等溫處理對(duì)新型高強(qiáng)鋼力學(xué)性能和絕熱剪切行為的影響

王琳， 杜文文， 姚春發(fā)， 程興旺

(1.北京理工大學(xué) 材料學(xué)院，北京 100081；2.沖擊環(huán)境材料技術(shù)國(guó)家級(jí)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100081；3.鋼鐵研究總院，北京 100081)

等溫處理對(duì)新型高強(qiáng)鋼力學(xué)性能和絕熱剪切行為的影響

王琳1，2， 杜文文1，2， 姚春發(fā)3， 程興旺1，2

(1.北京理工大學(xué) 材料學(xué)院，北京 100081；2.沖擊環(huán)境材料技術(shù)國(guó)家級(jí)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100081；3.鋼鐵研究總院，北京 100081)

為了使新型高強(qiáng)鋼更好地在沖擊領(lǐng)域得到應(yīng)用，采用等溫鹽浴方法對(duì)新型高強(qiáng)度鋼進(jìn)行熱處理. 通過OM、SEM、TEM對(duì)材料的微觀組織進(jìn)行觀察，采用萬能試驗(yàn)機(jī)對(duì)材料進(jìn)行準(zhǔn)靜態(tài)拉伸力學(xué)性能測(cè)試，通過分離式霍普金森壓桿(SHPB)對(duì)材料進(jìn)行動(dòng)態(tài)性能測(cè)試并捕捉臨界應(yīng)變率下萌生發(fā)展的絕熱剪切帶形貌. 研究結(jié)果表明：隨著等溫溫度的升高，對(duì)應(yīng)材料的主要組織由馬氏體+下貝氏體，馬氏體+下貝氏體+上貝氏體變化為馬氏體+上貝氏體，材料的屈服強(qiáng)度和塑性逐漸降低. 330℃等溫處理的材料絕熱剪切帶萌生的臨界應(yīng)變率為3種等溫處理材料中最低，上貝氏體組織的出現(xiàn)使材料對(duì)絕熱剪切變形的敏感性降低.

貝氏體；等溫?zé)崽幚?；絕熱剪切帶；動(dòng)態(tài)力學(xué)性能

低合金高強(qiáng)度鋼具有較高的強(qiáng)度和良好的塑韌性，目前國(guó)內(nèi)外主要研究的低合金高強(qiáng)度鋼有30CrMnSiNi2A、35Si2Mn2MoVA、AISI4340、300M、AerMet100、G50、G99等[1]. 合金鋼在高應(yīng)變率沖擊條件下表現(xiàn)出的力學(xué)性能與準(zhǔn)靜態(tài)加載條件差異很大；Lee等[2]研究了AISI4340 鋼在高溫和高應(yīng)變速率下的塑性變形行為，研究發(fā)現(xiàn)鋼的流變應(yīng)力隨著應(yīng)變率的增大而增大，隨著溫度的升高而降低；武海軍等[3-4]對(duì)30CrMnSiNi2A進(jìn)行動(dòng)態(tài)性能研究，發(fā)現(xiàn)該材料表現(xiàn)出了一定的應(yīng)變率敏感性.

絕熱剪切帶是材料在高應(yīng)變率條件下發(fā)生破壞的主要形式[5-7]. Odeshi等[8]發(fā)現(xiàn)材料的微觀組織對(duì)絕熱剪切出現(xiàn)的臨界應(yīng)變有明顯影響. 徐永波等[9-10]選擇低碳鋼材料進(jìn)行動(dòng)態(tài)試驗(yàn)，研究表明淬火馬氏體鋼較珠光體鋼具有較高的剪切帶形成敏感性. 馬氏體/貝氏體復(fù)相鋼具有良好的強(qiáng)韌性結(jié)合[11]，但目前貝氏體對(duì)絕熱剪切帶形成影響的報(bào)道較少.

本文針對(duì)新型高強(qiáng)度鋼，采用等溫鹽浴熱處理方法，通過改變淬火溫度和鹽浴溫度，獲得了具有不同組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的材料. 采用霍普金森壓桿對(duì)材料進(jìn)行動(dòng)態(tài)加載，通過微觀組織的觀察和絕熱剪切帶的捕捉，研究貝氏體組織和含量的變化對(duì)材料力學(xué)性能和絕熱剪切行為的影響.

