Effect of the specimen shape on microstructure of the adiabatic shear band in bearing steel
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摘要: 绝热剪切带（ASB）的微观组织受试样几何形状的影响。对圆柱、帽形和剪切压缩型三种不同形状的试样进行分离式霍普金森压杆高速冲击试验，研究试样形状对轴承钢绝热剪切带的形成和微观组织的影响。结果表明，在应变率为1800~3100 s-1的范围内，材料对应变率的敏感性很低。圆柱试样呈现明显的应变硬化，而帽形试样和剪切压缩型试样（SCS）在不同应变率下分别出现应变硬化和无应变硬化的特征，但流变应力并未因应变硬化而提高。试样形状对ASB的微观形貌和组织有很大影响。圆柱试样上产生了窄且细长的ASB，只发生了应变诱发的晶粒细化，属于形变ASB；帽形试样和SCS则形成大片状的ASB，由等轴晶组成，且发生了体心立方体（BCC）马氏体转变为面心立方体（FCC）奥氏体的相变，属于相变ASB。尤其是SCS中ASB的等轴晶，有非常清晰的晶界，是典型的动态再结晶晶粒。温升计算结果显示，圆柱试样ASB的温升远低于奥氏体相变温度，而帽形试样和SCS的温升高于马氏体的熔点，导致局部熔融。Abstract: The microstructure of adiabatic shear band (ASB) is influenced by the specimen geometric shape. High-speed impact tests were performed on specimens of three different shapes of cylinder, hat-shaped, and shear-compression by a split Hopkinson pressure bar, to study the effect of the specimen shape on the formation and microstructure of the adiabatic shear band in the bearing steel. The results show that at the strain rate from 1800 to 3100 s-1, the flow stress remains almost the same with increasing the strain rate in three different shapes of sepcimens, indicating that the material shows low strain rate sensitivity. At high strain rates, the cylindrical specimen exhibits a strong strain hardening, while the hat-shaped specimen and the shear-compression specimen (SCS) show both strain hardening and no strain hardening features at different strain rates, but their flow stresses are not increased due to hardening effect. The fracture surface of the cylindrical specimen presents a large number of dense and tiny elliptical dimples. The number of dimples is greatly reduced on the hat-shaped specimen. The dimple, however, has a width that is twice of that of the cylindrical specimen. There is a distinct shearing path of carbides. In contrast, the SCS has even fewer but much larger dimples, with the width of 1.6 μm, twice of the hat-shaped specimen, and the shearing path of carbides reaches 7 μm. Local melting occurs on both the hat-shaped specimen and SCS, especially the SCS, a massive melting is displayed. A long and narrow ASB was produced in the cylindrical specimen, and only strain-induced grain refinement occurred in the ASB, which belongs to the deformed ASB. Large patch of ASBs is generated in the hat-shaped specimen and SCS. The ASBs consist of equiaxed grains and belong to the transformed ASB as the phase transformation from martensite to austenite occurred. In particular, the equiaxed grains in the ASB of the SCS have very clear grain boundaries, which are typical dynamic recrystallization grains. It can conclude that the shape of the specimen has a great influence on the microscopic morphologies and microstructures of ASB. The cylindrical specimen is in a typical compressive stress state, while the hat-shaped specimen and SCS are in complicated stress dominated by shear. The temperature rise int the ASB of the cylindrical specimen is much lower than the austenite transformation temperature, while it is higher than the melting point of martensite in the hat-shaped specimen and SCS, leading to local melting and microstructural change.
