異構金屬材料的沖擊動力學行為研究進展

張子晗，馬 彥，袁福平

（1. 中國科學院力學研究所非線性力學國家重點實驗室，北京 100190；2. 中國科學院大學工程科學學院，北京 100049）

從人類文明進入鐵器時代開始，金屬材料在人們的生產和生活中扮演著越來越重要的角色，如武器裝備、飛機、橋梁、汽車、房屋等各個方面都離不開金屬材料的應用。金屬材料的廣泛使用得益于其優異的力學性能，尤其是動態載荷（如高速撞擊、高速切削、爆炸防護等極端環境[1–3]）下的性能。

金屬材料在高應變速率下的變形主要取決于材料3 個方面的性質：應變硬化能力、應變率硬化（應變速率敏感性）和熱軟化[3]。在高應變速率下，材料往往會因為缺乏足夠的硬化能力而發生變形局部化，由于應變速率較高，熱擴散來不及進行，局部化變形會使材料在極小的區域內產生40%Tm～Tm（熔點）的絕熱溫升，從而使材料發生熱軟化失效。通常材料的應變速率敏感系數越高，意味著抵抗變形局部化的能力越高。對于FCC（面心立方）金屬來說，晶粒尺寸越小，應變速率敏感系數越高；而BCC（體心立方）金屬正好相反，晶粒尺寸越小，應變速率敏感系數越低，因此BCC 納米晶金屬材料相較粗晶金屬而言，更易發生局部化變形，在較低的應變下即發生失效破壞[4–6]。

局部化的變形會使材料內部形成絕熱剪切帶（Adiabatic shear band，ASB）。大量的實驗和理論證明，絕熱剪切帶失效是金屬材料在高應變率載荷下主要的失效模式。絕熱剪切帶寬度通常只有10～100 μm，剪切應變大于1，應變速率為103～107s–1[1–3]。絕熱剪切帶會發展成宏觀裂紋，造成材料的失效破壞。

相比傳統均勻結構材料，異構金屬材料表現出更加優異的力學性能，獲得了學術界的廣泛關注[7–9]。異構材料指微觀結構上包含兩種以上性能差異較大的結構單元，如梯度結構材料、雙相結構材料、層狀結構材料、多層復合材料等。異構材料在變形過程中，不同性能的結構單元之間會發生應力再配分，產生協調變形，從而觸發了異構變形誘導（Hetero-deformation induced，HDI）硬化效應[7–9]。

本文主要針對異構金屬材料包括梯度結構材料、層狀結構材料、雙相材料、多尺度晶粒結構材料等的動態力學性能及變形微觀機理進行總結分析，對異構材料中絕熱剪切帶的萌生和擴展，及形成絕熱剪切帶的臨界條件進行討論，并與傳統均勻結構金屬材料的結果進行比較。

1 異構金屬動態力學性能及變形機理

1.1 剪切韌性

材料的動態剪切強度及剪切韌性能夠反映材料在高應變率載荷下抵抗破壞和吸收沖擊功的能力。研究材料在剪切變形過程中的微結構演化及剪切帶內的微結構特征對于預防和延緩材料剪切失效破壞尤為重要[10]。

目前研究材料剪切性能的實驗手段主要通過特殊的試樣尺寸設計，在樣品局部形成只受剪切力作用的區域，例如帽形試樣、類帽形試樣、強迫剪切試樣（見圖1）。這樣的剪切樣品通常能夠確定剪切帶形成的位置，配合高速攝像機和紅外測溫系統等實驗裝置可清楚而方便地研究剪切帶的萌生和擴展過程，同時對剪切帶內微觀結構的演化及溫升等關鍵問題進行研究[11–12]。

