于近111〉取向 isothermally transformed 0.15 Pet C steels containing 1.2 Pet Si-
工程科学学报，第 40 卷，第 6 期 图 13 不同应力状态下 φ2 = 45°取向分布函数图中各取向晶粒受到孪生和滑移的最大分力之比 . ( a) 纯压缩( σzz = － 1) ; ( b) 受剪切和压 缩( σxz ∶ σzz = 1∶ 2) ; ( c) 受剪切和压缩( σxz ∶ σzz = 1∶ 1) Fig． 13 Ｒatio of the max force for twinning and max force for slip of each grain in φ2 = 45° ODF diagram under different stress states: ( a) pure compression ( σzz = － 1) ; ( b) shear and compression ( σxz ∶ σzz = 1∶ 2) ; ( c) shear and compression ( σxz ∶ σzz = 1∶ 1) 大分力之比( 图 13( b) 和( c) ) ，此时的应力张量矩 阵分别为 G00 =［0 0 0. 5; 0 0 0; 0. 5 0 － 1］、G00 = ［0 0 1; 0 0 0; 1 0 － 1］． 可以看出，随着切应力占 比的增大，某些〈110〉甚至〈111〉取向奥氏体也可能 易孪生，发生马氏体相变，即此结果可以辅助解释本 实验中奥氏体相变的取向依赖性． 晶粒形状及晶粒间反作用也是影响相变程度的 重要因素，具有有利取向的奥氏体，晶粒尺寸越大， 受周围晶粒影响越小，越容易充分相变; 带有尖角的 奥氏体晶粒更容易产生应力集中且难以协调变形从 而发生马氏体相变; 若晶粒具有有利取向且晶粒为 长条状，其两侧晶粒难相变，则该晶粒相变将受到束 缚; 当晶粒的孪生分力大于滑移，但是其最大和次大 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． 4 结论 ( 1) 与静态变形类似，在高速变形下，应力应变 水平、取向依赖性及晶粒间的相互作用共同影响 TＲIP 行为． ( 2) 晶粒所在位置应力应变水平越高，相变程 度越大． ( 3) 由于剪切应力的存在，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． ( 4) 晶粒形状及晶粒间反作用对相变程度的影 响表现为: 具有有利取向的奥氏体，晶粒尺寸越大， 受周围晶粒影响越小，越容易充分相变; 若晶粒具有 有利取向且晶粒为长条状，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，但是其最大和次 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． ( 5) 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． 参 考 文 献 ［1］ Sugimoto K，Usui N，Kobayashi M，et al． Effects of volume fraction and stability of retained austenite on ductility of TＲIP-aided dual-phase steels． ISIJ Int，1992，32( 12) : 1311 ［2］ Grssel O，Krüger L，Frommeyer G，et al． High strength Fe--Mn-- ( Al，Si) TＲIP /TWIP steels development-properties-application． Int J Plast，2000，16( 10-11) : 1391 ［3］ Sakuma Y，Matlock D K，Krauss G． Intercritically annealed and isothermally transformed 0. 15 Pct C steels containing 1. 2 Pct Si － · 217 ·
