李滿江，趙志豪，董新龍，付應乾，俞鑫爐，周剛毅

（1.寧波大學機械工程與力學學院，浙江 寧波 315211；2.寧波大學沖擊與安全工程教育部重點實驗室，浙江 寧波 315211；3.寧波大學科學與技術學院，浙江 寧波 315211）

低碳鋼等金屬柱殼在爆炸載荷作用下的高應變率膨脹變形及碎裂過程研究一直受到學者們的廣泛關注，研究內容涉及柱殼在爆炸作用下的變形斷裂過程、模式及其影響因素、碎裂分析模型等[1-15]。在這些研究中，大量關注集中在爆炸前后材料的組織演化，如高應變率下材料的絕熱剪切演化[3,8-10]、不同熱處理下材料微觀組織改變等對斷裂模式和機理的影響研究[4-5,12,14]，而關于材料沖擊相變對柱殼膨脹斷裂影響的研究相對較少?，F(xiàn)有研究表明，純鐵、Ni、Pb、Zn、Sn 及鈦等合金在高壓、高溫下會發(fā)生動態(tài)相變，其中，又以純鐵在約13 GPa 時的α（BCC）→ε（HCP）相變最為大家了解。高壓下鐵的α→ε 動態(tài)相變現(xiàn)象最早是由Minshall[16]和Bancroft 等[17]在飛片撞擊實驗中得到的Hugoniot 曲線上發(fā)現(xiàn)的，該相變過程隨后通過靜高壓實驗結合同步X 射線衍射圖譜分析得到了證實[18]。由于這種相變在沖擊波卸載后存在逆相變，難以在回收樣品中直接觀察證實。因此，人們一直從不同角度對動態(tài)相變發(fā)生的過程、機制開展微觀研究[19-23]，希望能從逆向轉變的微觀結構特征中找到該相變發(fā)生的相關特征信息[19-20,23]。如Meyers 等[19]使用塑性炸藥在鋼板表面爆炸后，在顯微鏡下觀察到炸藥與鋼板的接觸表面上發(fā)生相變的區(qū)域，金相組織會呈黑色，而未發(fā)生相變的區(qū)域呈亮色，并且發(fā)現(xiàn)經(jīng)歷相變的區(qū)域微觀硬度顯著增加，為動態(tài)相變的判讀提供了重要參考。近年來，一些關于α（BCC）→ε（HCP）→α（BCC）相變微觀機制研究表明，相變過程中也會在最終的逆相變的α 相中留下諸如位錯、滑移及孿晶等微觀特征痕跡，這又為動態(tài)相變判讀提供了有益的途徑[20,23-24]。對純鐵沖擊相變過程的研究表明：α→ε 轉變?yōu)樗矔r位移相變，特征時間僅為5～50 ns[25-26]，α→ε 轉變激發(fā)的相變波以及組織演化會對材料動態(tài)性能、破壞過程產(chǎn)生影響[27-33]，如Ivanov 等[29]、Zurek 等[30]和Voltz 等[31-32]在層裂實驗中發(fā)現(xiàn)在高于相變壓力和低于相變壓力的沖擊載荷下分別出現(xiàn)光滑層裂和粗糙層裂現(xiàn)象，Rességuier 等[33]在激光沖擊加載鐵樣品層裂實驗中也發(fā)現(xiàn)相變的樣品層裂面較為光滑。柱殼在膨脹斷裂過程中也經(jīng)歷了高壓高溫狀態(tài)，其部分區(qū)域可能會發(fā)生沖擊相變，進而對柱殼斷裂過程產(chǎn)生影響。

柱殼外爆碎裂是一個材料和結構經(jīng)歷高應變率塑性大變形的復雜過程。在沖擊波作用下金屬柱殼壁厚方向上不同位置會經(jīng)歷不同的熱力學狀態(tài)，柱殼內部是否會發(fā)生相變還不清楚，有待進一步研究。本文中，擬通過實驗手段對20 鋼柱殼在低爆炸載荷作用下柱殼的變形和相變開展研究：通過物理實驗研究膨脹柱殼的微觀演化特征，如使用光學顯微鏡觀察柱殼截面爆炸前后金相組織形貌，維氏硬度計表征沿試樣厚度方向微觀組織的顯微硬度變化，電子背散射衍射（electron back scattered diffraction，EBSD）技術觀測爆炸碎片截面不同位置的微觀組織晶粒尺寸特征、物相以及晶粒內部的孿生情況，同時采用有限元方法研究柱殼膨脹過程中柱殼內部壓力波的演化、塑性應變的發(fā)展以及不同位置熱力學狀態(tài)。從多角度探討柱殼爆炸膨脹過程不同階段材料的正向和反向相變特征、微觀組織演化、塑性變形及裂紋演化特征，以期為柱殼變形及破壞的精密力學模擬分析提供借鑒。

