超細(xì)晶D6A 鋼動(dòng)態(tài)拉伸力學(xué)特性實(shí)驗(yàn)研究*

楊澤洲，申勇峰，馮曉偉，薛文穎，謝若澤，胡艷輝

（1. 中國工程物理研究院總體工程研究所，四川 綿陽 621999；2. 東北大學(xué)材料各向異性與織構(gòu)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽 110819；3. 東北大學(xué)軋制技術(shù)與連軋自動(dòng)化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽 110819）

超細(xì)晶鋼兼具高強(qiáng)度和高韌性等特性，是制備攻堅(jiān)戰(zhàn)斗部殼體的理想材料之一。攻堅(jiān)戰(zhàn)斗部通常需侵入目標(biāo)內(nèi)部再爆炸以毀傷目標(biāo)，其殼體材料在侵徹過程中將經(jīng)歷高壓、高應(yīng)變率等嚴(yán)苛的力學(xué)環(huán)境。因此，理解超細(xì)晶鋼在高應(yīng)變率下的動(dòng)態(tài)力學(xué)響應(yīng)，對(duì)于推進(jìn)它在攻堅(jiān)戰(zhàn)斗部上的應(yīng)用具有關(guān)鍵作用。

目前，針對(duì)超細(xì)晶材料的動(dòng)態(tài)力學(xué)行為已開展了廣泛研究，并取得了一系列規(guī)律性認(rèn)識(shí)。Jia 等研究了超細(xì)晶鐵的動(dòng)態(tài)壓縮力學(xué)行為，指出晶粒細(xì)化能顯著提高材料的屈服強(qiáng)度，并發(fā)現(xiàn)隨著晶粒減小，塑性變形模式從均勻變化轉(zhuǎn)為不均勻，出現(xiàn)剪切局部化現(xiàn)象。Okitsu 等研究了動(dòng)態(tài)拉伸下不同晶粒尺寸超細(xì)晶低碳鋼的動(dòng)態(tài)力學(xué)行為，同樣發(fā)現(xiàn)晶粒細(xì)化能提升材料動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度，但降低了材料的應(yīng)變率敏感性。Hu 等在研究超細(xì)晶金屬性能時(shí)，發(fā)現(xiàn)引入納米彌散體能提高位錯(cuò)滑移所需的臨界應(yīng)力，同時(shí)增強(qiáng)金屬材料的強(qiáng)度，有效解決強(qiáng)度與韌性間的沖突，使材料在提升強(qiáng)度硬度的同時(shí)，仍然保持良好的塑性。王鵬杰等、Jia 等和Liang 等利用兩相區(qū)軋制退火技術(shù)，制備了具有納米級(jí)滲碳體的超細(xì)晶D6A 低合金鋼，分析了晶粒尺寸和納米析出相對(duì)超細(xì)晶鋼強(qiáng)度和塑性的影響。

Wei 等發(fā)現(xiàn)超細(xì)晶體心立方金屬應(yīng)力-應(yīng)變曲線中出現(xiàn)了明顯的動(dòng)態(tài)流動(dòng)軟化，認(rèn)為這種軟化是材料的動(dòng)態(tài)變形機(jī)制從均勻的、穩(wěn)定的塑性變形向不穩(wěn)定的、絕熱剪切局部化轉(zhuǎn)變的結(jié)果。張世雄則認(rèn)為，較高應(yīng)變率變形產(chǎn)生的熱量沒有足夠時(shí)間消散，導(dǎo)致試件局部出現(xiàn)絕熱溫升，從而引起流變應(yīng)力下降趨勢(shì)。劉曉燕等研究超細(xì)晶純鈦?zhàn)冃涡袨闀r(shí)發(fā)現(xiàn)，變形過程中的流動(dòng)軟化效應(yīng)是由位錯(cuò)活動(dòng)控制的，高硬化率由細(xì)晶粒結(jié)構(gòu)和高密度位錯(cuò)導(dǎo)致。Okitsu 等研究超細(xì)晶鐵的動(dòng)態(tài)變形行為時(shí)發(fā)現(xiàn)，試件中只觀察到很少的初始位錯(cuò)，高速拉伸后位錯(cuò)明顯增多且隨機(jī)分布。

