運(yùn)用儀器化沖擊試驗(yàn)評(píng)價(jià)低合金高強(qiáng)鋼的沖擊性能

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(1. 寶鋼工程技術(shù)集團(tuán)有限公司, 上海 201900; 2. 寶山鋼鐵股份有限公司技術(shù)中心, 上海 201900)

運(yùn)用儀器化沖擊試驗(yàn)評(píng)價(jià)低合金高強(qiáng)鋼的沖擊性能

來(lái)張翼1,張建偉2

(1. 寶鋼工程技術(shù)集團(tuán)有限公司, 上海 201900; 2. 寶山鋼鐵股份有限公司技術(shù)中心, 上海 201900)

基于儀器化沖擊試驗(yàn)所記錄的沖擊載荷-位移曲線，定量分析了含鈦鈮鎳低合金高強(qiáng)鋼在-70 ℃沖擊斷裂瞬時(shí)的能量分布特征。結(jié)果表明：沖擊吸收能量可以分為止裂能量及裂紋擴(kuò)展能量?jī)刹糠郑?10 ℃正火保溫時(shí)間對(duì)該低合金高強(qiáng)鋼的止裂能量影響較小，而對(duì)其裂紋擴(kuò)展能量的影響顯著。同時(shí)，通過(guò)顯微分析手段分析了該低合金高強(qiáng)鋼強(qiáng)韌化性能的微觀機(jī)理。

儀器化沖擊試驗(yàn)；低合金高強(qiáng)鋼；正火；保溫時(shí)間；沖擊吸收能量；止裂能量；裂紋擴(kuò)展能量

國(guó)防軍工、汽車等行業(yè)的飛速發(fā)展加速了鋼鐵產(chǎn)品的更新?lián)Q代，并對(duì)結(jié)構(gòu)類鋼鐵材料的強(qiáng)度與韌性提出了新的要求。通過(guò)微合金化處理(如低合金高強(qiáng)鋼)[1]或特殊熱機(jī)械加工工藝流程(如晶粒細(xì)化鋼)所生產(chǎn)的一系列結(jié)構(gòu)類鋼鐵產(chǎn)品兼具強(qiáng)度高與韌性好的優(yōu)點(diǎn)，已逐漸成為制造兵器、艦船、汽車鋼板等零部件的首選。此外，出于高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)類鋼鐵產(chǎn)品實(shí)際使用條件的考慮，針對(duì)大變形高應(yīng)變速率動(dòng)態(tài)加載條件下材料響應(yīng)性能的全面表征及其強(qiáng)化機(jī)理的研究，已日益成為新材料開發(fā)的關(guān)鍵課題。

在宏觀性能表征領(lǐng)域，特別是針對(duì)材料的沖擊性能，傳統(tǒng)的夏比沖擊試驗(yàn)還有一些不足，即僅通過(guò)沖擊吸收能量評(píng)價(jià)沖擊加載的強(qiáng)韌量度、并以斷面纖維率反映其斷裂模式，而儀器化沖擊試驗(yàn)[2-3]彌補(bǔ)了這些不足，一系列定量解析化的強(qiáng)度及韌性參數(shù)指標(biāo)能夠?yàn)橹笇?dǎo)材料成分配比、軋制工藝、熱處理制度的強(qiáng)化機(jī)制提供客觀翔實(shí)的評(píng)判依據(jù)。

筆者以某試驗(yàn)鋼號(hào)的低合金高強(qiáng)鋼為研究對(duì)象，根據(jù)儀器化沖擊試驗(yàn)實(shí)測(cè)的沖擊載荷-位移曲線，計(jì)算獲得試樣在斷裂過(guò)程中沖擊能量的分布關(guān)系、裂紋擴(kuò)展特性等定量信息，并以此為基礎(chǔ)探討了添加鈦元素、正火熱處理工藝對(duì)此類低合金高強(qiáng)鋼性能的影響。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

選用鈮鎳鈦微合金鋼為試驗(yàn)材料，采用熱機(jī)械控制工藝(TMCP)將其軋制成試驗(yàn)方坯，軋后空冷并采用910 ℃的高溫正火處理。將方坯分成兩批，正火保溫時(shí)間分別為15 min和40 min，空冷后取板材中部制備成標(biāo)準(zhǔn)夏比沖擊試樣，尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，缺口深度為2 mm。為了區(qū)分加鈦處理對(duì)試樣沖擊性能的影響，以相同工藝制備了不含鈦的鈮鎳空白試樣以供對(duì)比。兩種試樣的化學(xué)成分如表1所示，其中鈮鎳試樣以A表示，鈮鎳鈦試樣以B表示，下文中正火保溫15 min與40 min的試樣A標(biāo)記為A-15與A-40，試樣B相同。