1 實驗設計

1.1 試樣及裝藥

研究所用材料為20 鋼，其中各元素質量分數(shù)為：Fe，98.70%；C，0.2%；Si，0.17%；Mn，0.35%；Ni，0.30%；Cr，0.25%。對材料退火處理，原始組織為α 鐵素體和P 珠光體組織，如圖1(a)所示。EBSD 分析顯示：組織晶粒取向較為均勻，如圖1(b)所示。晶粒尺寸分布在20～38 μm 范圍，平均尺寸約為23 μm，如圖2 所示，初始狀態(tài)下未見孿晶。

圖1 20 鋼材料原始組織Fig.1 Original organization for 20 steel

圖2 20 鋼原始組織不同晶粒尺寸的晶粒數(shù)量占比分布Fig.2 Grain number proportion on grain size of original structure of 20 steel

為分析膨脹變形過程中柱殼在沖擊波作用下的微觀組織結構演化，設計具有較大壁厚尺寸的柱殼試樣，其內徑為20 mm、壁厚為10 mm、高80 mm。為方便碎片回收，有利于對碎片截面微觀分析，選擇填塞較低爆壓特性的炸藥。采用滑移爆轟加載方式，從“雷管+副炸藥”一端起爆，加載原理如圖3 所示。炸藥采用PETN 太安粉末，均勻壓實為20 mm×80 mm 的藥柱，藥柱外表面緊貼柱殼內壁裝配而成，炸藥密度約為1.16 g/cm3，采用探針法測試得到的爆速D≈6200 m/s。忽略不同炸藥的化學性質及爆炸產(chǎn)物的影響，采用C-J 理論簡化公式[34]進行估算，得到炸藥的爆炸壓力近似為12 GPa。

圖3 金屬柱殼爆炸膨脹實驗原理及裝置Fig.3 Principle and setup of metal cylinder driven by explosive expanding

1.2 實驗過程

實驗中，將裝填完成的柱殼置于容器中心，柱殼周圍填塞橡膠、泡沫等多層軟材料，對爆炸斷裂的碎片進行軟回收。實驗后，對回收碎片截面進行微細觀分析，探討柱殼的破壞演化及微觀組織變形、發(fā)展特征：采用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液對回收樣品進行腐蝕后，用VHX-1000 光學顯微鏡進行金相組織觀察；EBSD 樣品采用電解拋光制備，電解液采用高氯酸與冰醋酸體積比為1∶19 的溶液，電壓為55 V，采用SU5000 熱場發(fā)射掃描電鏡進行分析，加速電壓為70 kV；試樣顯微硬度在HVS1000A-XYT 維氏硬度計上完成，加載載荷為5 N。

2 柱殼試樣加載及變形分析

柱殼爆炸膨脹過程加載沖擊波在內、外壁之間來回傳播，柱殼壁厚經(jīng)歷不同的壓力及變形歷史，狀態(tài)較為復雜。采用有限元方法對實驗柱殼爆炸過程中柱殼截面的壓力、塑性變形及絕熱溫升進行模擬分析。

2.1 有限元模型

采用ABAQUS/Explicit 有限元對20 鋼柱殼內部填塞裝藥情況下的爆炸膨脹過程進行數(shù)值模擬。由于一端起爆的金屬柱殼外爆膨脹斷裂的軸向速度比徑向方向低一個量級，因此將柱殼簡化為平面應變模型，采用自由四邊形有限元網(wǎng)格單元，起爆方式為平面起爆。

20 鋼采用Grüneison 狀態(tài)方程及考慮塑性應變強化、應變率強化及熱軟化效應的Johnson-Cook 本構方程。Johnson-Cook 本構方程表示為：

塑性功引起的20 鋼的絕熱溫升為：

式中：cp為材料定壓比熱容，ρ 為材料密度，為Taylor-Quinney 系數(shù)，值取0.9。計算模型不考慮材料的損傷破壞，本構參數(shù)見表1。

表1 20 鋼柱殼本構參數(shù)[35]Table1 Constitutive parameters of 20 steel cylindrical shells[35]