綜上所述，超細(xì)晶材料的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能與其細(xì)觀結(jié)構(gòu)演化和加載條件等密切相關(guān)。本文中，利用旋轉(zhuǎn)盤式Hopkinson 拉桿，對(duì)平均晶粒尺寸510 nm 的超細(xì)晶D6A 鋼進(jìn)行動(dòng)態(tài)拉伸實(shí)驗(yàn)，探究應(yīng)變率、細(xì)觀結(jié)構(gòu)等對(duì)材料動(dòng)態(tài)力學(xué)性能的影響。結(jié)合顯微觀測(cè)結(jié)果，進(jìn)一步探討超細(xì)晶鋼的動(dòng)態(tài)響應(yīng)細(xì)觀機(jī)理。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 材料

實(shí)驗(yàn)材料為平均晶粒尺寸510 nm 的超細(xì)晶D6A 低合金鋼，通過將平均晶粒尺寸20 μm 的商用粗晶鋼（ultrafine grained steel, CG）經(jīng)過熱軋和兩相區(qū)連軋連退工藝處理獲得。鋼中各元素含量見表1。

表1 超細(xì)晶D6A 鋼化學(xué)成分的質(zhì)量分?jǐn)?shù)Table 1 Mass fractions of chemical compositions in the ultrafine grained D6A steel

圖1 為粗晶鋼和超細(xì)晶鋼的SEM（transmission electron microscope）形貌。由圖1(a)可見，原始粗晶鋼細(xì)觀組織主要由鐵素體（灰色）和納米滲碳體（白色）組成，滲碳體呈均勻分布的長條狀；由圖1(b)可見，超細(xì)晶鋼以等軸狀鐵素體基體為主，滲碳體變?yōu)榱钋液棵黠@降低，說明高溫處理出現(xiàn)了滲碳體的溶解現(xiàn)象。統(tǒng)計(jì)表明，超細(xì)晶鋼內(nèi)滲碳體平均尺寸約為140 nm。利用IPP 軟件獲得了兩類鋼的晶粒尺寸柱狀分布圖，如圖2 所示?？梢?，細(xì)化后的D6A 鋼平均晶粒尺寸約為510 nm。

圖1 鋼退火組織的SEM 形貌Fig. 1 The SEM morphologies of annealing structures of the steels

圖2 鋼的晶粒尺寸分布Fig. 2 Grain size distributions of the steels

1.2 裝置

將超細(xì)晶D6A 鋼樣品表面打磨光滑，以便獲得更精確的拉伸性能數(shù)據(jù)。將機(jī)械切割處理得到的片狀拉伸試件，與兩個(gè)配有M10 螺紋頭的轉(zhuǎn)接頭焊接為一體，保證夾頭與試件在拉伸過程中不產(chǎn)生分離，組合試件如圖3(a)所示。

圖3 超細(xì)晶D6A 鋼組合試件照片F(xiàn)ig. 3 Photographs of the ultrafine grained D6A steel combined specimens

在旋轉(zhuǎn)盤式霍普金森拉伸系統(tǒng)上進(jìn)行動(dòng)態(tài)實(shí)驗(yàn)，圖4 為霍普金森拉桿系統(tǒng)。應(yīng)變放大器為LK2107A型應(yīng)變儀，增益設(shè)為400；數(shù)字采集系統(tǒng)為拓普NUXI-1008 型，采樣頻率為10s。分別采用直徑8、10 和12 mm 的金屬短桿，以不同的應(yīng)變率對(duì)試件進(jìn)行加載，從而獲得超細(xì)晶D6A 鋼的動(dòng)態(tài)拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線。拉伸斷裂的試件如圖3(b)所示。

