GCr15SiMo鋼的動(dòng)態(tài)及高溫力學(xué)行為

閆永明，尉文超，孫 挺，何肖飛，李曉源

(鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院，北京100081)

GCr15SiMo鋼是一種常用的高淬透性高碳鋼，因其具有良好的性能且成本較低，被廣泛用于替代GCr15SiMn鋼制作壁厚大于35 mm，尤其是壁厚大于50 mm的特大型軸承套圈和滾動(dòng)體等機(jī)械零部件[1-3]。隨著科學(xué)技術(shù)的發(fā)展，一些特殊用途的零部件向著高負(fù)荷、高溫、低溫、特大型、特小精密型發(fā)展，如：特種裝備用軸承轉(zhuǎn)速可達(dá)到4×106r/min，承受的局部接觸應(yīng)力達(dá)到4000 MPa，工作溫度達(dá)到500 ℃以上[4]；特種殼體用高碳鋼服役時(shí)承受應(yīng)力達(dá)到1000 MPa以上，且對(duì)質(zhì)量穩(wěn)定性和服役安全性要求極高[5]。因此，GCr15SiMo鋼的應(yīng)用環(huán)境越來(lái)越復(fù)雜，開展GCr15SiMo鋼在高應(yīng)變速率、高溫條件下的力學(xué)行為研究，對(duì)其服役安全性至關(guān)重要。目前，我國(guó)針對(duì)GCr15SiMo鋼的研究主要集中于熱處理工藝對(duì)組織性能的影響規(guī)律，如：閆光成等[6]研究了GCr15SiMo鋼等溫淬火的組織和性能，發(fā)現(xiàn)GCr15SiMo鋼也適用于貝氏體等溫淬火處理，且全貝氏體組織GCr15SiMo鋼的沖擊韌性、額定壽命L10與中值壽命L50均優(yōu)于馬氏體/貝氏體復(fù)合組織；李合星等[7]研究了熱處理工藝參數(shù)對(duì)GCr15SiMo鋼力學(xué)性能的影響規(guī)律，利用正交實(shí)驗(yàn)法獲得了GCr15SiMo鋼最佳的熱處理工藝為860 ℃/30 min+200 ℃/3 h。目前，針對(duì)GCr15SiMo鋼在高應(yīng)變速率條件下動(dòng)態(tài)力學(xué)行為及高溫性能的系統(tǒng)研究則鮮見報(bào)道。

本工作以GCr15SiMo鋼為研究對(duì)象，系統(tǒng)研究了熱處理工藝對(duì)GCr15SiMo鋼的微觀組織尤其是先共析碳化物的溶解析出規(guī)律，并結(jié)合拉伸試驗(yàn)機(jī)、分離式霍普金森桿裝置和GNT100-2型高溫拉伸試驗(yàn)機(jī)，分析了組織結(jié)構(gòu)對(duì)GCr15SiMo鋼在高應(yīng)變速率及高溫條件下力學(xué)行為的影響，為其在特定條件下的應(yīng)用提供了理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用鋼取自直徑120 mm的軋制圓鋼，其化學(xué)成分如表1所示。熱處理工藝選擇800,840,880,920 ℃ 4個(gè)淬火溫度，保溫30 min后油冷，不同淬火溫度的試樣在600 ℃高溫回火，保溫2 h后空冷。

表1 GCr15SiMo鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of GCr15SiMo steel(mass fraction/%)

利用HITACHI S-4300型冷場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡分析了不同淬火溫度對(duì)GCr15SiMo鋼微觀組織的影響。同時(shí)利用萃取相分析法對(duì)滲碳體的析出進(jìn)行了定量分析。析出相采用10 g/L氯化鋰溶液+10%(體積分?jǐn)?shù))乙酰丙酮甲醇(i=0.03～0.05 A/cm2,T=-5～0 ℃,t=0.5～1 h)進(jìn)行電解萃取。之后通過(guò)電感耦合等離子體質(zhì)譜法(ICP-AES)測(cè)量殘留物的含量并采用XRD進(jìn)行常規(guī)的結(jié)構(gòu)分析。