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

本文采用的材料為新型高強(qiáng)度鋼，含碳量約為4%，合金質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于5%，馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度330 ℃，淬火溫度設(shè)置為880和900 ℃，查閱相關(guān)資料[12]設(shè)定等溫鹽浴處理的溫度分別為330，350和380 ℃，具體熱處理工藝方案設(shè)計(jì)如表1所示.

表1 等溫?zé)崽幚砉に噮?shù)設(shè)定

本文對(duì)熱處理后的試樣進(jìn)行準(zhǔn)靜態(tài)拉伸力學(xué)性能測(cè)試，材料的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能采用分離式霍普金森壓桿(SHPB)進(jìn)行測(cè)試，試樣尺寸為φ4 mm×4 mm. 采用OM、SEM和TEM對(duì)材料的組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行微觀觀察. 貝氏體含量的定量金相測(cè)量方法使用Adobe Photoshop軟件，采用網(wǎng)格劃分的統(tǒng)計(jì)方法對(duì)15張SEM照片進(jìn)行處理得到.

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 準(zhǔn)靜態(tài)拉伸力學(xué)性能

圖1為熱處理后材料的準(zhǔn)靜態(tài)拉伸測(cè)試結(jié)果. 可以看出，隨著等溫溫度的升高，材料的屈服強(qiáng)度逐漸下降，斷后伸長(zhǎng)率無明顯變化，斷面收縮率逐漸降低. 說明在相同淬火溫度下，隨著等溫溫度的升高，材料的屈服強(qiáng)度和塑性都逐漸下降.

2.2 顯微組織觀察

圖2為不同熱處理制度處理后材料的OM和SEM微觀組織形貌. 綜合對(duì)比分析可以看出，在相同的等溫溫度處理時(shí)，淬火溫度為900 ℃對(duì)應(yīng)的試樣平均晶粒尺寸比880 ℃的試樣明顯變大. 這是由于在加熱速度與加熱時(shí)間一定的情況下，加熱溫度越高，實(shí)際形成奧氏體的晶粒越粗大，在冷卻條件相同的情況下，最終形成的晶粒也較大. 在相同淬火溫度處理下，隨著等溫溫度的升高，試樣的平均晶粒尺寸也逐漸增大. 分析認(rèn)為在相同的淬火溫度下，隨著等溫溫度的提高，奧氏體冷卻的速率有所降低，導(dǎo)致最終晶粒尺寸變大.

通過TEM的觀察分析可以發(fā)現(xiàn)，等溫溫度為330 ℃的C-1和C-2試樣微觀結(jié)構(gòu)主要由下貝氏體和馬氏體組成，同時(shí)含有一定量的殘余奧氏體和析出碳化物，其下貝氏體和板條馬氏體形貌如圖3(a)和3(b)所示. 圖3(c)為C-1內(nèi)的孿晶結(jié)構(gòu)，說明該試樣組織結(jié)構(gòu)中也存在片狀馬氏體[12]. 由于下貝氏體中碳化物顆粒較小且數(shù)量較多，使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)遇到更大的阻力，同時(shí)下貝氏體中存在更高的位錯(cuò)密度，使位錯(cuò)更容易纏結(jié)在一起，從而使得下貝氏體具有較高的強(qiáng)度和良好的韌性，在與板條馬氏體的共同作用下，使C-1和C-2具有優(yōu)異的強(qiáng)度和塑性.

等溫溫度為350 ℃的C-3和C-4試樣的微觀組織主要由上貝氏體和馬氏體及少量的下貝氏體組成，在光學(xué)顯微鏡下大部分上貝氏體呈羽毛狀分散在晶界周圍，少量分散在晶粒內(nèi)部. C-3中上貝氏體體積分?jǐn)?shù)約占11%，C-4中上貝氏體體積分?jǐn)?shù)較少，體積分?jǐn)?shù)約占4%. C-4的上貝氏體形貌和下貝氏體形貌如圖4所示. 等溫溫度為380 ℃的C-5和C-6試樣的微觀組織主要由上貝氏體、馬氏體和殘余奧氏體組成，上貝氏體大塊地分布在晶界周圍，在C-5中上貝氏體體積分?jǐn)?shù)約占24%，C-6中上貝氏體體積分?jǐn)?shù)約占19.5%，C-6中上貝氏體形貌及孿晶形貌如圖5所示.