圖4 霍普金森拉桿系統(tǒng)Fig. 4 The Hopkinson tension bar system

2 結(jié)果和討論

2.1 靜態(tài)拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果

Liang 等利用電子萬能試驗(yàn)機(jī)開展了510 nm 超細(xì)晶D6A 鋼的準(zhǔn)靜態(tài)拉伸實(shí)驗(yàn)，結(jié)果見圖5 和表2。原始粗晶鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷裂延伸率分別為390 MPa、750 MPa 和22%。室溫條件下，超細(xì)晶鋼的準(zhǔn)靜態(tài)拉伸強(qiáng)度較粗晶鋼明顯提升，不同應(yīng)變率強(qiáng)度較接近，分別為1 110、1 115 和1 120 MPa。準(zhǔn)靜態(tài)拉伸下，材料韌性穩(wěn)定，斷裂伸長率均為25%。結(jié)果顯示，晶粒細(xì)化能夠有效提升材料的強(qiáng)度和韌性。與粗晶鋼相比，超細(xì)晶鋼的加工硬化能力較差。在彈性變形結(jié)束后開始的塑性變形過程中，由于硬相珠光體對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用，粗晶材料的位錯(cuò)密度隨變形量增加而不斷增大，不同方向的位錯(cuò)發(fā)生交互作用產(chǎn)生位錯(cuò)纏結(jié)，阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)從而引起加工硬化。在進(jìn)行準(zhǔn)靜態(tài)拉伸加載時(shí)，由于晶粒尺寸減小至亞微米級(jí)別，超細(xì)晶材料的位錯(cuò)源啟動(dòng)與位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)都將被抑制，位錯(cuò)很難在晶粒中增殖，因而塑性變形的能力降低；在彈性變形結(jié)束后，超細(xì)晶材料的曲線很快達(dá)到峰值，隨后產(chǎn)生頸縮、直至斷裂。Tsuji等已觀察到超細(xì)晶IF 鋼中有同樣的現(xiàn)象。

表2 室溫下超細(xì)晶D6A 鋼的準(zhǔn)靜態(tài)拉伸力學(xué)參數(shù)[11]Table 2 Quasi-static tensile mechanical parameters of the ultrafine grained D6A steels at room temperature[11]

圖5 不同應(yīng)變速率下超細(xì)晶D6A 鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線和真實(shí)應(yīng)力-應(yīng)變曲線[11]Fig. 5 Engineering and true stress-strain curves of the ultrafine grained D6A steels at different strain rates[11]

2.2 動(dòng)態(tài)拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果

室溫下，對(duì)510 nm 鋼試件進(jìn)行了6 發(fā)高速拉伸實(shí)驗(yàn)，應(yīng)變率分別為560、580、620、910、920 和1 030 s，高應(yīng)變率中一般取峰值應(yīng)力作為材料強(qiáng)度（見表3），實(shí)驗(yàn)鋼工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖6 所示。超細(xì)晶D6A 鋼的動(dòng)態(tài)應(yīng)力-應(yīng)變曲線均呈現(xiàn)相似特征：變形初始階段，流動(dòng)應(yīng)力快速升高到達(dá)峰值后，立即出現(xiàn)應(yīng)力下降，這個(gè)現(xiàn)象與準(zhǔn)靜態(tài)拉伸實(shí)驗(yàn)曲線有較大差異；動(dòng)態(tài)拉伸時(shí)，流動(dòng)應(yīng)力快速下降至約一半峰值后，出現(xiàn)一段較穩(wěn)定的應(yīng)力平臺(tái)；末尾階段應(yīng)力下降較快，并伴隨著鋼試件的斷裂或失效。

圖6 超細(xì)晶D6A 鋼的高應(yīng)變率應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig. 6 Stress-strain curves of the ultrafine grained D6A steel at high strain rates

表3 室溫下超細(xì)晶D6A 鋼的動(dòng)態(tài)拉伸力學(xué)參數(shù)Table 3 Dynamic tensile mechanical parameters of the ultrafine grained D6A steel at room temperature

如圖7(a)所示，與準(zhǔn)靜態(tài)結(jié)果相比，動(dòng)態(tài)條件下抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)出應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)。這個(gè)現(xiàn)象可用位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)解釋，有Orowan 公式：

式中：ε ˙為塑性應(yīng)變率，為取向因子，為可動(dòng)位錯(cuò)密度，為位錯(cuò)速度，為Burgers 矢量的模。在高應(yīng)變率下，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)速度更高。由文獻(xiàn)[14-17]，快速移動(dòng)的位錯(cuò)可以產(chǎn)生大量的熱量，并將金屬設(shè)定為與位錯(cuò)有關(guān)的牛頓黏性材料。因此，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)過程中受到的黏滯阻力，主要來自位錯(cuò)與熱振動(dòng)（聲子阻力）及電子（電子黏性）的相互作用，最終導(dǎo)致了高應(yīng)變率下具有明顯的應(yīng)變率敏感性。如圖7(b)所示，高速拉伸斷裂延伸率波動(dòng)較小，表現(xiàn)出輕微的下降趨勢(shì)，相較于準(zhǔn)靜態(tài)實(shí)驗(yàn)則明顯降低。

