1.5　材料高速变形的动态行为及试验方法

1.5.1　穿甲过程中的力学问题研究

关于穿甲过程中力学问题的研究进行得比较早，尤其是对火炮速度范围内（500～2000m/s）的穿甲问题已经进行得非常广泛和深入，并取得了许多令人满意的结果 ^[7-11] 。力学问题的研究主要有以下几种方法。

（1）试验研究。穿甲问题非常复杂，试验研究是最主要的、最基本的研究手段。采用这种方法的目的是建立经验公式（包括弹靶材料性能、几何形状特征和着靶速度等弹道参量的基本关系）或用来核对理论分析方法提供的预测值。

表示终点弹道过程特征的基本参量为弹丸着速、着靶前飞行方向和方位、系统各部件的外形等。需要测量的参量有：弹丸轨迹的变化，包括弹体破片的轨迹；靶板的总体运动及其破片的运动；弹丸和靶板作用产生的外形变化，包括各种机制下的破坏，如开坑、冲塞、弹丸的镦粗和破碎等。

穿甲作用试验研究所用的仪器设备通常有测时仪（微秒级）、弹道摆、X射线闪光摄影仪、高速摄影机、极光摄影仪，以及一些测量应力波效应的设备。

弹道摆可以给出弹—靶作用过程的动量和动能分布情况。弹道摆是悬挂着的单摆，可以用来安装靶板、收集靶板在弹丸冲击过程中的前后破片。将被弹丸或破片打击的弹道摆摆动的角度记录下来，按弹、靶和摆的已知质量，就可换算出靶板或破片的动量，求出其速度和动能，这在研究靶板材料的抗弹能力、弹丸的结构合理性等方面都可以提供有力的数据。

另外一种测量弹—靶作用动量及能量分布的装置是弹道车，弹道车内装有使破片嵌入而不跳飞的软质捕获器，接纳弹丸残体，当弹丸打入时，使车运动，

测出弹道车的运动速度，由此可算出弹丸残体和破片的总动量和动能。也可以将靶板放在车内进行射击，求出靶板接受的动量。弹道车和弹道摆与X射线闪光摄影仪配合使用，可记录穿甲的整个表观过程。从所获得的照片中可处理出弹丸洞穿靶板时的位移、速度、加速度和受力情况随时间的变化规律。

为了节省大量的弹靶材料和时间，并且比较方便地测出穿甲过程的各种数据，观察各种穿甲现象，通常采用模拟的试验方法。模拟方法的理论基础是相似理论和量纲分析。

其中一种试验方法是带有传感器的弹靶碰撞试验，这种方法早在20世纪50年代就有人使用。它是指在靶板或弹体内装传感器测量仪表来测量弹—靶碰撞过程中弹—靶的响应参数。如在靶板内或弹体内贴上电阻应变片测量碰撞过程中的应变场。

（2）经验（半经验）公式。由于试验条件、理论研究及计算能力方面的限制，人们往往在宏观上根据试验的初始条件和结果，以及对发生穿甲现象的理解，总结出有一定近似程度的经验公式，来指导弹、靶的设计工作。由于这种方法涉及的主要参量少，使用起来直观、方便，所以现在仍被工程技术人员广泛使用。但是，由于公式是根据一定经验总结的，其中包含的参量又少，不可避免地使公式预估的量带有片面性和近似性，同时，采用经验公式也不可能使人们增加对复杂的穿甲现象和发生机理的理解。

通常，在经验公式中包含的各种参量有：弹丸的尺寸（弹径 d ，长径比 λ 等），质量 m ，弹靶材料的特征参量，如下屈服强度 R _eL 、硬度HRC、密度 ρ 等，靶板厚度 b 及着靶速度 v ₀ 或极限穿透速度 v _c ，着靶角 α ，侵彻深度 L ，弹坑容积 V 等。不同的公式因描述的穿透物理图像不同，它包含的参量也不同。在这些公式中，Martel假定是许多有关装甲侵彻理论分析的基础。Martel在1897年第一个借助于物理描述写出了关于冲塞破坏侵彻过程的关系式。Martel假定是：将一个任何形状的柱体侵入塑性变形材料中所需的功与其所排开的弹坑体积成正比。对一定的弹靶材料来说，弹坑容积和弹丸能量的关系与弹丸的种类无关，但是，弹丸材料和弹丸种类不同的时候将影响到弹坑形状。较硬材料的弹丸所产生的弹坑形状比较狭窄，强度低的弹丸产生的弹坑较粗宽。在此基础上，人们通过对大量试验的分析，得到常用的经验公式有很多，例如：