由于上貝氏體中碳化物較為粗大，呈連續(xù)狀分布在鐵素體條之間，使得上貝氏體的強(qiáng)度和塑性都有所降低，導(dǎo)致C-3～C-6的強(qiáng)度和塑性比C-1和C-2明顯下降. 隨著等溫溫度的升高，上貝氏體體積分?jǐn)?shù)增加，材料晶粒尺寸變得粗大，同時(shí)沒有觀察到下貝氏體組織的存在，使得C-5和C-6的屈服強(qiáng)度與塑性比C-3和C-4有所降低.

2.3 動(dòng)態(tài)力學(xué)性能和絕熱剪切帶觀察

本文采用分離式霍普金森壓桿對(duì)不同熱處理制度下的高強(qiáng)度鋼進(jìn)行動(dòng)態(tài)壓縮力學(xué)性能測(cè)試. 圖6為900 ℃淬火時(shí)，3種試樣在4 000 s-1應(yīng)變率沖擊載荷作用下得到的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線. 可以看出330 ℃等溫處理的試樣，動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度最高，加載結(jié)束后應(yīng)變量最小. 380 ℃等溫處理的試樣，對(duì)應(yīng)動(dòng)態(tài)加載下的屈服強(qiáng)度最小，加載結(jié)束后的應(yīng)變量較大. 在高應(yīng)變率載荷沖擊下，材料的應(yīng)力-應(yīng)變曲線由應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)、應(yīng)變硬化效應(yīng)和熱軟化效應(yīng)共同決定. 與下貝氏體相比，上貝氏體中位錯(cuò)密度較低，導(dǎo)致其應(yīng)變硬化效應(yīng)變差[13]. 同時(shí)在相同應(yīng)變率載荷沖擊下，上貝氏體中位錯(cuò)出現(xiàn)和纏結(jié)的速度也降低，使材料的應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)減弱，最終導(dǎo)致350 ℃和380 ℃等溫處理的試樣動(dòng)態(tài)力學(xué)性能下降.

絕熱剪切帶是引起材料在高應(yīng)變率下破壞的主要因素，ASB出現(xiàn)的臨界應(yīng)變率大小可以反映材料對(duì)絕熱剪切變形的敏感程度. 表2為6種不同熱處理工藝的材料出現(xiàn)絕熱剪切帶的臨界應(yīng)變率和剪切帶特征描述.

表2 不同熱處理制度下絕熱剪切帶特征

Tab.2 Characteristics of ASBs in the steel treated with different heat treatment procedures

熱處理ASB出現(xiàn)臨界應(yīng)變率/s-1ASB形貌特征880℃淬火,330℃等溫(C-1)4600剪切帶在端部分叉900℃淬火,330℃等溫(C-2)4400剪切帶兩側(cè)有明顯形變區(qū)880℃淬火,350℃等溫(C-3)5200剪切帶的端部產(chǎn)生微小裂紋900℃淬火,350℃等溫(C-4)5300形變帶,端部有白亮帶880℃淬火,380℃等溫(C-5)5000形變帶,端部有白亮帶900℃淬火,380℃等溫(C-6)5000近乎平行的兩條剪切帶同時(shí)出現(xiàn),端端有形變帶

圖7為臨界應(yīng)變率下出現(xiàn)的絕熱剪切帶的形貌圖.