2.3 超細(xì)晶D6A 鋼的強(qiáng)度、韌性分析

由圖7 可見，510 nm 鋼的動(dòng)態(tài)強(qiáng)度集中在1 950～2 240 MPa，遠(yuǎn)高于其準(zhǔn)靜態(tài)拉伸強(qiáng)度（約2 倍），在應(yīng)變率跨數(shù)量級(jí)變化時(shí)，表現(xiàn)了明顯的應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)。Jia 等在研究體心立方結(jié)構(gòu)超細(xì)晶鐵的尺寸效應(yīng)及本構(gòu)關(guān)系時(shí)發(fā)現(xiàn)，在各晶粒尺寸（80 nm～20 μm）下，流動(dòng)應(yīng)力對(duì)應(yīng)變速率的敏感性均較低。然而，在本文中超細(xì)晶鋼表現(xiàn)了明顯的應(yīng)變率效應(yīng)，值得進(jìn)一步分析。

圖7 超細(xì)晶D6A 鋼在不同應(yīng)變率下的強(qiáng)度和延伸率Fig. 7 Strengths and elongations of the ultrafine grained D6A steel at different strain rates

由文獻(xiàn)[18]，位錯(cuò)速度的應(yīng)力依賴性滿足冪律關(guān)系：

式中：為位錯(cuò)速度，τ為位錯(cuò)所受剪切應(yīng)力，和均為材料常數(shù)。在沖擊載荷作用下，作用于位錯(cuò)上的瞬間應(yīng)力相當(dāng)高，造成位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)速率的升高。而位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)速率直接影響位錯(cuò)寬度及其能量，運(yùn)動(dòng)速率越高，能量越大，寬度越小。因此，運(yùn)動(dòng)速率的升高將增大位錯(cuò)滑移所需的派納力，最終導(dǎo)致位錯(cuò)滑移臨界切應(yīng)力增大，金屬產(chǎn)生附加強(qiáng)化，從而在跨應(yīng)變率范圍時(shí)表現(xiàn)出明顯的應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)。

另外，利用TEM 技術(shù)觀測(cè)了準(zhǔn)靜態(tài)和動(dòng)態(tài)拉伸斷裂前后試件的細(xì)觀形貌，如圖8 所示。相較于原始試件，準(zhǔn)靜態(tài)加載后試件內(nèi)析出了少量的納米級(jí)滲碳體FeC，而在高應(yīng)變率拉伸時(shí)析出了大量的納米級(jí)滲碳體。由文獻(xiàn)[7]可知，納米析出相也可有效提升材料強(qiáng)度，即析出強(qiáng)化效應(yīng)。析出強(qiáng)化的效果與析出相的體積分?jǐn)?shù)、顆粒大小直接相關(guān)，Gladman 等給出了強(qiáng)度增量與析出相體積分?jǐn)?shù)和顆粒尺寸的關(guān)系：

圖8 超細(xì)晶D6A 鋼加載前后的TEM 形貌Fig. 8 The SEM morphologies of the ultrafine grained D6A steel before and after loading

式中：為析出粒子直徑，=(2/3)，為滲碳體析出相粒子的體積分?jǐn)?shù)。由式(3)可知，體積分?jǐn)?shù)越高，其帶來的強(qiáng)度增量越多。Zhou 等結(jié)合力學(xué)實(shí)驗(yàn)、細(xì)觀觀察和第一性原理，計(jì)算驗(yàn)證了析出強(qiáng)化能大幅提升材料強(qiáng)度。

動(dòng)態(tài)拉伸塑性變形過程中，納米級(jí)滲碳體的含量增加，基體和滲碳體間的相互作用增強(qiáng)，加劇了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)所受阻礙作用，從而產(chǎn)生額外的塑性變形抗力。由于納米級(jí)滲碳體尺寸很小，彌散強(qiáng)化以O(shè)rowan繞過機(jī)制為主導(dǎo)，即位錯(cuò)線移動(dòng)既要克服滲碳體的阻礙作用，又要克服滲碳體周圍位錯(cuò)環(huán)的反作用力。納米滲碳體在動(dòng)態(tài)加載條件下的析出行為，是超細(xì)晶D6A 鋼動(dòng)態(tài)強(qiáng)度進(jìn)一步提升的另一個(gè)主要原因，也是超細(xì)晶鋼呈現(xiàn)應(yīng)變率效應(yīng)的重要原因之一。