式中， E ₀ 为穿透靶板所需要的弹丸最少动能； a ₁ , a ₂ ,…, a ₇ 均为有量纲的常数。

由于经验公式是按照一定的试验现象，根据大量数据统计而建立起来的，有很大的局限性，所以使用这些公式时要特别注意它们的条件。如果超出了公式的适用范围，预报值的误差就会很大，甚至会得出荒谬的结果，所以使用时要特别小心。

（3）分析模型。分析模型是根据弹—靶系统相互作用的物理图像导出各参量之间的一组关系式。与经验公式有些相像，但由于考虑了比较合理的简化物理模型，从而引进的参量多一些，在不失其简易性的同时使关系式比经验公式有所改进，因此可在一定程度上解释某些现象，显得更有道理。

有时，一些基本物理量之间的关系可以通过经验规律和物理概念相结合用简单的关系式即可表达，例如：

式中， a 、 b 、 c 为经验系数。式（1.8）右边三项分别代表弹丸侵彻固体介质时受到的静抗力（与靶板材料性质、弹径有关，与速度无关）、黏滞抗力（与摩擦有关，与速度一次方成正比），以及靶板中与弹体接触的材料被弹体加速所产生的动抗力（被弹丸推动加速的靶板材料的惯性力）。对于不同的靶板破坏形态，力 F 的组成可能不同。在建立分析模型时，常常采用如下限制性假设：弹丸为理想刚体，靶板为理想塑性状态，靶板按特定的模式发生破坏（如冲塞、崩落、侵彻和延性穿透等）。

分析模型有较强的理论根据，所以它对穿甲问题有较深刻的揭示，可以加深人们的认识，但是，因为分析模型也是针对某种特定的穿甲机制提出的，所以它的使用也受到一定范围的限制，由于实际穿甲过程复杂多变，而分析模型往往是单一机制的，并且有时采用经验参量或一些不易得到的材料参数，这使得分析模型预报结果有一定的误差，这种误差有时甚至比经验公式还大。

（4）数值计算。弹体侵入是一个非常复杂的固体动力学问题，在侵入过程中的靶体材料变形、断裂和破坏的机理还不十分清楚。最近几十年来，国内外许多学者对于弹体的动态侵入、材料的动态断裂破坏、破碎和弹体动态侵入的数值计算、模拟问题进行了广泛而深入的研究。其中，空穴膨胀理论利用靶体材料准静态破坏本构模型来分析模拟动态弹体侵入问题。空穴膨胀理论假设在无限介质中有一空穴，空穴在正压力（或径向压力）作用下长大。在空穴长大过程中其周围分成三个区域：塑性变形区、弹性变形区和无应力区。Forrestal等人 ^[13,14] 和Luk等人 ^[15] 在不可压缩弹塑性材料动态球形空穴膨胀理论的基础上，提出了可压缩弹塑性材料的空穴膨胀理论。尹放林等人 ^[16] 和李强等人 ^[17] 根据理论对高强低合金钢甲弧形弹及弹体侵入深度的工程计算模型做了探索。