從表2和圖7可以看出，等溫溫度為350 ℃和380 ℃時(shí)(C-3～C-6)，材料出現(xiàn)絕熱剪切帶的臨界應(yīng)變率高于330 ℃(C-1和C-2 )處理材料. 分析認(rèn)為，下貝氏體中碳化物顆粒細(xì)小且彌散分布于鐵素體條內(nèi)，同時(shí)內(nèi)部有大量的位錯(cuò)，導(dǎo)致當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)時(shí)，位錯(cuò)塞積的數(shù)量及位錯(cuò)塞積崩塌所需的應(yīng)力都很大. 當(dāng)外界載荷的沖擊應(yīng)力超過臨界應(yīng)力時(shí)，位錯(cuò)塞積崩塌，在材料內(nèi)部的局部區(qū)域易產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中和高密度的自由位錯(cuò)，自由位錯(cuò)在剪應(yīng)力的作用下運(yùn)動(dòng)，最終形成局部區(qū)域的應(yīng)力應(yīng)變高度集中區(qū)，在達(dá)到一定的臨界條件下就會(huì)失穩(wěn)形成絕熱剪切帶[14]. 而上貝氏體中碳化物顆粒較為粗大且位錯(cuò)數(shù)量減少，應(yīng)力應(yīng)變高度集中區(qū)域不易形成，導(dǎo)致剪切帶需在更高的應(yīng)變率下形成.

在形成上貝氏體的試樣中，隨著等溫溫度的降低，上貝氏體中鐵素體條變薄，滲碳體更加細(xì)化，有效地阻止了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，使形成剪切帶的局域化塑性變形較難進(jìn)行，所以等溫溫度為350 ℃的試樣中ASB出現(xiàn)的臨界應(yīng)變率略高于380 ℃.

3 結(jié) 論

本文采用等溫鹽浴方法對(duì)新型高強(qiáng)鋼進(jìn)行熱處理，通過對(duì)材料微觀組織的觀察分析，獲得了貝氏體的種類和數(shù)量對(duì)材料準(zhǔn)靜態(tài)力學(xué)性能、動(dòng)態(tài)力學(xué)性能和絕熱剪切行為的影響，得出以下主要結(jié)論：

① 相同淬火溫度下，隨著等溫溫度的升高(330～380 ℃)，對(duì)應(yīng)材料的主要組織為馬氏體+下貝氏體，馬氏體+下貝氏體+上貝氏體和馬氏體+上貝氏體，材料的屈服強(qiáng)度和塑性逐漸下降；

② 相同應(yīng)變率(4 000 s-1)加載條件下，900 ℃淬火/330 ℃等溫處理材料的屈服強(qiáng)度高于900 ℃淬火/350 ℃等溫和900 ℃淬火/380 ℃等溫，下貝氏體提高了材料的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度；

③ 等溫溫度為350和380 ℃處理的材料萌生絕熱剪切帶的臨界應(yīng)變率大于330 ℃處理材料，上貝氏體的出現(xiàn)使材料對(duì)絕熱剪切變形的敏感性降低.

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(責(zé)任編輯：李兵)

Isothermal Heat Treatment on Mechanical Properties and Adiabatic Shear Behavior of a New High-Strength Steel

WANG Lin1，2, DU Wen-wen1，2, YAO Chun-fa3, CHENG Xing-wang1，2

(1.School of Materials Science & Engineering, Beijing Institute of Technology, Beijing 100081， China;2.National Key Laboratory of Science and Technology on Materials Under Shock and Impact,Beijing 100081，China; 3.Central Iron & Steel Research Institute, Beijing 100081， China)

To make a new high strength steel be better applied in impacting environment, an isothermal salt bath method was proposed for its heat treatment. The microstructure of the material was observed by OM,SEM and TEM. The quasi-static tensile properties were tested by a universal testing machine and the dynamic properties were tested by split Hopkinson pressure bar (SHPB). Meanwhile the nucleation of adiabatic shear bands (ASBs) under critical strain rates was obtained. Experimental results show that, with the increasing of isothermal temperature, the main microstructure is changed from martensite + lower bainite, martensite + lower bainite + upper bainite to martensite + upper bainite, and the yield stresses and toughnesses decline gradually. The critical strain rate for the nucleation of ASBs of the steel treated at 330 ℃ isothermal temperature is the lowest. The appearance of upper bainite makes the high strength steel less sensitive to the nucleation of adiabatic shear bandings.

bainite microstructure; isothermal heat treatment; adiabatic shear band; dynamic mechanical property

2015-07-19

王琳(1971—)，女，博士，副教授，E-mail：linwang@bit.edu.cn；杜文文(1991—)，女，碩士生，E-mail：bitwwd@163.com.

TG 142.1

A

1001-0645(2016)12-1315-06

10.15918/j.tbit1001-0645.2016.12.020