采用數(shù)字式小型顯微鏡對(duì)動(dòng)態(tài)拉伸試件斷口長度進(jìn)行測(cè)量，510 nm 超細(xì)晶D6A 鋼平均延伸率為12.75%（見表3），相較于準(zhǔn)靜態(tài)延伸率（25%）明顯下降。對(duì)斷口處的微觀形貌進(jìn)行觀察，如圖9 所示。在準(zhǔn)靜態(tài)拉伸時(shí)，斷口分布著較多均勻細(xì)小的韌窩，此時(shí)韌窩平均尺寸約0.5 μm（見圖9(a)），這表明超細(xì)晶鋼發(fā)生了韌性斷裂，并且擁有良好的塑性。在動(dòng)態(tài)拉伸時(shí)，拉伸斷口的韌窩數(shù)量明顯降低（見圖9(b)），這表明在斷裂過程中超細(xì)晶鋼吸收了更少的能量，表現(xiàn)出更低的塑韌性，這也是動(dòng)態(tài)加載時(shí)超細(xì)晶鋼塑性降低的原因之一。此外，在動(dòng)態(tài)加載的劇烈塑性變形下，材料內(nèi)部晶格發(fā)生擠壓扭曲導(dǎo)致晶粒破碎，納米級(jí)滲碳體提供了足夠多的形核位點(diǎn)，材料出現(xiàn)再結(jié)晶行為，并生成細(xì)小均勻的等軸晶粒。隨著晶粒尺寸降低，超細(xì)晶D6A 鋼內(nèi)部晶界密度持續(xù)升高，最終導(dǎo)致材料延伸率的降低。

圖9 超細(xì)晶D6A 鋼拉伸斷口形貌Fig. 9 The tensile fracture morphology of the ultrafine grained D6A steel

2.4 應(yīng)力下降現(xiàn)象分析

超細(xì)晶鋼的動(dòng)態(tài)拉伸曲線（見圖6）呈現(xiàn)了應(yīng)力快速下降現(xiàn)象。這個(gè)現(xiàn)象在其他的超細(xì)晶材料中也廣泛存在。目前，研究結(jié)論多集中在熱軟化和絕熱剪切破壞方面。Wei 等通過細(xì)觀觀測(cè)發(fā)現(xiàn)，絕熱剪切局部化是超細(xì)晶金屬塑性失穩(wěn)的一種主要形式，經(jīng)過一定均勻應(yīng)變后，絕熱剪切帶觸發(fā)并始終伴隨局部絕熱溫升。在體心立方超細(xì)晶金屬中，沿絕熱剪切帶的繼續(xù)開裂將會(huì)成為主要的動(dòng)態(tài)破壞機(jī)制。Zener 等提出了本構(gòu)熱塑失穩(wěn)的概念，認(rèn)為屈服下降是熱軟化效應(yīng)超過應(yīng)變硬化和應(yīng)變率硬化效果，從而觸發(fā)絕熱剪切帶導(dǎo)致的結(jié)果。然而，在鈦合金的動(dòng)態(tài)力學(xué)行為研究中，只有當(dāng)應(yīng)變和應(yīng)變率達(dá)到臨界值時(shí)，才能觀察到剪切帶的出現(xiàn)，絕熱剪切帶的觸發(fā)應(yīng)同時(shí)考慮應(yīng)變和應(yīng)變率兩個(gè)因素。顯然，本文中沒有達(dá)到宏觀絕熱剪切帶形成的臨界值，從超細(xì)晶鋼拉伸口形貌（見圖9）中也沒有觀察到剪切帶的存在。至此，可以認(rèn)為，導(dǎo)致510 nm 超細(xì)晶D6A 鋼試件破壞的本質(zhì)并非熱軟化觸發(fā)絕熱剪切破壞。