在研究弹丸和靶板在撞击过程中的变形和运动时，有五组性质不同的方程式或关系式是可以利用的。这五组方程式或关系式为：

质量守恒方程：

动量守恒方程：

式中， ik 表示有限元分析中某个单元格。

能量守恒方程：

Q 为人工黏性，其定义为：

P 为流体压力：

反映材料在撞击过程中可能呈现弹性塑性流体动力学状态的本构方程：

在弹性范围内（ ≤ R _{eL T} ），有

在塑性范围内( > R _{eL T} )，有

式中， 为有效应力； R _{eL T} 为简单拉伸屈服强度； σ _{i j} 表示单元格 ij 的应力； δ _ij 表示单元格 ij 的参数。

用质点位移速度表示材料应变速率的几何关系式，即协调方程：

在上述方程中， V ₀ 、 V 为材料变形前、后微元容积； 为微元容积变化率； λ 、 G 为拉梅常数； ρ ₀ 和 ρ 为材料变形前、后的密度； u 为质点位移； v 为质点速度； ； K ₁ 、 K ₂ 、 K ₃ 为与材料有关的常数； Γ 为系数； I 为单位质量变形能； 为能量变化率； S _kL 为应力偏量； c _{s 0} 为材料中的初始声速； h 为微元的平均尺寸； c _L 、 c ₀ 为量纲为1的常数。

将这些方程在特定的几何条件（靶板破坏模式）、边界条件和初始条件下采用数值方法求解，将得到整个作用场的数值解，使人们能够看到穿甲过程中应力波传播和弹靶变形的具体图像。这是用经验公式、分析模型和试验方法办不到的。但数值计算往往需要加入经验信息和人为的信息，这使得计算结果通常带有近似性和主观性的色彩。随着高速变形材料本构方程、破坏准则和动态性能研究的不断深入，以及新的大型分析软件的不断开发，穿甲过程中的数值分析方法将会起越来越重要的作用，所以这是一种非常具有前途的研究手段。

1.5.2　穿甲过程中的材料学问题研究

1.冲击和高应变率作用下材料的冶金效应

近30年，在材料动态力学性能领域的很多研究表明，应变率是个相当重要的参数，它使材料的流动应力、韧性、变形和断裂机制，都往往与准静态载荷下的情况不同。在许多场合下，应变硬化、加工硬化，或其他变形机制控制机理，都可借助位错的产生、运动和相互作用来描述（位错能产生阻力或各种阻抗，包括对进一步运动的障碍在内）。尽管在金属和合金的力学响应中所证实的各种冶金效应都可能和位错有关，但是温度、应变、应变率，以及应变（或应力）状态仍旧起着调节和控制的作用。在极高的应变和应变率下，变形方式会发生突变，导致材料微结构产生显著变化，这就引起了明显的冶金效应：与微结构有关的流动应力、韧性、硬度，以及其他有关力学性质的变化。因此，主要用变形诱发的微结构和残余力学性质之间的关系来刻画的冶金效应，应该是应力、应力状态、应变、应变率和温度之间的复杂关系的结果。

单轴应力状态（单轴拉伸）下塑性应力的变化可用如下力学模型表示：

式中， σ 、 ε 、 和 T 分别为通常意义下的应力、应变、应变率和绝对温度。这一表达式实际说明，当材料变形时，即使其加载或变形参数受外部的控制，仍会存在超越外部控制的函数关系。例如，材料变形时的温度可通过增加应变，以及通过高应变速率下的绝热加热等方法来升高，此外极高压力的冲击波加载，能产生瞬时和残余两种加热作用。

在金属、合金及其他材料受冲击波的加载过程中，材料的动态响应受冲击峰压和脉宽的控制，冲击波阵面在有序位错中前进的模型说明位错是如何由冲击波阵面的传播产生的，但它只是这一问题的一种唯象解释。

冲击波阵面内产生位错及其他缺陷的同时，也产生加热。

对于不同的材料和初始微结构（如晶粒尺寸 D ），其残余微结构及其残余力学性质有所区别。微结构对层错自由能具有强烈的相关性，这一特征对面心立方金属和合金尤为明显，而与变形方式无关。具有较低层错自由能的材料，如304不锈钢（21mJ/m ² ）或黄铜（14mJ/m ² ），能产生平面位错列阵、层错、微孪晶或孪错等微结构（孪错是层错，孪晶及其他平面阵列的混合，即{111}平面上的层错）。具有较高层错自由能的材料，如铜（70mJ/m ² ），由于交叉滑移而产生位错胞。当峰压 P （平面压缩冲击波加载下）增加时，位错密度也增加，因此对高层错能的材料，位错胞尺寸（或胞中心间距）就降低；对低层错自由能的材料，所形成的是孪晶，孪晶密度或体积含量将会增高。