圖1 剪切樣品示意圖Fig. 1 Schematic illustration of shear test specimens

大量研究表明[13–15]，異構材料不僅能提高材料在準靜態下的力學性能，而且在高應變速率下，材料的性能也有較大程度的提高。Bian 等[13]研究了梯度結構Fe-23Mn-0.63C TWIP 鋼的動態剪切性能，發現梯度結構材料能夠獲得優越的剪切強度和剪切韌性匹配，在提高剪切強度的同時，較少地損失剪切韌性。Xing 等[14]研究了梯度層狀301 不銹鋼（Stainless steel，SS）的動態剪切變形行為，結果表明相比粗晶結構，梯度-層片結構表現出優異的動態剪切性能，剪切強度提升至粗晶結構的2～3 倍，剪切韌性達到粗晶結構的一半以上。對剪切變形前后的微結構研究表明，剪切過程中發生大量的馬氏體相變，同時在絕熱剪切帶內發現了逆馬氏體相變現象。馬彥等[15]利用分離式霍普金森壓桿裝置（Split Hopkinson pressure bar，SHPB）加載帽形樣品，研究了FeNiAlC 雙相合金粗晶態與冷軋態樣品的剪切韌性，冷軋態樣品的剪切強度達1.3 GPa，是粗晶態的3 倍，但剪切韌性有所降低，是由于剪切變形時抑制了馬氏體相變的發生，從而降低了材料的韌性。

中高熵合金是近年來人們在探索新型合金時發現的一種化學短程無序、結構有序的單相或多相固溶體，因其具有非常優異的力學性能、導電性、抗磨損性等，受到學術界的廣泛關注與研究[16–17]。Ma 等[18]通過大應變塑性變形及部分再結晶退火制備出具有多級晶粒尺寸分布的異構 CrCoNi 中熵合金，利用SHPB 研究了其在室溫（298 K）和低溫（77 K）下的動態剪切響應。結果表明，異構CrCoNi 中熵合金比其他傳統合金具有更優異的動態剪切性能。在變形過程中，晶粒不斷細化，同時發生大量孿生變形，并形成L-C 位錯鎖等微結構，從而提高了材料的應變硬化能力，而且大小晶粒之間的應力/應變分配和應變梯度提供了額外的背應力硬化，阻礙剪切帶的形成。在低溫下，晶粒內部發生FCC 到HCP（密排六方）的相變，極大地提高了材料的應變硬化能力，因而在低溫下的剪切韌性較室溫更優異。圖2 是異構CrCoNi 中熵合金和其他傳統金屬（包括301/304 不銹鋼、316L 不銹鋼、Fe-5Mn 鋼、Ti 合金、Cu 合金等）的剪切強度與韌性匹配圖，可見多級晶粒結構CrCoNi 中熵合金具有最優異的動態剪切性能。

圖2 金屬及合金的動態剪切性能[18]Fig. 2 Dynamic shear properties of metals and alloys[18]

1.2 沖擊韌性

通常材料的斷裂韌性（KIC）是損傷容限設計中最重要的力學指標，反映材料在有缺陷的情況下抵抗裂紋擴展的能力[19]。沖擊韌性（AK）作為斷裂韌性的補充，反映材料在高應變速率載荷作用下抵抗裂紋擴展的能力。夏比沖擊實驗（也稱落錘實驗）中通過記錄力-位移曲線獲得材料的沖擊韌性，能夠快速準確地衡量沖擊條件下材料抵抗裂紋萌生及擴展的能力，可以定量地評價沖擊條件下材料吸收沖擊功的能力。

Lin 等[20]研究了梯度結構Ni 的沖擊韌性，結果表明具有粗晶-納米晶（Coarse grain-nanocrystal grain，CG-NG）多尺度晶粒結構的材料在沖擊載荷作用下能夠有效地阻礙裂紋的萌生和擴展，相比CG 結構、NG 結構及NG-CG 結構（缺口位于納米晶層），CG-NG 結構（缺口位于粗晶層）的沖擊吸收能最高。實驗[20]及模擬結果[21]均表明：CG-NG 結構中粗晶層能夠有效抑制裂紋的萌生，同時納米晶層又能阻礙裂紋的擴展；并且在納米晶層內裂紋前端形成絕熱剪切帶，剪切帶內發生動態再結晶過程消耗大量的沖擊功，使得材料具有優異的沖擊韌性。Yang 等[22–23]針對多尺度晶粒結構CoCrNi 中熵合金進行了298、77 和4.2 K 環境溫度下的夏比沖擊實驗，如圖3 所示。研究表明，多尺度晶粒結構CoCrNi 中熵合金擁有目前所有金屬材料中最高的AK值，約350 J。通過變形前后微結構的對比研究發現：在沖擊載荷下，多尺度晶粒結構CoCrNi 中熵合金中主裂紋及次生裂紋前端會產生絕熱剪切帶，絕熱剪切帶內硬度高于基體，能夠抑制裂紋向前擴展。同時塑性變形區高密度納米孿晶界對裂尖前端剪切帶的阻礙以及剪切帶內部孿晶-位錯交互作用共同提高材料的應變硬化能力和沖擊韌性。