PETN 太安粉末炸藥爆炸模擬采用JWL 固體高壓狀態(tài)方程描述：

表2 炸藥本構方程相關參數(shù)[36]Table2 Related parameters of dynamite JWL constitutive equation[36]

2.2 有限元結果分析

圖4 為不同時刻爆轟產(chǎn)物壓力和柱殼中壓力沿徑向距離R 的分布，由圖4 可以看出，平面起爆后，爆轟波壓力達到約13 GPa。隨后爆轟波向中心匯聚并形成發(fā)散沖擊波，其壓力峰值迅速衰減。爆轟波與柱殼金屬接觸面壓力幅值等于14.1 GPa。沖擊波沿柱殼厚度方向傳播，開始時衰減較慢，當傳播至柱殼外表面時，由于自由表面反射稀疏波的作用，衰減加快。當稀疏波向柱殼內部傳播時，柱殼的壓力迅速下降，并在柱殼中部形成靜水壓力狀態(tài)。圖5 為柱殼厚度不同位置徑向壓力大小隨時間變化特征，取壓應力為正，為20 鋼的層裂強度?？梢姡褐鶜缺砻媸冀K處于壓縮應力狀態(tài)，沖擊波在自由表面反射后，外表面處于拉伸應力狀態(tài)，而試樣壁厚中部隨著爆轟波的來回反射處于拉-壓波動狀態(tài)。最大拉伸拉應力狀態(tài)出現(xiàn)在距外表面約4 mm 處。

圖4 不同時刻爆轟產(chǎn)物壓力和殼體中壓力的分布Fig.4 Pressure distribution of detonation products and shell at different times

圖5 柱殼厚度方向不同位置徑向壓力歷程Fig.5 Radial pressure-time curves of different positions in the thickness direction of the cylinder shell

圖6 給出了在爆炸沖擊波作用下不同時刻沿柱殼徑向的等效塑性應變演化特征，可見：對于厚壁圓筒，在靠近內壁區(qū)域的等效塑性應變最大，沿壁厚等效塑性應變逐漸減小，且隨著時間發(fā)展，近內壁區(qū)域的發(fā)展最快。說明柱殼在爆炸加載下，近內表面區(qū)域變形較大，沿厚度方向不是均勻膨脹過程。

圖6 不同時刻柱殼壁厚等效塑性應變分布Fig.6 Equivalent plastic strain distribution of cylindrical shell wall thickness at different times

對于純鐵及低碳鋼在高壓、高溫下的相變已有較多的實驗、理論及分子動力學模擬研究，不同實驗加載條件下，不同研究給出的相變的溫度、壓力界面存在差異[21-22]。根據(jù)靜高壓[37-40]和動高壓[41-43]下的實驗數(shù)據(jù)，當壓力大于約10 GPa時，在不同預熱溫度下，純鐵將發(fā)生α 相到γ 相或ε 相的轉變。圖7 給出了動態(tài)加載條件下α-Fe 的高壓同素異構轉變參考相圖[44-49]，其中，Giles 等[48]分析給出的相圖（圖7 中黑實線）與許多學者的實驗數(shù)據(jù)符合較好。圖7 中還同時給出了有限元模擬得到的沿柱殼壁厚不同位置所經(jīng)歷的最大壓力及相應時刻的溫度狀態(tài)，可見，峰值加載壓力在20 鋼柱殼試樣中沿徑向衰減，不同位置經(jīng)歷了不同的壓力、溫度歷史。因此，沖擊波誘發(fā)的相變可能僅影響內表面下方有限的深度。如根據(jù)Giles 等[48]得到的相圖（圖7 中黑實線）分析，20 鋼柱殼加載表面附近的有限深度（0～3 mm）已經(jīng)達到α→ε 的相轉變條件，將可能發(fā)生沖擊誘導的相變，而外壁自由表面附近的區(qū)域未達到相變所需的壓力-溫度熱力學狀態(tài)。在下節(jié)實驗分析中，將通過對回收碎片截面進行微細觀分析，探討沿柱殼厚度方向不同位置材料的微觀組織變化狀態(tài)。

圖7 徑向不同位置經(jīng)歷的最大壓力和溫度Fig.7 Maximum pressure-temperature experienced at different radial positions