將經(jīng)過(guò)熱處理的實(shí)驗(yàn)鋼按照GB/T 228.1—2010加工成靜態(tài)拉伸試樣后通過(guò)WDW-300E拉伸試驗(yàn)機(jī)測(cè)試力學(xué)性能，并制成3 mm×3 mm的圓柱試樣后利用ALT1000型霍普金森裝置進(jìn)行動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)。4個(gè)淬火溫度條件下動(dòng)態(tài)壓縮試樣各做3組，每組各做3次重復(fù)實(shí)驗(yàn)。通過(guò)調(diào)整子彈的氣壓來(lái)控制應(yīng)變速率，子彈氣壓分別設(shè)置為0.3,0.5,0.7 MPa，測(cè)量4個(gè)淬火溫度條件下GCr15SiMo鋼的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能。同時(shí)，選擇微觀組織存在明顯差異的800,920 ℃兩個(gè)淬火溫度條件下的實(shí)驗(yàn)鋼，按照GB/T 228.2—2015標(biāo)準(zhǔn)在GNT100萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)下，研究了25 ℃(室溫),100,200,300,400,500 ℃不同變形溫度對(duì)GCr15SiMo鋼力學(xué)性能的影響規(guī)律。

2 結(jié)果與分析

2.1 微觀組織

圖1為不同淬火溫度條件下GCr15SiMo鋼SEM組織。如圖1所示，隨著淬火溫度由800 ℃升高至920 ℃，GCr15SiMo鋼的組織形態(tài)發(fā)生明顯變化。淬火溫度為800 ℃時(shí)，GCr15SiMo鋼組織中馬氏體基體上存在較多的未溶第二相碳化物顆粒，碳化物顆粒平均直徑約為1～3 μm。淬火溫度為800～880 ℃時(shí)，處于亞溫淬火區(qū)，GCr15SiMo鋼加熱過(guò)程中，馬氏體基體上的未溶碳化物顆粒隨淬火溫度的升高而逐漸減少，基體中固溶碳含量增加，此時(shí)組織構(gòu)成主要為高碳馬氏體、少量殘余奧氏體和未溶的大顆粒碳化物；當(dāng)淬火溫度升高到920 ℃時(shí)，GCr15SiMo鋼馬氏體基體上未溶第二相碳化物顆粒全部溶入基體，GCr15SiMo鋼的組織由高碳馬氏體和少量的殘余奧氏體組成，如圖1(d)所示。

圖1 不同淬火溫度時(shí)GCr15SiMo鋼SEM組織(a)800 ℃;(b)840 ℃;(c)880 ℃;(d)920 ℃Fig.1 SEM microstructure of GCr15SiMo steel at different quenching temperatures(a)800 ℃;(b)840 ℃;(c)880 ℃;(d)920 ℃

采用X射線衍射分析儀對(duì)不同淬火溫度試樣進(jìn)行定量分析，如表2所示。分析結(jié)果與圖1所示的微觀組織結(jié)果一致。由表2可見，隨著淬火溫度的升高，析出相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸減小。淬火溫度為 800 ℃時(shí)，第二相碳化物顆粒的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.319%；淬火溫度上升至880 ℃時(shí)，第二相碳化物顆粒的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.145%，降低50.63%；至淬火溫度為920 ℃時(shí)，馬氏體基體上無(wú)第二相碳化物顆粒存在。對(duì)不同淬火溫度GCr15SiMo鋼試樣的第二相碳化物顆粒進(jìn)行XRD定性分析，如圖2所示。由表2與圖2可知，第二相碳化物顆粒均為正交晶系M3C型碳化物，且碳化物顆粒的點(diǎn)陣常數(shù)相似。