圖3 沖擊力-位移曲線及金屬材料沖擊韌性[22–23]Fig. 3 Load-deflection curve and impact fracture toughness of metals and alloys[22–23]

2 異構金屬絕熱剪切帶的形成與擴展

塑性變形局部化通常是引發金屬材料失效的主要原因，如準靜態拉伸[24]、疲勞與斷裂[25]等變形時，試件最終都會由于局部化變形而造成失穩。當金屬材料受到高應變率載荷作用時，塑性變形產生的熱量來不及耗散，從而在材料局部區域形成絕熱剪切帶。關于絕熱剪切帶最早的研究可追溯至1944 年，Zener 等[26]研究了碳鋼在高應變速率載荷下的失效與破壞機制，提出絕熱剪切帶的形成是材料應變硬化與熱軟化相互競爭的結果，即在材料變形時，若硬化能力不足，便會發生變形局部化，造成局部熱軟化。對于均質材料而言，一般認為當流變應力達到最大值后，材料內部便會形成絕熱剪切帶，此時材料喪失承載能力，導致流變應力快速跌落至峰值的80%[27]。在異構金屬材料中，由于材料內部存在強度與應變硬化能力等力學屬性不一致的結構單元，因此絕熱剪切帶的形成和擴展與均質材料存在差異。

2.1 梯度結構

Bian 等[13]在具有梯度結構（Gradient structure，GS）TWIP 鋼的動態剪切行為和微結構機理研究中發現，絕熱剪切帶在外加應力達到最大值之前就已經在樣品中萌生，如圖4 所示。結果表明，剪切帶首先萌生于表面納米晶層中，隨后擴展至芯部粗晶晶粒中，當剪切帶貫穿整個樣品時，剪應力發生“坍塌式”跌落，材料喪失承載能力。Xing 等[14]在梯度結構301 不銹鋼中同樣證實絕熱剪切帶先形成于材料內部硬度較高的區域，而硬度較低的軟區對絕熱剪切帶的傳播具有阻礙作用。而且研究發現，異構金屬中剪切帶的傳播速度比均質結構中低一個數量級，正是由于異構金屬能夠延緩剪切帶在硬區的萌生，延緩從硬區向軟區的傳播，從而獲得了較優越的動態剪切韌性[13–14]。

圖4 梯度結構TWIP 鋼中剪切帶形成及擴展[13]Fig. 4 Initiation and propagation of ASB in GS TWIP steel[13]

2.2 層狀結構

復合多層結構（Composite multilayer structure, CMS）材料最早由Ashby[28]提出，以解決材料性能單一的問題。多層結構材料是將兩種或兩種以上的金屬通過疊軋、爆炸復合、粘接復合等手段組合在一起形成的。通過特殊的材料種類與體積分數的設計，多層結構材料能夠實現超越混合法則計算得到的力學性能，發揮出層間協同變形強化/硬化的效果。

大量的有限元模擬和實驗研究證實，在變形過程中多層結構材料中的異質界面區域能夠產生較大的應變梯度，從而增大界面附近的幾何必需位錯（Geometrically necessary dislocation， GND）密度[29–30]。更高的位錯密度有效地提高了材料的應變硬化能力，從而延緩材料發生破壞。He 等[31]對疊軋復合多層板（304 SS/mild steel/304 SS）中絕熱剪切帶的萌生及擴展進行了系統的研究，如圖5 所示。研究表明，在復合層片結構中，剪切帶形成于應變硬化能力較弱的低碳鋼層（硬層），隨著剪切應變的增大，剪切帶向兩側軟層（304 SS）擴展，最終貫穿整個樣品。值得注意的是，由于表層304 SS 具有良好的應變硬化能力，在低碳鋼層中形成剪切帶后，外加應力仍在逐漸增大，直至剪切帶貫穿整個低碳鋼層后，應力開始降低。對比單層低碳鋼的剪切韌性后發現，經過表層304 SS 復合的低碳鋼板（304 SS 的體積分數小于30%）的剪切韌性提高約50%，表明層片結構材料中的異質界面能夠有效抑制絕熱剪切帶的擴展，提高材料的抗剪切破壞能力。

圖5 復合多層材料中剪切帶的形成及擴展[31]Fig. 5 Initiation and propagation of ASB in CMS[31]