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Key words:
- bearing steel /
- adiabatic shear band (ASB) /
- phase transformation /
- equiaxed grain
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绝热剪切带（adiabatic shear band, ASB）是材料在动态冲击载荷如高速加工、爆炸或子弹冲击过程中变形剪切局域化的结果。剪切带是材料损伤的一种表现形式，同时它会引起裂纹产生，导致材料失去承载能力而失效，因此ASB被认为是高应变率下结构失效的主要模式之一[1-2]。关于高强钢ASB微观组织的研究已经有大量报道，如不同微观组织马氏体35CrMo钢的绝热剪切特性[3]、残奥含量及淬火温度对贝氏体钢绝热剪切行为的影响[4]、40Cr钢剪切试样绝热剪切失效的临界加载速率[5]、高锰钢帽形试样剪切带内部的应力应变分布[6]、轴承钢因高应变率冲击载荷引起的形变和相变ASB[7]等。相比于软的金属材料，高强钢加工硬化能力较弱，对ASB具有高敏感性，因此容易形成ASB[8]。
相同的材料，试样几何形状对ASB的形成和微观组织会产生影响。Yan等[9]关于ASB的综述中，分析了圆柱、帽形和压剪型、双剪切型等试样在高应变率加载下的绝热剪切行为。有些材料ASB的微观形貌和组织受试样几何形状影响较大，而有些几乎没有。例如，Peirs[10]研究了Ti6Al4V合金圆柱和帽形试样在高速冲击下剪切带的形成，发现两种试样ASB的微观组织形貌大体相同，都由随机分布的纳米晶组成，没有发生动态再结晶。Jo等[11]采用圆柱动态压缩试样和平板子弹冲击试样，研究了超高强装甲钢ASB的形成。虽然两种试样中的ASB总体形貌一样，都是由细小的等轴晶组成，但后者的晶粒尺寸是前者的2倍多。AA2219-T8铝合金[12]在高速冲击载荷下，尽管不同形状试样的动态应力应变曲线差别很小，但ASB的形成各不相同。形变ASB的临界应变率与试样形状无关，但相变ASB的临界应变率的大小取决于试样形状；圆柱试样容易形成ASB，而圆锥试样最不易形成。
不同几何形状的试样，应力状态不同，从而对ASB的形成产生影响。郭等[13]研究了Ti-6Al-4V合金三种不同形状试样（压-剪、剪切-拉伸和薄壁扭转）在冲击载荷下的ASB形成。剪切试样缺口角度的改变，会引起应力状态的两个主要参数Lode参数和应力三轴度的改变，从而影响ASB的产生和发展。Peirs等[14]通过改变圆柱帽型试样结构参数，研究了冲击载荷下应力和变形结构参数的变化规律。发现试样上受剪切区域的宽度决定着应力和变形的均匀性，而圆角处的半径主要控制ASB的萌生。钨合金的剪切带形成对试样几何形状有很大的敏感性，在常规的圆柱试样上没有出现绝热剪切带，但在圆锥形试样上可以清晰观察到剪切带的形成、发展和断裂[15]。
由此可见，ASB的形成和微观组织受到试样几何形状的影响，而影响程度的大小会因材料各异。轴承钢在冲击载荷、高速切削和接触疲劳载荷下，都会出现高度局域化的剪切带特征。为此，本文采用不同试样形状研究GCr15轴承钢剪切带的形成和微观组织特征。
1. 实验方法
实验所用的原材料为退火态GCr15马氏体钢，其化学成分C、Mn、Cr、Si、S、P、Fe的元素质量比为0.950∶0.300∶1.480∶0.250∶0.020∶0.027∶96.973。热处理工艺如下：在860 °C下保温2 h，并在油中淬火至室温，然后在160 °C下回火1 h，进行空气冷却。最终的微观组织为马氏体、渗碳体和少量残余奥氏体，洛氏硬度为60。图1(a)为用体积分数为4%硝酸酒精溶液进行腐蚀后的马氏体板条组织图，图1(b)为用苦味酸腐蚀出的原奥氏体晶界。平均晶粒尺寸为25 μm，残余奥氏体的体积分数小于5 %（经过X射线粉末衍射仪测得[7]）。为了便于与实验后的透射电镜（transmission electron microscope, TEM）图进行比较，图1(c)给出了马氏体的TEM组织图。
采用圆柱试样、帽形试样和剪切压缩试样（shear-compression specimen, SCS）[16]三种不同形状试样，形状尺寸如图2所示。室温条件下，在实验机上进行准静态压缩实验（应变率为0.001 s−1）。动态冲击实验采用分离式霍普金森压杆（split Hopkinson pressure bar, SHPB）进行。选用直径为14.5 mm的压杆，应变率控制在1800至3100 s−1之间。每组取3～5组有效数据，以保证实验数据的可靠性和可重复性。实验后，使用扫描电子显微镜（scanning electron microscope, SEM）对断口进行观察检测，加速电压和电流分别为15 keV和50.3 pA。之后将断面机械研磨抛光，用体积分数为4%硝酸酒精溶液进行腐蚀以显示马氏体微观组织，对ASB进行光学镜和SEM检测。对ASB的局部区域采用聚焦离子束（focused ion beam, FIB）制备透射电镜薄膜样品，在透镜上进行TEM观察，加速电压为200 kV。