有趣的是，对一大类经冲击加载的金属和合金而言，其残余硬度和峰值压力的平方根呈函数关系，而且，含弥散微粒的金属或合金，不仅其硬度有差别，弥散粒子在冲击加载材料中有独特的钉扎作用。尽管无论弥散粒子是否存在，冲击波阵面通过均能产生位错，但弥散粒子能有效地避免冲击波阵面产生的位错被湮灭掉，因而能保持冲击引起的高硬度至极高的温度。

对于受平面波冲击加载的多晶金属和合金，由于冲击波的迅速运动，波阵面内的位错发生相互作用而形成割阶，割阶对产生高空位有利。

在极高压力下，与冲击波阵面内的高压状态有关的加热作用会变得十分重要，冲击波阵面传播中产生的位错或其他缺陷会全部或部分地被这种加热作用湮灭。冲击波阵面传播后的残余加热作用也能产生回复，再结晶及有关的微结构，这些微结构可用短孪晶断片、亚晶粒等来描述。

2.韧性穿甲与脆性穿甲

近30年来，材料动态行为的研究引起了人们的广泛关注。材料科学工作者和力学工作者从不同的方向对这一课题展开了深入的研究，不仅关于高速变形的理论研究取得了令人鼓舞的成果，在工业上也得到了普遍的应用。认识材料在高应变速率下的物理和力学性能的变化，掌握这种变化的机理并加以利用是目前研究的首要任务。

相对来说，由于韧性穿甲后材料的显微组织和破坏方式比较简单，试验的重复性也较好，人们对韧性穿甲机理的认识也更准确，在近来进行的试验研究中韧性穿甲的内容比较少，更多的是在试验基础上的理论分析和模拟计算 ^[18,19] 。不少学者提出了韧性穿甲断裂破坏过程的数学和物理描述。在延性介质的动态损伤研究中主要有Seaman等人提出的NAG模型、Perzyna的过应力模型、Johnson的体胞模型，以及白以龙等人 ^[20] 对理想微裂纹系统统计演化的一般规律的阐述。

而对于脆性穿甲来说，由于绝热剪切带的出现受到材料微观结构和性能、穿甲速度、冲击模式及环境条件的影响，使得每次试验时材料中出现的绝热剪切带都有不同的位置和特点，因而引起了广泛的兴趣。Zener和Hollomon ^[3] 1944年在碳的质量分数为0.25%的低合金钢落锤试验中观察到白亮的绝热剪切带（Adiabatic Shear Bands，ASB），这是人类对动态变形下材料微结构的响应的首次探索。但在当时并没有引起足够的重视，直到20世纪70年代人们才对这一现象产生兴趣。30多年来，大量的研究表明，材料在高速中经常出现的变形失稳——变形局部化现象是最根本的特征之一。由于高速变形的过程非常短暂，变形中产生的热来不及扩散，材料的响应近乎在绝热条件下进行，因此这种由于剪切作用引起的变形局部化区域，通常在硝酸酒精腐蚀后显示为白亮的条带，被称为ASB。由于绝热剪切带的出现伴随着材料的突然破坏，对绝热剪切带的研究成为高速变形的热点问题，同时，由于对绝热剪切带的形成过程缺少实时观察的手段，也成为研究的一个难点。力学工作者和材料科学工作者从不同角度研究ASB，总体可以将这些研究分为两个范畴，一个在ASB出现前，一个在ASB出现后。前者涉及：①建立描述变形局部化的适当数学模型；②给出变形局部化的充分必要条件；③确定变形局部化的临界应变；④深入认识应变硬化、应变率敏感性、热软化、热传导、惯性效应、边界条件和初始条件在变形局部化演变中的作用；后者主要集中在以下几个方面加深对ASB的认识：①弹性卸载和变形局部化区域变窄的机制；②ASB的宽度和空间形态；③ASB的稳定性；④材料灾难性破坏和变形局部化的关系；⑤ASB内组织结构的演化。