2.3 雙相結構

雙相結構（Duplex phase, DP）材料一般由硬度差異較大的兩種相構成，如中錳鋼（Medium manganese steel）[32–34]、雙相不銹鋼（DP-SS）[35–37]等。Yuan 等[38]利用帽形樣品研究了雙相鋼Fe-5Mn-0.2C 中絕熱剪切帶的形成與演化模式，發現剪切變形初期剪切帶寬度只有10 μm，當剪切帶擴展完全后，剪切帶寬度達到50 μm，并形成中心區（Core region）和兩側轉變區（Transition layers）交替分布的結構，如圖6 所示。進一步研究表明，轉變區由于溫升較高，發生馬氏體的逆相變，而中心區由于剪切應變較大，相變的程度大于逆相變的程度，所以奧氏體的體積分數略小于兩側轉變區。同時，剪切帶內的晶粒發生明顯的細化。Ren 等[39]研究了Ti-6Al-4V 雙相合金平板撞擊實驗（層裂實驗）中的絕熱剪切帶失效行為，揭示了其絕熱剪切帶的形成機制和層裂破壞機制，隨著變形量的增大，位錯不斷增殖，促進了位錯與絕熱剪切帶之間的相互作用，從而形成絕熱剪切帶相互塞積和團簇的結構，并最終發展成宏觀裂紋，樣品發生層裂。

圖6 雙相鋼Fe-5Mn-0.2C 中絕熱剪切帶的演化規律[38]Fig. 6 Evolution of ASB in Fe-5Mn-0.2C dual-phase steel[38]

3 異構金屬的失效準則及動態再結晶

通常材料在失效前會發生變形局部化，引起應力下降。局部化變形對于材料失效影響的研究尤為重要，因為一旦材料的變形局部化后，較小的（應力或應變）擾動就會引起足夠大的力學響應（應力的快速跌落），從而加速材料失效[3]。在高應變速率載荷下，材料變形局部化過程所經歷的時間極短，而且通常發生在材料內部非常狹窄的區域（如絕熱剪切帶），因而與均勻材料相比，微觀結構上的異構所產生的影響非常小，故本節在討論異構金屬的失效準則及動態再結晶時主要以均勻材料中的理論和實驗研究為主。這對于今后研究異構金屬的失效準則是非常有意義的。

3.1 失效準則

絕熱剪切帶是材料內部塑性變形高度集中的區域[1,3–4,40]。因為絕熱剪切帶往往是材料發生剪切失效的“前奏”，所以研究材料動態變形中剪切帶的萌生條件極為重要。例如，在彈丸穿靶過程中，靶板的破壞就是由于絕熱剪切帶的形成建立了剪切失效路徑，造成靶板的純粹沖塞[3]。在許多金屬加工過程中也易形成絕熱剪切帶，如鍛造、軋制和高速切削等[4]。絕熱剪切帶的萌生對金屬的承載和變形極其不利。

1974 年，Hargreaves 和Werner 首先指出金屬材料絕熱剪切帶失效因素有3 個方面：材料應變硬化、熱軟化、材料應變率硬化[41]。所以剪切應力τ寫作

式中： γ 、 γ˙分別為剪應變和剪應變率。對式（1）求導

變換形式，得

式中：等號右邊第1 項表示材料的應變硬化能力，第2 項表示材料的應變速率敏感性，第3 項表示材料的熱軟化效應。首先，材料的應變硬化能力對材料的穩態變形起主導作用。例如，對于納米晶來說，幾乎沒有應變硬化能力，所以塑性很差，容易發生變形局部化。第二，如果材料的應變速率敏感性很高，則會抑制變形局部化的發生，材料在大應變下依然能夠保持穩態變形。第三，準靜態變形時，材料內的熱擴散作用與塑性變形產生的溫升作用幾乎相當，所以可以當作恒溫變形。然而在高應變速率下，只有很少的熱量會散發，從而帶來很大的局部溫升，通常能夠達到40%Tm～Tm[42–43]。當變形速率足夠高時，可認為整個變形過程是絕熱的[3]。一般來說，當

材料便會發生局部化變形，甚至局部形成絕熱剪切帶。所以，材料的絕熱剪切帶失效就是材料的應變硬化能力、應變速率敏感性及熱軟化之間相互競爭的結果。

Bai[44]和Dodd 等[1]通過一階熱擾動分析給出絕熱剪切帶萌生時的臨界剪應力 τC有如下關系

式中： λ為材料的熱傳導系數，TC為形成絕熱剪切帶時的溫度。因為式(6)只分析了剪切帶萌生時的寬度，沒有考慮熱軟化對絕熱剪切帶擴展的影響，所以通常預測的剪切帶寬度小于實驗測量值[3]。