2. 实验结果
2.1 应力-应变曲线
对三种不同形状的试样进行准静态（0.001 s−1）压缩实验，其中帽形试样和SCS的应变采用数字图像法（digital image correlation, DIC）高速摄像机采集。图3所示为三种试样的真实应力-应变曲线。轴承钢属于高强钢，塑性很小，圆柱试样的断裂应变只有0.016。但帽形试样和SCS因受压缩和剪切作用，产生较大的变形量，断裂应变分别为0.086和0.21。其中受剪切主导的SCS的断裂应力为4 072 MPa，接近圆柱试样的2倍。
图 3 三种试样在准静态条件下的真实应力-应变曲线Figure 3. Stress-strain curves fo three different samples under quasi static compression图4为三种试样在1 800～3 100 s−1应变率下的真实应力-应变曲线。可以看出，三种试样的应变硬化特征趋势不同。图4(a)中圆柱试样呈现明显的应变硬化，流动应力随塑性应变的增加而提高。图4(b)中，1800和2600 s−1的应变率下，帽形试样发生应变硬化；但应变率为2900和3100 s−1下，当塑性应变从0.030增至0.120，流动应力不变，未出现硬化，在0.025~0.100的应变范围内，流动应力没有变化。但在2500和3100 s−1下，随着应变的提高，应力显著增加，发生应变硬化，图4(c)中SCS试样也表现出类似的现象。需要说明的是，尽管帽形试样和SCS都分别呈现出应变硬化和无应变硬化的现象，但它们的最大应力几乎一样，并没有因为应变硬化使流变应力增加。帽形试样的流变应力在3 000～3 200 MPa范围内，SCS试样的在4 200～4 380 MPa之间。另外，3种试样的流变应力随应变率的提高变化不明显。图4(a)中圆柱试样的动态屈服强度约为2 000 MPa，接近准静态压缩屈服强度1 880 MPa。这说明在该应变率范围内，材料对应变率的敏感性比较低。
2.2 断口形貌特征
在扫描电镜SEM下观察冲击试样断口，三种试样的断口呈现出典型的大剪切滑移特征。但由于断裂面受剪切的程度不同，导致韧窝的大小、形状和特征不一样。图5所示为典型的剪切韧窝形貌。图5(a)中圆柱试样断口上，呈现大量密而小的韧窝和沿着剪切方向渗碳体滑移留下的痕迹。相比之下，图5(b)中帽形试样断口上的韧窝密度明显减少，取而代之的是大片的渗碳体滑移痕迹，滑移距离为3.5 μm，如图中箭头所示为剪切路径。韧窝深度更浅，椭圆形开口平均宽度为0.7 μm，大于图5(a)中的0.4 μm。这些特征在图5(c)中SCS断口上更加突出，韧窝的开口平均尺寸达1.6 μm，渗碳体滑移长度达7 μm，是帽形试样的两倍。部分渗碳体被熔融，如图中椭圆圈内的半熔化渗碳体。帽形试样和SCS因受剪切主导，断裂时释放大量的热量，在断口上局部位置处观察到了熔融物，也即温升超过了熔点。尤其是SCS试样，在断口上观察到了大面积的熔融物，且呈飞溅状态，旁边的韧窝因受热的影响而部分熔融，如图5(d)所示。
2.3 ASB的SEM形貌
对断口表面进行研磨抛光，用体积分数为4%硝酸酒精溶液腐蚀，再次进行SEM观察。三种试样的断口上观察到形貌特征各不相同的ASB，如图6所示。图6(a)为圆柱试样断口上细长的条带ASB，其宽度只有0.3 μm，呈现出典型的剪切拉长的特征，旁边紧邻ASB的渗碳体没有发生变形。图6(b)为帽形试样断口上ASB的形貌，是片状且致密的ASB，宽度在7～20 μm之间。ASB中没有观察到球状的渗碳体（渗碳体平均尺寸为1 μm），这是因为渗碳体受到大变形而细化或者溶解。帽形试样的ASB与基体存在非常明显的界面过渡区，如图6(c)所示，该处观察到了渗碳体明显的大变形特征，受剪切变形的渗碳体被拉长（箭头所示），连成一个长条，或者呈现椭圆状。另外，在大片ASB的下方观察到了条带状的ASB，宽度约为1.5 μm，如图6(b)所示，其组织形貌相对松散，仍可观察到部分渗碳体。这说明带状ASB的变形程度远小于片状的ASB。图6(d)所示为SCS断口上的ASB，其呈现出大片的ASB，在靠近基体处存在向外延伸的分支。
图 6 各试样断口上的ASB形貌Figure 6. ASB morphologies on fracture surfaces of different specimens2.4 ASB的TEM观察
为了更进一步分析ASB的组成和结构，对其进行透射电镜（TEM）观察。采用FIB制备薄膜样品，具体的TEM薄片位置如图6中各ASB上的TEM标记处。由于圆柱试样的剪切带只有0.3 μm，无法成功制备TEM样品。但通过对帽形试样上宽度为1.5 μm条带状ASB分析，以及圆柱试样升温的计算（后面讨论部分），可判断帽形试样的ASB中是否发生相变。图7(a)所示为帽形试样条带状ASB的TEM明场图，组织非常不均匀，包括“A”区被细化的晶粒和位错云团、“B”区被拉成透镜层状的晶粒（平均晶粒尺寸为300 nm）以及“C”区未变形的渗碳体。其中，放大的层状的晶粒见图7(b)。对图7(b)圆圈标记位置的ASB变形区域进行选区衍射测定，标定结果为体心立方体（body-centered cubic, bcc）马氏体相，这说明该条带状ASB组织没有发生相变。