表2 不同淬火溫度時(shí)析出相的定量分析Table 2 Quantitative analysis of precipitated phases at different quenching temperatures

圖2 不同淬火溫度下實(shí)驗(yàn)鋼析出相XRD分析 (a)800 ℃;(b)840 ℃;(c)880 ℃Fig.2 XRD analysis of precipitated phase in experimental steel at different quenching temperatures(a)800 ℃;(b)840 ℃;(c)880 ℃

2.2 動(dòng)態(tài)力學(xué)性能

不同淬火溫度的GCr15SiMo鋼試樣分別在0.3,0.5,0.7 MPa子彈氣壓下進(jìn)行動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)，對(duì)應(yīng)的應(yīng)變速率分別為4012～4049,6612～6671,8152～8192 s-1。圖3所示為GCr15SiMo鋼在4個(gè)淬火溫度條件下的動(dòng)態(tài)壓縮力學(xué)性能曲線。不同淬火溫度條件下，GCr15SiMo鋼的動(dòng)態(tài)壓縮失效應(yīng)變均隨應(yīng)變速率的增加而增大。同時(shí)，由表1和表2可知，不同淬火溫度下，GCr15SiMo鋼基體中固溶的碳含量為0.87%～1.03%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)。通常情況下，材料基體中固溶碳含量超過(guò)0.77%時(shí)，其強(qiáng)度無(wú)法進(jìn)一步提高，因此在不同淬火溫度條件下，GCr15SiMo鋼的峰值應(yīng)力基本一致，在1752～1770 MPa之間，但隨著淬火溫度的升高，達(dá)到峰值應(yīng)力對(duì)應(yīng)的真應(yīng)變逐漸增加，分別為0.120,0.131,0.168,0.180；同時(shí)，由圖3可以發(fā)現(xiàn)：800,840,880 ℃和920 ℃4個(gè)淬火溫度下，在真應(yīng)變分別為0.2和0.8時(shí)，隨著淬火溫度的升高，流變應(yīng)力分別下降13.45%(1754 MPa降至1518 MPa),21.44%(1749 MPa降至1374 MPa),27.49%(1750 MPa降至1269 MPa),31.79%(1746 MPa降至1191 MPa)，即隨著淬火溫度的提高，流變應(yīng)力迅速下降。

圖3 淬火溫度對(duì)GCr15SiMo鋼動(dòng)態(tài)力學(xué)性能的影響(a)800 ℃;(b)840 ℃;(c)880 ℃;(d)920 ℃Fig.3 Effect of quenching temperature on dynamic mechanical properties of GCr15SiMo steel(a)800 ℃;(b)840 ℃;(c)880 ℃;(d)920 ℃

組織結(jié)構(gòu)的變化是GCr15SiMo鋼動(dòng)態(tài)壓縮流變應(yīng)力迅速下降的原因之一。隨著淬火溫度的升高，GCr15SiMo鋼馬氏體基體上M3C碳化物顆粒逐漸消失，溶入馬氏體基體。M3C滲碳體在鋼中屬于硬質(zhì)相，顯微硬度約為980HBW，且與馬氏體基體為半共格界面關(guān)系[8]。動(dòng)態(tài)壓縮變形過(guò)程中，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)主要以O(shè)rowan機(jī)制繞過(guò)碳化物顆粒，當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)遇到高硬度的碳化物時(shí)在其周圍形成位錯(cuò)環(huán)，繼續(xù)變形時(shí)必須增加應(yīng)力克服位錯(cuò)環(huán)的反向應(yīng)力，表現(xiàn)為流變應(yīng)力增加即一定的應(yīng)變強(qiáng)化效應(yīng)[9-10]。GCr15SiMo鋼馬氏體基體上M3C碳化物顆粒尺寸較大，形變過(guò)程中位錯(cuò)強(qiáng)化作用有限，即表現(xiàn)為淬火溫度800 ℃時(shí)流變應(yīng)力下降緩慢，隨著碳化物回溶，流變應(yīng)力迅速下降。同時(shí)，在高應(yīng)變速率條件下，可能存在絕熱剪切現(xiàn)象改變動(dòng)態(tài)壓縮變形機(jī)制，也可能是影響GCr15SiMo鋼流變應(yīng)力迅速下降的原因之一。