3.对绝热剪切带的研究

Zener和Holloman ^[3] 在1944年研究了含碳0.25%低合金钢的落锤冲孔过程，发现靶板与塞块接触部位有白色的腐蚀带。他们的研究表明这种白色腐蚀带中所经历的切应变约为100。此外，计算表明切应变大小仅为5即可使局部温度达到1000℃。白色腐蚀带的硬度很高，所以它的显微组织被认为是马氏体。由于在高应变率下的变形时间短，热量来不及扩散，所以其过程可以认为更接近于绝热过程，在这种情况下所产生的温度足以超过相变点，他们用绝热剪切的概念描述了这种白色腐蚀带的形成。

有足够的证据表明，剪切带是剪切变形局域化的结果。对于高应变和高应变速率下变形的材料来说，剪切变形局域化是占主导地位的机制，并且起着十分重要的作用。它的产生通常归因于在绝热或准绝热条件下塑性变形过程中由于热软化造成的塑性失稳。这种局域化变形的特点是超高应变率、大变形，并伴有高温及其随后的快冷过程。研究显示，剪切带的行为是材料对高应变速率变形整体响应的基本组成部分。剪切带的形核与长大是材料内部塑性变形对外部所施加作用的协调响应，其过程与位错在变形过程中的行为极为相似 ^[21] 。

现在普遍接受的观点是所有的剪切局域化现象都基于如下两个事实：大约90%的塑性变形功都转变成了热量；大多数金属的流变应力都对温度相当敏感，并随着温度的升高而下降 ^[22] 。所以最初的机制模型是Recht所提出的形变硬化和热软化平衡模型。在形成剪切带时，由于剪切带内的强烈变形使带内材料进一步强化，但与此同时，由于剪切带材料变形大而快，使因变形生成的热量来不及传导到周围材料中，积累的变形热使带内材料温度大大升高，使材料软化，强度降低；当材料因温升而导致强度的降低程度超过了因材料变形硬化而提高的强度时，就会发生剪切带材料的突然失稳，这既是热塑失稳过程，也称为绝热剪切过程。

剪切带形成的临界条件是这一领域过去十几年普遍研究的问题之一。临界应变准则是一种常见的、以临界应变为产生绝热剪切带条件的模型。对于大多数金属材料来说，在弹性范围内，与其最大应力值 R _eL 相对应的最大应变值 ε _s ，与材料发生断裂破坏时的总应变 ε _b 相比是很小的。因此，有可能将靶板材料的本构关系假设为：

即刚性—加工硬化假定，也就是认为材料在进入屈服流动以前是刚性的，一旦材料内应力达到或超过了屈服极限，则材料呈现加工硬化性质，直到断裂为止。上式中 B 称为强化系数， n 称为硬化指数。一般来说，

在高应变率条件下，当材料内某单位体积 a 处产生绝热剪切带时，该处因出现热塑现象而失稳，即随该处的应变增加，与之对应的应力再也不增加了，写成数学表达式为：

考虑到温度的影响，式（1.20）可展开为：

式中，当 为静态时，在温度 T 条件下的应力−应变关系； 为应变率。当温度软化项 远大于应变率强化项 时，式（1.21）可写成：

因为温度软化项中 ＜0，所以有：

根据式（1.18），有：

根据绝热条件和能量原理，在 a 区域内，动态的应力 σ ^D = B ^D ε ^nD 所做的功 B ^D ε ^nD Δ ε 应与 a 区域内的热量增量Δ Q 成正比，即

式中， J 为热功当量； k 为系数，根据前面的论述， k ≈0.9。另外，我们知道：

将上式代入式（1.25），则有：

式中， ρ 为材料密度； c 为比热容； D 表示动态参数。将式（1.23）和式（1.26）代入式（1.22），整理后得：

式（1.27）表明，当 a 区域内的应变达到 ε _k 时，将发生热塑失稳现象，即开始产生绝热剪切带。式（1.27）包括了材料的应变硬化能力和材料的升温软化能力的参量，可见绝热剪切带的产生与材料的力学性质和热学性质都有关。

Bai ^[23] 引进了微扰分析对此模型做了进一步的处理，认为发生绝热剪切所需的切应变比式（1.27）所计算的临界切应变值大 ^[21] 。他提出了另一个热塑剪切失稳判据：