图7(c)是帽形试样片状ASB的TEM明场图，明显可见存在三个组织形貌不同的区域，ASB区域、过渡区和基体，和图6(c)中SEM的分区一致。最上面的ASB由纳米等轴晶（晶粒尺寸平均为150 nm）和高密度位错组成，从图7(d)的暗场图可清晰看到纳米晶。原马氏体基体中残余奥氏体的体积分数低于5%，在选区衍射中很难标定到面心立方体（face-centered cubic, FCC）奥氏体相[7,17]。然而，对ASB处（图7(c)圆圈标记位置）进行选区衍射测定，标定结果发现由BCC马氏体和FCC奥氏体组成，也即ASB中发生了BCC到FCC的相变。中间的过渡区是由拉长变形的马氏体组织和大量位错组成，是典型的大变形特征，下面的是基体板条状马氏体。
图7(e)为SCS的ASB的TEM明场图，由较均匀的等轴晶组织组成，有清晰的晶界，且位错密度很低，平均晶粒尺寸为220 nm，但图中大的等轴晶尺寸可达400 nm。图7(f)暗场图可见标记清晰的等轴晶“1～5”，选区衍射标定结果为BCC和FCC相，也即该ASB中也发生了BCC马氏体到FCC奥氏体的相变。
由上可知，ASB微观组织结构与试样形状有很大的关系。圆柱试样处于压缩受力状态，而帽形试样和SCS是剪切主导的断裂（图5断口中渗碳体留下很长的滑移距离），其断裂应变能大于圆柱试样。圆柱试样上紧邻ASB的渗碳体没有发生变形，即其塑性变形非常小，而帽形试样条带状的ASB（其宽度远大于圆柱试样的ASB）也没有发生相变。由此可推断，圆柱试样中的ASB的微观组织很可能也没有发生BCC到FCC的相变，只有帽形试样片状ASB和SCS的ASB发生相变。
3. 讨 论
由上述分析可知，试样形状对ASB的微观组织有很大影响。圆柱试样ASB的宽度只有0.3 μm，而帽形试样和SCS则生成宽度很大的片状ASB。条带状的ASB没有相变的发生，而帽形试样和SCS的片状ASB由等轴晶组成，发生了马氏体BCC向奥氏体FCC的转变。尤其是SCS的ASB中的等轴晶，有非常清晰的晶界，是典型的动态再结晶晶粒。根据是否有相变发生，将ASB分为形变剪切带和相变剪切带[9,18]。据此，条带状的ASB属于形变剪切带，而帽形试样和SCS的片状ASB属于相变剪切带。片状ASB的形成中温升超过了奥氏体化温度949 K（约0.5Tm，Tm为马氏体熔点[7]），发生了动态再结晶和奥氏体相变。图5(d)中断口上熔融物的产生说明断裂时局部温升达到了熔点。假设剪切带是一个厚度接近为零的无限介质中的平面热源，进而计算剪切带内温度的升高[9]。圆柱试样形变ASB的宽度极窄，温度分布较为均匀。可利用塑性功转化为热量来计算圆柱内的ASB内的最大温升[19]
ΔT=βρcV∫ε0σdε (1) 式中：ρ为密度；cV为定容比热容；ε为应变；σ为等温流动应力；β为转化参数，代表功转化为热能的比例。β的取值随应率、材料和加载方式而变化，例如：对于纯钛[20]，β=0.6～0.9；对于铝合金[21]，β=0.2～0.4。本文设定β=0.9。圆柱试样在3 100 s−1应变率下，ASB的内部最高温度约为365 K。该温度不足以使得动态再结晶和奥氏体相变发生。
由于帽形试样和SCS的片状ASB宽度较大，温度分布不均匀，带内中心温度可以在短时间内升高上百摄氏度，并迅速扩散和冷却降低。因此可以使用热扩散方程计算相变ASB的温度分布[19]
ΔT=H2ρcV√πα1√te−D24αt (2) 式中：H为热含量，α为热扩散率，D为离带中心距离，t为热扩散时间。本文中GCr15钢的密度为7.81 g/cm3[7]，比热容为0.45 J/(g ∙°C)[7]，热扩散率为1.138×10−5 m2/s[17]，热含量约为0.5 kJ/m2[17,19]。帽形试样和SCS剪切带内温度计算结果如图8所示，剪切带内中心处温度最高，分别为1 989和2 055 K，远超过马氏体的熔点1 662 K[7]，导致局部熔融。
需要说明的是，尽管帽形试样片状ASB中心温度超过了熔点，但其微观组织并没有形成像SCS的ASB中因高温诱发的典型动态再结晶晶粒。图6(d)中帽形试样的纳米等轴晶平均尺寸为150 nm，图7(f)中SCS的等轴晶平均尺寸为220 nm，大的可达400 nm，位错密度较低，有可清晰可见的晶界。这是因为帽形试样断裂时局部熔融发生的面积很小，ASB产生的地方并非是熔融发生的地方。也即ASB的微观组织并非直接受到高温的主导作用，而只是受到部分热的影响。而SCS因大量熔融的产生，ASB受热的影响远大于帽形试样。由塑性变形引起的纳米动态再结晶，内部通常含高密度位错，其受温度的影响越大，长大的等轴晶中位错密度越低[22]。