不同淬火溫度的GCr15SiMo鋼試樣分別在0.3,0.5,0.7 MPa子彈氣壓下進(jìn)行動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)后的宏觀形貌，如圖4所示。子彈氣壓為0.3,0.5 MPa時(shí)，GCr15SiMo鋼宏觀變形基本一致，為均勻的鐓粗變形；當(dāng)子彈氣壓上升到0.7 MPa時(shí)，不同淬火溫度時(shí)，GCr15SiMo鋼宏觀變形出現(xiàn)顯著變化：當(dāng)淬火溫度為800,840 ℃時(shí)GCr15SiMo鋼的變形程度一致，沖擊后試樣呈圓片狀，薄厚均勻；當(dāng)淬火溫度上升至880 ℃時(shí)，GCr15SiMo鋼受沖擊后，試樣宏觀變形為橢圓狀，且出現(xiàn)沿45°方向的剪切破壞(見圖5)，隨著淬火溫度進(jìn)一步升高至920 ℃，宏觀變形形態(tài)與淬火溫度880 ℃時(shí)類似，但其壓縮后的試樣厚度更小、橢圓面積更大。

圖4 淬火溫度對(duì)GCr15SiMo鋼動(dòng)態(tài)變形行為的影響(a)800 ℃;(b)840 ℃;(c)880 ℃;(d)920 ℃;(1)0.3 MPa;(2)0.5 MPa;(3)0.7 MPaFig.4 Effect of quenching temperature on dynamic deformation behavior of GCr15SiMo steel(a)800 ℃;(b)840 ℃;(c)880 ℃;(d)920 ℃;(1)0.3 MPa;(2)0.5 MPa;(3)0.7 MPa

圖5 GCr15SiMo鋼中絕熱剪切帶(淬火溫度880 ℃，子彈氣壓0.7 MPa)Fig.5 Adiabatic shear band of GCr15SiMo steel (quenching temperature 880 ℃,bullet pressure 0.7 MPa)

在金屬材料的侵徹穿靶、爆炸破片、高速?zèng)_壓與成型、切削加工等應(yīng)變率較大的變形過(guò)程中，普遍存在絕熱剪切現(xiàn)象。金屬材料在高速變形過(guò)程中，由于變形的時(shí)間極短(μs量級(jí))，絕大部分塑性功轉(zhuǎn)化為熱量來(lái)不及散失到周圍，進(jìn)而形成一個(gè)剪切變形高度局域化的窄帶形區(qū)域即絕熱剪切帶(adiabatic shear band,ASB)。Jo等[11-12]系統(tǒng)研究了回火工藝參數(shù)對(duì)ARMOX 500T超高強(qiáng)度裝甲鋼的動(dòng)態(tài)變形行為，認(rèn)為應(yīng)變速率、臨界變形量是影響ASB形成與擴(kuò)展的關(guān)鍵因素。結(jié)合不同淬火溫度時(shí)GCr15SiMo鋼的組織結(jié)構(gòu)，可以發(fā)現(xiàn)：隨著淬火溫度的升高，馬氏體基體上存在的未溶第二相碳化物顆粒數(shù)量逐漸減少，在相同變形速率條件下，GCr15SiMo鋼的變形行為差異明顯。淬火溫度較低時(shí)，第二相碳化物顆粒使材料的動(dòng)態(tài)強(qiáng)度提高，在高速?zèng)_擊時(shí)變形較均勻，且由于碳化物釘扎位錯(cuò)的作用，導(dǎo)致其受熱軟化的影響較小，使得動(dòng)態(tài)應(yīng)力-應(yīng)變曲線中流變應(yīng)力下降速度較慢，在沖擊中性能更穩(wěn)定。如圖5所示，淬火溫度880 ℃，子彈氣壓0.7 MPa即應(yīng)變速率上升至8152～8192 s-1時(shí)，GCr15SiMo鋼的試樣上存在明顯的ASB現(xiàn)象，且同時(shí)存在相變絕熱剪切帶和形變絕熱剪切帶[12]。因此，本研究認(rèn)為GCr15SiMo鋼在高應(yīng)變速率條件下的絕熱剪切行為是導(dǎo)致其變形行為變化的主要原因之一，同時(shí)GCr15SiMo鋼的組織結(jié)構(gòu)是影響其絕熱剪切敏感性的關(guān)鍵因素之一。