式中， K 为常数；当 B >1时，热塑剪切失稳将发生； τ ₀ 、 P ₀ 、 Q ₀ 均是和材料有关的状态参数。

由式（1.28）可知，在热塑剪切失稳发生时，塑性变形功造成的热软化将比形变硬化更占主导地位。Bai将这一判据运用到钛和普通碳素钢中，结果表明钛比普通碳素钢更容易发生剪切失稳。

这些仅仅是从力学中的应力−应变关系得到的结果，有人认为绝热剪切带是冲击波作用的结果，但这些分析都没有和冲击过程中材料的显微组织的演变相联系，Dai等人 ^[24,25] 把复合材料中基体和强化相分离开来，并引入了位错的概念，模拟出了绝热剪切带，然而实际的合金比这种理想化的材料要复杂得多。

一般将绝热剪切带按照它们在形成时显微组织是否发生过相变分为变形带和相变带两类 ^[26-29] 。通常，在光学显微镜下经腐蚀以后将呈现暗带的绝热剪切带称为变形带，认为它在形成过程中没有发生相变而仅发生了强烈的剪切变形；将呈现白带的绝热剪切带称为相变带，认为它在形成过程中首先发生了向奥氏体的相变，随后周围物质将这条高温带淬火形成马氏体 ^[30,31] 。研究发现在绝热剪切带内有高度的塑性变形，马氏体板条已破碎成非常小的片。没有证据表明在变形的任何时刻有马氏体向奥氏体的转变，以及随后奥氏体向马氏体的转变。用有限差分法计算了剪切带的热历史，计算表明剪切带的最高温度可持续19μs，剪切带热量完全耗散掉所需时间不多于200μs。通过热量计算和电镜观察所得到的一般结论是：白亮带是腐蚀的结果，而不是发生相变的特殊特征。它只表明这里的碳化物发生了溶解或本身太小，以至于在光学显微镜下不能表现为通常那种组织所显示的暗带，所以可能的解释是在剪切带内发生了再结晶。尽管现在有人在低碳钢（碳的质量分数 w _C ＜0.1%）中发现了铁素体动态再结晶现象，但在 w _C ＞0.1%的钢中至今未见到有关铁素体发生动态再结晶的报道。

关于材料在发生绝热剪切时引起的温度升高，目前的争论比较大，Krejci等人 ^[33] 认为绝热剪切发生的温升对冲击过程的影响很小，Hartley等人在应变速率为1000s ⁻¹ 、应变量为42时测得钢中ASB的温升为206～430℃，一些研究者分别在钢、钽、铪中测得ASB的温度，另一些人用红外辐射方法测量ASB的温度，但由于冲击过程的瞬时性，以及测量中不可避免的误差，这些结果虽然有一定的参考意义，但总的来说其可靠性并不高。尹志新利用外推的方法，从ASB周围热影响区的宽度来估计ASB的温升，得到的温升约为800K，可能和实际更接近一些。

Krejci等人 ^[33] 对AISI4340和18/8奥氏体不锈钢两种材料在聚能射流穿甲后所产生的绝热剪切带的研究表明，剪切带具有高缺陷密度的微晶结构，他们也没有发现相变的迹象。缺陷形成粒状结构，其尺度在几百纳米左右。这种结构类似于该材料剪切边缘的组织，在奥氏体钢中则有许多变形孪晶。这一结果在两种完全不同的钢中是类似的。他们认为剪切变形局域化的可能机制是两列彼此平行运行的应力波相互作用的结果，重要的因素是剪切变形的大小和集中程度。温度并不是形成剪切带的重要因素，至少不像想象的那么重要。这并不意味着剪切带中的温升是无关重要的，而由于相变的迟滞作用，使相变来不及发生。