大塑性变形下，马氏体会因晶体位向关系改变发生BCC向FCC的转变[23]，该现象在铁碳合金和轴承钢接触疲劳微观大塑性变形下已经证实[24-25]。同时，因受到热的辅助作用，更进一步促使了部分马氏体转变为奥氏体。相比帽形试样，SCS的ASB是在熔融物下面发现的，其微观组织直接受到高温的影响，形成了典型的动态再结晶等轴晶。这在SCS的准静态断口上已得到了证实[17]。
ASB的形成与试样的应力状态有很大关系，而不同几何形状试样的应力状态不同。比如，改变SCS的缺口角度，导致应力状态（Lode参数和应力三轴度）发生变化[13]。本文计算了压缩载荷下圆柱试样、帽形试样和SCS的最大剪切应力，以及最大剪切应力面上的Lode参数、应力三轴度，结果如表1所示。圆柱试样的Lode参数为−1，应力三轴度为−0.33，是典型的压缩状态。但帽形试样和SCS的Lode参数和应力三轴度在±0.5左右，除压缩载荷外，还受到剪切载荷，处于复杂应力状态。SCS的应力三轴度（绝对值）比帽形试样的小，相比之下，更容易发生剪切断裂。这与断口上韧窝形貌和渗碳体剪切滑移痕迹一致，帽形试样和SCS的椭圆状韧窝开口平均宽度分别为0.7和1.6 μm，渗碳体滑移长度分别为3.5和7 μm。Meyers[26]对钛合金和钨合金的研究发现，对受剪切和压缩的试样，绝热剪切失稳对剪切应力的变化具有很高的敏感性。试样倾斜角（与加载方向）增大，剪切失稳在很小的载荷和应变下就可以发生，即增加剪切应力和压缩应力的比值，可明显降低材料的变形能力。钨合金ASB的形成对试样形状有很大的敏感性，在其圆柱试样上没有发现ASB，但在圆锥试样的观察到了ASB形成、发展和剪切断裂的完整过程。原因是试样应力状态的不均匀性是影响ASB形成和发展的主要因素，只有当剪切应力达到临界值时才会激发剪切失稳。SCS的剪切应力为2 625 MPa，远大于帽形试样的1 897 MPa，SCS中更容易激发ASB产生，这也是为什么在准静态压缩中也观察到了大片剪切带的原因[17]。
表 1 三种形状试样的罗德参数、应力三轴度和最大剪切应力Table 1. Rhodes parameters, stress triaxiality and maximum shear stress of three shape specimens试样类型 Lode参数 应力三轴度 最大剪切应力/MPa 圆柱 −1 −0.33 0.0015 帽型 0.47 −0.58 1897 SCS 0.58 −0.43 2625 4. 结 论
对三种不同形状（圆柱、帽形和剪切压缩型）试样的轴承钢进行高速冲击实验，使其产生ASB。采用扫描电镜和透射电镜对ASB的微观结构进行观察分析，研究了试样形状对ASB形成的影响。
(1) 在1800～3100 s−1应变率范围内，三种试样呈现不一样的应变硬化特征。圆柱试样有明显的应变硬化，而帽形试样和SCS在不同应变率下分别呈现出应变硬化和无应变硬化的特征，但这两种情况的流变应力大小几乎一样，并没有因硬化而增加。三种试样的流变应力随应变率的增加没有明显变化，说明在该应变率范围内，该材料对应变率的敏感性比较低。
(2) 三种试样的断口上韧窝大小、形状和特征不一样。圆柱试样断口上是大量密而小的椭圆形韧窝，韧窝开口平均宽度为0.4 μm；帽形试样的韧窝密度明显减少，呈现大片但较浅的渗碳体滑移痕迹，韧窝开口平均宽度为0.7 μm；SCS上韧窝的开口平均尺寸达1.6 μm，渗碳体滑移长度达7 μm，是帽形试样的两倍。帽形试样和SCS断裂时释放大量的热量，发生局部熔融。尤其是SCS断口，观察到大量熔融物。
(3) 圆柱试样上形成了宽0.3 μm的细长ASB，呈现典型的剪切拉长特征。帽形试样上形成了带状和片状的ASB，前者主要由长为300 nm呈透镜状的层状晶粒组成，后者为150 nm的纳米等轴晶和高密度位错组成，且发生了BCC马氏体向FCC奥氏体的相变，属于相变ASB。SCS的ASB由动态再结晶等轴晶组织组成，平均晶粒尺寸为220 nm，也发生了BCC向FCC的转变的相变，属于相变ASB。
(4) 圆柱试样处于典型的压缩应力状态，帽形试样和SCS处于压缩和剪切的复杂应力状态。相比之下，SCS的剪切应力最大，主要受剪切断裂。温升计算结果显示，圆柱试样ASB断裂时的温升远低于奥氏体相变温度，帽形试样和SCS片状ASB的温升超过马氏体的熔点，导致局部熔融，从而对ASB的微观组织结构产生不同程度的影响。
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图 3 三种试样在准静态条件下的真实应力-应变曲线
Figure 3. Stress-strain curves fo three different samples under quasi static compression
图 6 各试样断口上的ASB形貌
Figure 6. ASB morphologies on fracture surfaces of different specimens
表 1 三种形状试样的罗德参数、应力三轴度和最大剪切应力