2.3 高溫力學(xué)性能

金屬材料的力學(xué)性能取決于組織結(jié)構(gòu)、變形條件及變形溫度等。本工作在分析熱處理工藝對(duì)GCr15SiMo鋼組織結(jié)構(gòu)影響的基礎(chǔ)上，研究了應(yīng)變速率對(duì)動(dòng)態(tài)性能的影響規(guī)律，同時(shí)結(jié)合組織結(jié)構(gòu)與動(dòng)態(tài)力學(xué)性能結(jié)果，采用金屬形變升溫計(jì)算公式(1)[12-14]，計(jì)算了GCr15SiMo鋼動(dòng)態(tài)壓縮變形過(guò)程中的溫升情況。

(1)

式中：β為導(dǎo)熱系數(shù)，一般取0.9；ρ為鋼的密度；Cp為鋼的比熱容；σ為流變應(yīng)力；ε為應(yīng)變；ΔT為試樣的整體溫升平均值。通過(guò)對(duì)動(dòng)態(tài)力學(xué)曲線求積分，采用式(1)計(jì)算得到材料整體溫升平均值，結(jié)果如表3所示。可以看出，GCr15SiMo鋼動(dòng)態(tài)壓縮變形過(guò)程中形變升溫在117～333 ℃之間，隨著應(yīng)變速率的提高，試樣的整體平均溫升逐漸增加。

表3 不同應(yīng)變速率時(shí)GCr15SiMo鋼的形變升溫Table 3 Deformation temperature increase of GCr15SiMo steel at different strain rates

結(jié)合表3所示GCr15SiMo鋼在不同應(yīng)變速率條件下的溫升計(jì)算結(jié)果，利用GNT100-2型高溫拉伸設(shè)備，選擇微觀組織存在明顯差異的800,920 ℃兩個(gè)淬火溫度條件下的實(shí)驗(yàn)鋼，研究了GCr15SiMo鋼在25 ℃(室溫),100,200,300,400,500 ℃6個(gè)溫度下的力學(xué)性能，如圖6所示。GCr15SiMo鋼的強(qiáng)度具有明顯的溫度效應(yīng)，隨著變形溫度的提高，原子的熱振動(dòng)加劇，原子間結(jié)合力下降，流變應(yīng)力降低。變形溫度由25 ℃(室溫)升高至500 ℃時(shí)，800,920 ℃兩個(gè)淬火溫度條件下GCr15SiMo鋼的屈服強(qiáng)度分別從1048,985 MPa下降到615,620 MPa。