需要說明的是：圖7 給出的是針對工業(yè)純鐵分析得到的高壓相圖，實驗采用的20 鋼為碳質量分數(shù)0.2%的鐵-碳合金，與純鐵存在區(qū)別。Lorre 等[50]研究了鐵的二元合金中的α→ε 的相變，探討了C、Si、Co、Ni、Mo、V 等溶質元素含量對α→ε 相變壓力的影響。其中，C 含量影響實驗結果顯示：在退火熱處理條件下，當碳質量分數(shù)低于0.5%時，C 含量對α→ε 的相變壓力影響不大。

3 實驗結果

3.1 柱殼斷裂的宏、細觀特征

回收典型破片的截面金相如圖8 所示，可以看出：在低爆炸藥作用下，柱殼呈拉伸剪切混合斷裂模式；試樣厚度中部靠近外表的區(qū)域存在寬度約為3.2 mm 的環(huán)向損傷弱化區(qū)；局部微孔洞和微裂紋已相互連接，形成表面粗糙的w 波狀裂紋，沿徑向“之”字形向外表面發(fā)展。柱殼壁厚中部這種“波狀損傷弱化區(qū)”的形成與柱殼中反射稀疏波作用有關。在加載初始階段，作用在柱殼內壁的沖擊波壓力峰值較反射稀疏波壓力大，因此近內壁處始終處于壓應力狀態(tài)，由于爆炸沖擊波在柱殼壁厚間來回傳播，因而試樣壁厚中部處于拉壓應力變換狀態(tài)，如圖5 所示，當徑向拉應力達到材料的層裂強度，就會在試樣厚度中部出現(xiàn)集中的塑性損傷、開裂區(qū)?；?0 鋼的層裂強度（約為2.41 GPa[51]）進行分析，柱殼試樣近內表面及外表面處的拉伸應力小于材料的層裂強度，而壁厚中部拉伸應力將大于材料的層裂強度，因而在中部發(fā)生層裂損傷破壞，與實驗觀察到的沿環(huán)向分布的微孔洞和微裂紋“損傷弱化區(qū)”基本一致，如圖5 和8所示。

圖8 碎片橫截面破壞金相特征Fig.8 Metallographic structure of a fragment cross-section

進一步對截面金相組織進行觀察，圖9 為沿碎片橫截面不同位置典型的金相組織形貌。爆炸加載后，沿厚度方向的組織與原始組織相比，總體上形狀尺寸雖有變化，卻不明顯。但在距離柱殼內表面0～3.0 mm 處，晶粒被沿環(huán)向拉長、壓扁的特征較中部及外表面處明顯，并且晶粒內包含許多滑移線痕跡，這些滑移線相互平行且從晶粒的一邊傳播到另一邊，如圖9(a)所示，部分晶粒兩族滑移線平行交叉，接近最大剪切方向。隨著與柱殼內表面距離的增加，滑移線逐漸減少。在厚度中部的損傷弱化區(qū)（3.0～6.2 mm），晶粒變形減小，組織與原始金相組織相比差別不大，孔洞和微裂紋沿晶界分布，如圖9(b)所示。在近外表面（6.2～8.5 mm），組織變化與原始金相相比不明顯，但鐵素體晶粒內分布的孿晶數(shù)量增加，這些孿晶有著相同的方向，穿過晶粒，如圖9(c)所示。

圖9 沿碎片截面不同深度典型金相組織形貌Fig.9 Typical metallographic morphology at different depths along wall thickness

圖10 為沿試樣厚度微觀組織的顯微硬度（采用維氏硬度表征，記為HV）變化的特征，可見：距內表面0～3.2 mm 處HV最大，達到250；隨后HV逐漸降低，至加載面近6 mm 處HV≈200，并在之后基本保持不變。由此可知：硬度變化規(guī)律與沿厚度方向觀察到的微觀組織變化相關，晶粒內出現(xiàn)平行滑移線的內表面金相組織顯微硬度明顯較高；損傷弱化區(qū)（3.2～5.5 mm）硬度出現(xiàn)下降趨勢，至5.5 mm 外，金相組織HV≈200，并保持不變。值得注意的是：硬度明顯增大的加載表面下方0～3.0 mm 區(qū)域及觀察到平行滑移線的組織區(qū)域（圖9(a)），與數(shù)值模擬壓力、溫度狀態(tài)滿足α 鐵相變條件的區(qū)域（圖7）近似對應，而顯微硬度下降區(qū)近似對應于中部弱化損傷區(qū)（圖9(b)），可見顯微硬度變化與材料在沖擊波作用下材料的組織變化、晶粒變形相關。