Table 1. Rhodes parameters, stress triaxiality and maximum shear stress of three shape specimens
试样类型 Lode参数 应力三轴度 最大剪切应力/MPa 圆柱 −1 −0.33 0.0015 帽型 0.47 −0.58 1897 SCS 0.58 −0.43 2625 
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[1] MEYERS M A, XU Y B, XUE Q, et al. Microstructural evolution in adiabatic shear localization in stainless steel [J]. Acta Materialia, 2003, 51(5): 1307–1325. DOI: 10.1016/S1359-6454(02)00526-8. [2] XU Y B, ZHANG J H, BAI Y L, et al. Shear localization in dynamic deformation: microstructural evolution [J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2008, 39(4): 811–843. DOI: 10.1007/s11661-007-9431-z. [3] 寿先涛, 郑必举, 樊晓都, 等. 高强度马氏体35CrMo钢的绝热剪切特性 [J]. 金属热处理, 2018, 43(10): 36–39. DOI: 10.13251/j.issn.0254-6051.2018.10.008.SHOU X T, ZHENG B J, FAN X D, et al. Adiabatic shear characteristic of high strength martensitic 35CrMo steel [J]. Heat Treatment of Metals, 2018, 43(10): 36–39. DOI: 10.13251/j.issn.0254-6051.2018.10.008. [4] 王琳, 杜文文, 姚春发, 等. 等温处理对新型高强钢力学性能和绝热剪切行为的影响 [J]. 北京理工大学学报, 2016, 36(12): 1315–1320. DOI: 10.15918/j.tbit1001-0645.2016.12.020.WANG L, DU W W, YAO C F, et al. Isothermal heat treatment on mechanical properties and adiabatic shear behavior of a new high-strength steel [J]. Transactions of Beijing Institute of Technology, 2016, 36(12): 1315–1320. DOI: 10.15918/j.tbit1001-0645.2016.12.020. [5] 范昌增, 许泽建, 何晓东, 等. 加载速率对40Cr钢Ⅱ型动态断裂特性的影响 [J]. 爆炸与冲击, 2021, 41(8): 083101. DOI: 10.11883/bzycj-2021-0029.FANG C Z, XU Z J, HE X D, et al. Effect of loading rate on the mode Ⅱ dynamic fracture characteristics of 40Cr steel [J]. Explosion and Shock Waves, 2021, 41(8): 083101. DOI: 10.11883/bzycj-2021-0029. [6] 金婷, 杨平. 高锰钢帽型样品在高速冲击下的剪切行为 [J]. 爆炸与冲击, 2017, 37(1): 150–156. DOI: 10.11883/1001-1455(2017)01-0150-07.JIN T, YANG P. Shear behaviors of hat-shaped high manganese steel specimens under high-speed impact [J]. Explosion and Shock Waves, 2017, 37(1): 150–156. DOI: 10.11883/1001-1455(2017)01-0150-07. [7] LI S X, ZHAO P C, HE Y N, et al. Microstructural evolution associated with shear location of AISI 52100 under high strain rate loading [J]. Materials