對于絕熱剪切帶萌生的更微觀的解釋由Coffey[45]、Armstrong 等[46–47]指出，位錯的“釘扎點”會使材料局部的溫度顯著升高，成為孕育絕熱剪切帶的地方。但不可忽略的是，位錯滑移有其固定的晶體取向（一般為晶體中原子密排面上的密排方向），而絕熱剪切帶往往是微米量級的變形帶，同時會貫穿材料內部多個晶粒。所以關于絕熱剪切帶萌生更微觀、更細致的微結構機理有待進一步研究。

異構材料中由于在不同力學性能單元之間發生協調變形，從而激發了非均勻變形誘導硬化能力[48–50]。由式(3)可知，應變硬化能力高的材料不容易發生應力/應變失穩，形成絕熱剪切帶。同時應變速率敏感性高的金屬同樣能夠抑制絕熱剪切帶的產生。傳統的形成絕熱剪切帶的臨界剪切應變（Culver 判據）為[51]

Yang 等[52]在多尺度晶粒結構高熵合金FeCoCrNiMn 中發現，多尺度晶粒結構能夠顯著提高材料的應變速率敏感性，因此需考慮應變速率敏感性的影響，臨界剪切應變修正為式(8)才能更好地吻合實驗結果。

式中：n為應變硬化系數，m為應變速率敏感性系數

3.2 動態再結晶

當材料由于塑性變形產生極高溫升時，或在極高溫度下發生塑性變形時，材料的動態回復和動態再結晶會對材料微觀結構和力學性能產生很大影響[4]。絕熱剪切帶內由于溫度極高，會發生動態回復和動態再結晶。動態再結晶會給材料帶來應變硬化效果[53]，通常剪切帶內的硬度明顯高于帶外的硬度[14,31,38]。剪切帶內發生動態再結晶現象已經在錳鋼[54–55]、雙相鋼[56]、不銹鋼[57–59]、中高熵合金[60–61]以及銅合金[62–63]、鈦合金[64–67]、低碳鋼[68–69]等金屬和合金中被觀察到。Ma 等[18]在多尺度晶粒結構CrCoNi中熵合金中觀察到其絕熱剪切帶內發生動態再結晶，形成晶粒尺寸約200 nm 的等軸晶，同時由于帶內晶粒尺寸的細化，帶內硬度顯著提高。在研究具有TRIP 效應的雙相鋼的絕熱剪切帶時發現[15,38]，由于帶內極高的溫升會抑制相變的產生，甚至發生了馬氏體向奧氏體的逆相變過程。

一般認為，絕熱剪切帶內發生動態再結晶形成納米晶或超細晶粒是晶粒旋轉和亞晶界遷移的結果[36,70]。首先，絕熱剪切帶內發生較大的塑性變形將晶粒拉長，同時高密度的位錯形成一些低角度亞晶界。隨后，因為剪切變形在帶內產生不均勻的應變，使得晶粒發生旋轉，低角度晶界發展成高角度晶界，形成納米晶粒或超細晶粒。Xue 等[70]在316L 不銹鋼中證實：形成絕熱剪切帶之前，樣品局部區域首先形成大量高密度位錯的亞結構，如位錯胞、位錯墻等，隨后通過絕熱剪切帶內塑性功產生溫升提供熱激活能，這些亞結構形成大角度晶界。

4 結論與展望

異構金屬作為一種新興材料，表現出獨特的變形機理及優異的力學性能。在材料實際應用過程中，通常會受到高應變率載荷的作用。對于異構金屬，由于微觀結構的非均勻性，高應變速率載荷下的失效模式更復雜。在異構金屬中，絕熱剪切帶的萌生和擴展不同于傳統均勻材料，需要考慮非均勻變形帶來的影響。值得注意的是，絕熱剪切帶的變形是非均勻的。目前的線性分析方法僅僅能夠描述剪切帶萌生的開始，進一步分析剪切帶的擴展及宏觀裂紋的形成，還需要考慮應變梯度并發展非線性的分析方法（如應變的高階導數等），尤其在異構金屬材料中，采用非線性方法分析應變硬化、應變速率敏感性及熱軟化對絕熱剪切帶的影響是非常必要的。