圖10 沿柱殼壁厚方向不同位置處的維氏硬度Fig.10 Vickers hardness at different locations along the wallthickness of the cylindrical shell

3.2 電子背散射衍射（EBSD）分析

采用EBSD 對截面組織進行分析，結果如圖11 所示。盡管在光學顯微鏡下，柱殼近內表面的晶粒與原始材料相比發(fā)生變形，除晶粒內可見平行滑移線外，其組織特征仍然相似。但EBSD 顯示該處組織出現(xiàn)明顯碎片化特征（圖11(a)），而其他區(qū)域晶粒與原始組織相比較變化不大（圖11(b)和圖11(c)）。EBSD 晶粒分布分析顯示：內表面處平均晶粒尺寸為10 μm，存在大量2 μm 以下的細小晶粒。而損傷弱化區(qū)及外表面處的平均晶粒尺寸分別為20 和22 μm，與原始晶粒（23 μm）相近，如圖12 所示。損傷弱化區(qū)及外表面組織與原始組織相同，顯微硬度較原始組織提高是由晶粒變形的應變硬化所致。

圖11 沿試樣厚度不同位置的EBSD 微觀結構Fig.11 Inverse pole figures of EBSD at the various location along wall thickness

圖12 沿厚度不同位置處晶粒數(shù)量隨尺寸的變化Fig.12 Grain number distribution by grain size at the different locations along wall thickness

EBSD 可以根據(jù)晶面間的夾角來鑒定物相，對于近內表面碎化組織，試樣橫截面主要為體心立方的鐵素體相，如圖13 所示。所不同的是：在近內表面處（約3 mm）具有平行滑移線的碎化組織區(qū)域中還存在密排六方晶格（HCP）的ε 相結構，體積分數(shù)約占7.15%，如圖13(a)所示，而試樣原始組織及爆炸后試樣壁厚中部（3.0～6.2 mm）及近外表面（6.2～9.0 mm）區(qū)域均未見ε 相結構殘留，如圖13(b)和(c)所示。這可能與爆炸沖擊波作用下，近內表面發(fā)生α→ε 相變，在沖擊脈沖經(jīng)過后ε 相又全部轉變?yōu)棣?相有關，但有相當多的相變“碎片”殘留在其中。Meyers 等[19]采用塑性炸藥在鋼塊表面爆炸加載，也發(fā)現(xiàn)壓力超過13 GPa 的區(qū)域在光學顯微鏡下金相組織呈黑色，而其他區(qū)較亮。認為由于該區(qū)域發(fā)生高壓相變，相變區(qū)呈黑色是由于存在大量的相變“碎片”。

圖13 爆炸后沿柱殼壁厚不同位置的EBSD 物相BCC 相和HCP 相分析結果Fig.13 Analysis of BCC and HCP phase by EBSD at different locations along the wall-thickness after explosion test

4 分析討論

20 鋼柱殼在PETN 太安粉末炸藥爆炸加載下發(fā)生拉剪混合斷裂。碎片截面微觀分析表明：在近內表面處鐵素體晶粒內可見兩族平行的滑移線，晶粒碎化并存在ε 相殘留，碎化晶粒沿滑移線方向拉長分布，組織的顯微硬度明顯增大（圖10），而壁厚中部及外部組織除晶粒變形外，與原始組織相同。另外，還應注意的是，在柱殼不同位置分布著不同數(shù)量、不同特征的變形孿晶。