由圖6可知，隨著淬火溫度由800 ℃升高至920 ℃，室溫條件下GCr15SiMo鋼的抗拉強(qiáng)度由1315 MPa提高至1481 MPa、屈服強(qiáng)度由1048 MPa降低至985 MPa，且變形溫度為100～500 ℃時(shí)GCr15SiMo鋼均呈現(xiàn)出抗拉強(qiáng)度增加、屈服強(qiáng)度降低的趨勢(shì)。GCr15SiMo鋼強(qiáng)度的變化同樣與組織結(jié)構(gòu)有關(guān)。淬火溫度800 ℃時(shí)，馬氏體基體上存在未溶的M3C型碳化物，在Orowan機(jī)制作用下，起到釘扎位錯(cuò)提高屈服強(qiáng)度的作用，但第二相顆粒尺寸較大，強(qiáng)化作用有限，拉伸應(yīng)力達(dá)到屈服強(qiáng)度后位錯(cuò)擺脫第二相顆粒，在較低的應(yīng)力條件下出現(xiàn)斷裂失效。淬火溫度920 ℃時(shí)，馬氏體基體中固溶的碳含量增加，第二相釘扎作用消失，GCr15SiMo鋼屈服強(qiáng)度降低。通常認(rèn)為，亞晶界是位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的有效障礙，亞晶界強(qiáng)化機(jī)制可提供比Orowan應(yīng)力更有效的強(qiáng)化[15-16]，由圖1(d)可知，淬火溫度920 ℃時(shí)GCr15SiMo鋼的組織為均勻一致的孿晶馬氏體組織，在拉伸應(yīng)力作用下，孿晶馬氏體可有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，表現(xiàn)為應(yīng)變硬化現(xiàn)象，即隨著應(yīng)變的增加應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈上升趨勢(shì)，如圖6(b)所示。同時(shí)，與圖4所示GCr15SiMo鋼在高應(yīng)變速率下的宏觀變形行為結(jié)果一致，組織結(jié)構(gòu)的變化引起變形抗力的增加疊加絕熱剪切現(xiàn)象后，GCr15SiMo鋼呈現(xiàn)出不規(guī)則的橢圓狀壓縮變形。

圖6 不同淬火溫度下GCr15SiMo鋼的高溫力學(xué)性能(a)800 ℃;(b)920 ℃Fig.6 Elevated temperature mechanical properties of GCr15SiMo steel at different quenching temperatures(a)800 ℃;(b)920 ℃

3 結(jié)論

(1)淬火溫度800～920 ℃時(shí)，GCr15SiMo鋼馬氏體基體上第二相碳化物顆粒均為正交晶系M3C型碳化物，且隨著淬火溫度的升高，M3C型碳化物顆粒的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由2.319%減少至0%，全部回溶于馬氏體基體中。

(2)動(dòng)態(tài)壓縮過(guò)程中，GCr15SiMo鋼的失效應(yīng)變均隨應(yīng)變速率的增加而增大，在真應(yīng)變分別為0.2和0.8時(shí)，隨著淬火溫度的升高，GCr15SiMo鋼流變應(yīng)力分別下降13.45%,21.44%,27.49%和31.79%，流變應(yīng)力迅速下降主要與組織結(jié)構(gòu)和動(dòng)態(tài)壓縮變形時(shí)的絕熱剪切機(jī)制有關(guān)。

(3)在子彈氣壓0.7 MPa時(shí)，隨著淬火溫度的升高，GCr15SiMo鋼的宏觀變形由鐓粗轉(zhuǎn)變?yōu)檠?5°方向的剪切破壞，絕熱剪切機(jī)制是導(dǎo)致變形行為變化的主要原因之一，且組織結(jié)構(gòu)是影響材料絕熱剪切敏感性的關(guān)鍵因素之一。

(4)GCr15SiMo鋼動(dòng)態(tài)壓縮變形過(guò)程中形變升溫在117～333 ℃之間，第二相碳化物顆粒回溶是其高溫性能呈現(xiàn)抗拉強(qiáng)度增加、屈服強(qiáng)度降低的關(guān)鍵因素之一，且淬火溫度920 ℃時(shí)均勻一致的孿晶馬氏體組織在拉伸應(yīng)力作用下表現(xiàn)出明顯的應(yīng)變硬化現(xiàn)象。