也有人认为变形带和相变带是剪切变形局域化的两个不同阶段，变形带的进一步发展就变成了相变带。Rogers用平头弹对材料进行撞击，弹速为100～250ft/s（1ft=0.3048m），采用显微硬度和光学显微镜研究了靶板的显微组织。在大多数钢中和铁基合金中发现了剪切变形带，在所研究的大多数铁基合金中，这种变形带是相变带的先兆。当应变量和应变速率足够大时，将有相变带产生。对经过淬火处理AISI1040钢中出现的剪切带进行了显微硬度测试，低硬度的热影响区被发现，这与其周围由于加工硬化而产生的硬度升高不同。相变带的最高硬度与冲击速度无关，也与靶板基体硬度无关。在大多数钢中，如果剪切应变和应变率足够大，绝热剪切带是相变带。相变带以变形带为先兆。在淬火、回火的AISI1040钢中，相变带的硬度与弹丸着靶速率和靶板硬度无关。剪切带的硬度比相同材料淬火马氏体的硬度高，并与含碳量呈线性关系。剪切带的高硬度可以用淬火后的过饱和碳含量和极细的晶粒尺寸来解释。沿剪切带的长度方向硬度没有变化，表明奥氏体化以后的影响不大。变形带的显微硬度分布（Micro-hardness Profiles）表明，由于变形而产生的硬度梯度是因为变形过程中温度梯度的影响。相变带的周围存在低硬度的热影响区。

可见绝热剪切带的显微组织是一个很复杂的问题，外界条件对它的影响非常大，人们对它的本质及发展过程还缺乏足够的认识。认为剪切带是变形带的主要根据是在剪切带内发现了位错胞状结构，特别是在进行了衍射分析以后并未发现其中有残余奥氏体存在。因为根据马氏体转变的不完整性，如果剪切带的形成是由于变形区发生了马氏体相变则在组织内必然存在残余奥氏体。既然没有发现残余奥氏体，所以认为绝热剪切带是变形带而不是相变带。至于剪切带中的细小等轴晶粒，则认为是由于在高应变速率下大变形过程中发生了铁素体动态再结晶的结果。认为剪切带是相变带的主要根据是剪切带内的硬度与原始材料的组织状态和性能，以及变形量大小无关，而只与剪切带中的含碳量有关，而且硬度随含碳量的变化趋势与淬火钢相同。如果剪切带是一种变形碎化组织或者是一种回复再结晶组织，则必然与变形前的基体硬度有关。但硬度测量结果恰好相反，所以认为剪切带是一种相变带。

多数的研究认为绝热剪切带的出现是灾难性破坏的先兆 ^[34-38] ，Cho等人观察了三种不同钢材中绝热剪切带的显微组织结构，他们发现剪切带总是导致试样断裂，这种断裂是孔洞形核和聚集的过程。即使在很脆的钢中（55HRC），断口形貌也不是解理断口。这是由于剪切变形所造成的温升起到了软化的作用。AISI1080钢中的绝热剪切带具有变形带的特征，在这种钢中，裂纹常起源于铁素体和珠光体的交界处，或珠光体中及有碳化物膜析出的铁素体晶界处。断裂是剪切带内微裂纹的连接。HY-100钢中的绝热剪切带主要具有变形带的特征，但在变形带的某些地方也发生了马氏体相变的证据。条状或球状硫化锰的存在为孔洞的形核提供了位置，这些孔洞的连接造成了最后的断裂。AISI4340钢是洁净度较高的钢，且组织比较均匀，马氏体中细小的碳化物有可能起到孔洞形核位置的作用。最近的有关剪切带形成的模型显示，剪切带的形成与试样中缺陷的尺寸和温度变化有关，对于相同的金属在类似的变形条件下（指应变速率），缺陷尺寸和温度变化大的试样出现剪切带所需的剪切量较小。第二相粒子（如夹杂物）等将会起到同样的作用。有关夹杂物尺寸与剪切带形成的关系是值得进一步研究的问题。

有关剪切带本身的形成过程、组织特征、内部缺陷及晶界性质等包含了很多物理、化学、冶金和组织转变等的本质性问题，目前关于剪切带的产生与材料的微观不均匀性、材料强化模式，如材料内部的晶界、缺陷、第二相粒子、位错运动等与材料变形息息相关的因素相结合，而这是宏观的连续介质力学所无法克服的，所以剪切带显微组织的研究不是单纯局限在这一现象的本身，而是一个具有多方面意义的问题，因此有关剪切带本质研究的意义是不言而喻的。 WuRYhr1a+BeaZD2mySI4+jUZSWkFE/IScYJvx9LZ+KWT6TwSkTKuMyc55I4i59oi