Science and Engineering: A, 2016, 662: 46–53. DOI: 10.1016/j.msea.2016.03.050. [8] GONG X, FAN J L, HUANG B Y, et al. Microstructure characteristics and a deformation mechanism of fine-grained tungsten heavy alloy under high strain rate compression [J]. Materials Science and Engineering: A, 2010, 527(29/30): 7565–7570. DOI: 10.1016/j.msea.2010.07.102. [9] YAN N, LI Z Z, XU Y B, et al. Shear localization in metallic materials at high strain rates [J]. Progress in Materials Science, 2021, 119: 100755. DOI: 10.1016/j.pmatsci.2020.100755. [10] PEIRS J, TIRRY W, AMIN-AHMADI B, et al. Microstructure of adiabatic shear bands in Ti6Al4V [J]. Materials Characterization, 2013, 75: 79–92. DOI: 10.1016/j.matchar.2012.10.009. [11] JO M C, KIM S, SUH D W, et al. Effect of tempering conditions on adiabatic shear banding during dynamic compression and ballistic impact tests of ultra-high-strength armor steel [J]. Materials Science and Engineering: A, 2020, 792: 139818. DOI: 10.1016/j.msea.2020.139818. [12] OWOLABI G M, BOLLING D T, ODESHI A G, et al. The effects of specimen geometry on the plastic deformation of AA 2219-T8 aluminum alloy under dynamic impact loading [J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2017, 26(12): 5837–5846. DOI: 10.1007/s11665-017-3061-4. [13] ZHU S X, GUO Y Z, CHEN H S, et al. Formation of adiabatic shear band within Ti-6Al-4V: effects of stress state [J]. Mechanics of Materials, 2019, 137: 103102. DOI: 10.1016/j.mechmat.2019.103102. [14] PEIRS J, VERLEYSEN P, DEGRIECK J, et al. The use of hat-shaped specimens to study the high strain rate shear behaviour of Ti-6Al-4V [J]. International Journal of Impact Engineering, 2010, 37(6): 703–714. DOI: 10.1016/j.ijimpeng.2009.08.002. [15] LI J R, YU J L, WEI Z G. Influence of specimen geometry on adiabatic shear instability of tungsten heavy alloys [J]. International Journal of Impact Engineering, 2003, 28(3): 303–314. DOI: 10.1016/S0734-743X(02)00022-2. [16] DOROGOY A, RITTEL D. Dynamic large strain characterization of tantalum using shear-compression and shear-tension testing [J]. Mechanics of Materials, 2017, 112: 143–153. DOI: 