Dobromyslov 等[52]在對工業(yè)純鐵球體開展匯聚爆炸加載時，也在試樣與炸藥接觸表層區(qū)域的晶粒內部觀察到沿特定方向分布的密集平行的滑移線網(wǎng)絡（在某些情況下存在兩族滑移線平行交叉），并通過透射電子顯微鏡（transmission electron microscope, TEM）分析發(fā)現(xiàn)：該滑移線間其實為帶狀碎片結構，由強烈延伸的亞晶?；蚴怯勺冃螌е碌木哂羞吔绶指舻膩喚ЯＨ航M成，這種邊界包含了大量的位錯，為小傾角傾斜界面，分析認為這種組織特征與純鐵α→ε 相變及隨后的ε→α 動態(tài)相變過程的形核、長大機制相關。Shao 等[21]通過分子動力學模擬了單晶鐵在沿[001]方向恒溫壓縮下的BCC→HCP 相變過程，結果表明，在臨界壓縮應力以上，ε 相在α 相晶粒中均勻成核，沿柱狀長大晶粒，沿{110}晶面形成層狀結構。Gunkelmann 等[22]采用多種原子模型勢研究了多晶鐵的均勻單軸壓縮下晶界旋轉和位錯活動，并通過“后處理”的方法表征了高壓下原子結構的變化，發(fā)現(xiàn)相變產(chǎn)生了ε-Fe，其中包含大量的堆垛層錯面，這些層錯面從原始α 晶界一端起始，發(fā)展至另一端貫穿整個鐵素體晶粒，呈平行線分布，這與實驗觀察到的滑移線相似。因此，20 鋼柱殼近加載表面晶粒內的滑移線與發(fā)生α→ε 相變形成機制相關，兩族平行交叉的滑移線分布是由于沖擊波作用下ε 相形核長大取向形成。

此外，在動態(tài)加載實驗中，雖然激光干涉測速技術等壓力剖面表征結果能間接反映了純鐵中發(fā)生了α→ε→α 相變，但在微觀結構特征中較難找到該相變發(fā)生的直接證據(jù)，人們一直從不同角度對動態(tài)相變發(fā)生的過程、機制開展微觀研究，探討從逆向轉變的微觀結構中尋找到該相變發(fā)生的相關特征信息[19-20,23-24]。Dougherty 等[24]在沖擊壓縮的α-Fe 回收樣品中，在經(jīng)歷了α→ε 相變的強沖擊加載面發(fā)現(xiàn)了通常在α 鐵中很少出現(xiàn)的{332}孿晶，認為{332}孿晶是發(fā)生α→ε→α 相變后的特征產(chǎn)物，這也是迄今作為發(fā)生這類相變的重要微觀結構證據(jù)之一。為此，采用EBSD 技術對20 鋼柱殼爆炸碎片截面晶粒內部的孿生情況進行分析，如圖14 所示，其中，紅線表示{112}＜111＞孿晶界，綠線為{332}＜113＞孿晶。可見：在截面厚度中部（3.0～6.2 mm）及近外表面（6.2～9.0 mm）區(qū)域取樣分析的孿晶，只存在貫穿整個鐵素體晶粒{112}＜111＞孿晶，如圖14(b) 和(c) 所示；而近加載表面區(qū)域（約3 mm）取樣分析的孿晶存在{112}＜111＞和{332}＜113＞兩種孿晶，如圖14(a)所示，并且{332}孿晶主要分布在{112}＜111＞孿晶之間，這間接說明20 鋼柱殼近加載表面發(fā)生了α→ε→α 相變。

圖14 沿壁厚不同區(qū)域孿晶EBSD 衍射帶Fig.14 EBSD diffraction bands of the twins at different locations along the wall thickness

5 結 論

對20 鋼金屬柱殼在爆炸載荷作用下的微觀組織演化開展了實驗研究，通過對爆炸回收碎片截面的微觀分析，探討了沖擊波作用下材料的組織演化、相變特征，得出以下主要結論。

(1) 在低爆炸藥作用下，柱殼呈拉伸剪切混合斷裂模式，試樣厚度中部靠近外表的區(qū)域存在寬度約為3.2 mm 的環(huán)向損傷弱化區(qū)，局部微孔洞和微裂紋已相互連接，形成表面粗糙的“w”波狀裂紋分布，沿徑向“之”字形向外表面發(fā)展。

(2) 在低爆炸藥載荷作用下，20 鋼柱殼近加載表面滿足α→ε 相變熱力學條件的有限深度區(qū)域發(fā)生了動態(tài)α→ε→α 相變，微觀金相顯示該區(qū)域α 晶粒內可見明顯的平行滑移線分布特征；EBSD 揭示平行滑移線區(qū)域組織較碎化，存在{112}＜111＞和{332}＜113＞兩種孿晶。

(3) 相變激發(fā)的相變會導致材料性能改變，將可能改變柱殼內應力、應變狀態(tài)，影響變形斷裂破壞過程，對于這類柱殼變形及破壞的精密物理模擬，有必要進一步研究相變造成的影響。