位錯(cuò)密度是控制金屬力學(xué)性能的決定因素。金屬塑性變形伴隨著大量位錯(cuò)的滑移運(yùn)動(dòng)，位錯(cuò)數(shù)量及其運(yùn)動(dòng)學(xué)特征深刻影響著材料宏觀力學(xué)性能。從物理角度分析，屈服下降是可動(dòng)位錯(cuò)密度升高的結(jié)果。該理論要求，材料在塑性變形前應(yīng)具有較低的可動(dòng)位錯(cuò)密度，以確保有足夠的新生位錯(cuò)的增殖空間。經(jīng)過分析認(rèn)為，超細(xì)晶D6A 鋼滿足基本條件，原因如下：(1) 超細(xì)晶D6A 鋼由原始粗晶鋼經(jīng)過九道次軋制獲得，Barmouz 等已經(jīng)證實(shí)多道次加工的金屬材料相較于單道次有著更低的可動(dòng)位錯(cuò)密度；(2) 超細(xì)晶鋼的制備材料長期處于高溫環(huán)境，溫度越高位錯(cuò)回復(fù)速率越快，加熱及恒溫過程可以消除可動(dòng)位錯(cuò)；(3) 根據(jù)Cottrell 位錯(cuò)釘扎理論，鋼中高密度晶界和溶質(zhì)原子（如C、N）會(huì)生成柯氏氣團(tuán)對(duì)剩余位錯(cuò)進(jìn)行束縛，導(dǎo)致其可流動(dòng)性降低。

由文獻(xiàn)[27]可知，動(dòng)態(tài)拉伸過程中可動(dòng)位錯(cuò)密度升高的原因可以歸為兩部分。(1) 原始位錯(cuò)解鎖：當(dāng)超細(xì)晶鋼內(nèi)部應(yīng)力足夠大時(shí)，初始固定位錯(cuò)便可掙脫釘扎束縛自由滑移甚至拖動(dòng)柯氏氣團(tuán)一起運(yùn)動(dòng)，此時(shí)便形成可動(dòng)位錯(cuò)。（2) 新生位錯(cuò)增殖：當(dāng)應(yīng)力足夠大時(shí)材料進(jìn)入塑性變形模式，此時(shí)納米滲碳體及晶界又成為位錯(cuò)形核的源，位錯(cuò)增殖是塑性變形傳播的重要形式。

3 結(jié) 論

運(yùn)用旋轉(zhuǎn)盤式Hopkinson 拉伸實(shí)驗(yàn)系統(tǒng)，開展了510 nm 超細(xì)晶D6A 低合金鋼的動(dòng)態(tài)拉伸實(shí)驗(yàn)，獲得了不同應(yīng)變率下超細(xì)晶D6A 鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，并結(jié)合TEM 細(xì)觀觀測(cè)技術(shù)，研究了超細(xì)晶鋼在動(dòng)態(tài)拉伸作用下的力學(xué)行為特性及細(xì)觀機(jī)理。通過分析實(shí)驗(yàn)結(jié)果，可得到以下結(jié)論。

（1）超細(xì)晶D6A 鋼在跨應(yīng)變率加載作用下，呈現(xiàn)明顯的應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)。在準(zhǔn)靜態(tài)加載下，拉伸強(qiáng)度為1 100～1 120 MPa，而在高應(yīng)變率拉伸下可提高至1 950～2 240 MPa。高應(yīng)變率作用下，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)速率升高導(dǎo)致的臨界滑移切應(yīng)力增大以及納米滲碳體析出強(qiáng)化，是超細(xì)晶D6A 鋼拉伸動(dòng)態(tài)強(qiáng)度顯著提升的主要因素。

（2）超細(xì)晶D6A 鋼的延伸率從靜態(tài)變形的25%降低至動(dòng)態(tài)變形的約13%。斷口形貌微觀觀測(cè)顯示，相較于準(zhǔn)靜態(tài)拉伸，動(dòng)態(tài)加載試件韌窩數(shù)量較少，塑性降低；劇烈塑性變形下，超細(xì)晶鋼的平均晶粒尺寸減小，材料內(nèi)部晶界密度持續(xù)升高，最終導(dǎo)致超細(xì)晶D6A 鋼動(dòng)態(tài)加載延伸率的降低。

（3）在動(dòng)態(tài)拉伸時(shí)，應(yīng)力到達(dá)峰值后出現(xiàn)應(yīng)力下降現(xiàn)象。這個(gè)現(xiàn)象由可動(dòng)位錯(cuò)密度的升高導(dǎo)致，可動(dòng)位錯(cuò)密度改變是原始位錯(cuò)解鎖和新生位錯(cuò)增殖共同作用的結(jié)果。