10.1016/j.mechmat.2017.06.003. [17] SU Y S, LI S X, YANG G N, et al. Shear instability and considerably localized melting in quasi-static compression [J]. Materials Characterization, 2020, 160: 110081. DOI: 10.1016/j.matchar.2019.110081. [18] ROGERS H C. Adiabatic plastic deformation [J]. Annual Review of Materials Science, 1979, 9: 283–311. DOI: 10.1146/annurev.ms.09.080179.001435. [19] LI N, WANG Y D, PENG R L, et al. Localized amorphism after high-strain-rate deformation in TWIP steel [J]. Acta Materialia, 2011, 59(16): 6369–6377. DOI: 10.1016/j.actamat.2011.06.048. [20] OSOVSKI S, RITTEL D, LANDAU P, et al. Microstructural effects on adiabatic shear band formation [J]. Scripta Materialia, 2012, 66(1): 9–12. DOI: 10.1016/j.scriptamat.2011.09.014. [21] RITTEL D, ZHANG L H, OSOVSKI S. The dependence of the Taylor-Quinney coefficient on the dynamic loading mode [J]. Journal of the Mechanics and Physics of Solids, 2017, 107: 96–114. DOI: 10.1016/j.jmps.2017.06.016. [22] SAKAI T, BELYAKOV A, KAIBYSHEV R, et al. Dynamic and post-dynamic recrystallization under hot, cold and severe plastic deformation conditions [J]. Progress in Materials Science, 2014, 60: 130–207. DOI: 10.1016/j.pmatsci.2013.09.002. [23] XIE H X, MA T, YU T, et al. Body-centered-cubic to face-centered-cubic phase transformation of iron under compressive loading along [100] direction [J]. Materials Today Communications, 2021, 26: 101961. DOI: 10.1016/j.mtcomm.2020.101961. [24] IVANISENKO Y, MACLAREN I, SAUVAGE X, et al. Shear-induced α→γ transformation in nanoscale Fe-C composite [J]. Acta Materialia, 2006, 54(6): 1659–1669. DOI: 10.1016/j.actamat.2005.11.034. [25] JIANG G H, LI S X, PU J B, et al. Phase transformation in the subsurface of case carbonitrided bearing steels under rolling contact fatigue [J]. Tribology International, 2022, 169: 107468. DOI: 10.1016/j.triboint.2022.107468. [26] MEYER L W, STASKEWITSCH E, BURBLIES A. Adiabatic shear failure under biaxial dynamic compression/shear loading [J]. Mechanics of Materials, 1994, 17(2/3): 203–214. DOI: 10.1016/0167-6636(94)90060-4. 期刊类型引用(0)
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