表1 試樣材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Chemical compositions of the specimen material (mass fraction) %

1.2 試驗(yàn)方法

使用Zwick RKP 450型儀器化沖擊試驗(yàn)機(jī)在-70 ℃下對(duì)試樣進(jìn)行儀器化沖擊試驗(yàn)，記錄在沖擊過(guò)程中載荷與時(shí)間的關(guān)系曲線，并根據(jù)二次積分化處理計(jì)算沖擊載荷-位移曲線。試樣沖擊斷裂后，使用金相顯微鏡觀察殘樣的顯微組織，通過(guò)透射電鏡分析試樣的析出相及其與微觀組織的關(guān)系，并使用能譜儀分析析出物的組成。

圖1為一條典型的儀器化沖擊試驗(yàn)載荷-位移曲線，各特征載荷的說(shuō)明如下：Fgy為名義屈服載荷，F(xiàn)m為最大載荷，F(xiàn)u為不穩(wěn)定裂紋擴(kuò)展起始載荷，F(xiàn)a為不穩(wěn)定裂紋擴(kuò)展終止載荷。以各特征載荷為邊界求沖擊載荷對(duì)位移的定積分，便可以得到與材料沖擊性能相關(guān)的各特征能量的分布情況。

圖1 典型的儀器化沖擊試驗(yàn)載荷-位移曲線Fig.1 Typical load-displacement curve of the instrumented impact test

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 儀器化沖擊試驗(yàn)

圖2為經(jīng)過(guò)不同正火保溫時(shí)間熱處理后試樣A與試樣B進(jìn)行儀器化沖擊試驗(yàn)得到的載荷-位移曲線。試樣A在屈服點(diǎn)后因缺口根部發(fā)生塑性變形，在萌生裂紋源后即發(fā)生脆性失穩(wěn)斷裂，斷口呈現(xiàn)韌性起裂后立即有明顯結(jié)晶狀脆性區(qū)域出現(xiàn)，剪切斷面率為63%，反映在曲線上即為載荷信號(hào)在極值位置發(fā)生陡降。而試樣B在相同的試驗(yàn)條件下呈現(xiàn)裂紋穩(wěn)態(tài)擴(kuò)展特征，僅在斷口根部有一小片結(jié)晶狀脆性區(qū)域，剪切斷面率為88%，反映在曲線上即為載荷信號(hào)在極值點(diǎn)與失穩(wěn)斷裂點(diǎn)之間有一段較為平穩(wěn)的載荷衰減過(guò)程。綜上所述，試樣A-15與試樣A-40曲線基本類似，而試樣B-15與試樣B-40曲線的差異僅存在于裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展階段。

圖2 不同試樣的儀器化沖擊試驗(yàn)曲線Fig.2 Curves of instrumented impact tests for different specimens

表2列出了圖2曲線所示的裂紋形成能量(止裂能量)Ei、裂紋擴(kuò)展能量Ep、沖擊吸收能量Et等參量。根據(jù)文獻(xiàn)[2]報(bào)道的關(guān)鍵曲線法，表2同時(shí)給出了經(jīng)計(jì)算得到類“應(yīng)力-應(yīng)變”關(guān)系曲線的形態(tài)控制參量n(沖擊加工硬化性能指標(biāo))與k(沖擊強(qiáng)化性能指標(biāo))。

圖2與表2清晰地反映出，鈦元素的添加顯著增強(qiáng)了此類HSLA鋼的低溫沖擊性能，而正火保溫時(shí)間的長(zhǎng)短對(duì)裂紋擴(kuò)展有著顯著的影響，而對(duì)微裂紋源的形成及裂紋萌生影響較小。因此試樣A-15與試樣A-40有類似的儀器化沖擊試驗(yàn)曲線特征，而試樣B與試樣A相比其裂紋擴(kuò)展能量增加較為顯著。

表2 儀器化沖擊試驗(yàn)曲線的特征參量Tab.2 Characteristic parameters of curves ofinstrumented impact tests

2.2 析出相及顯微分析

對(duì)試樣A-15和試樣B-15進(jìn)行金相檢驗(yàn)，結(jié)果見圖3。試樣A-15和試樣B-15的顯微組織均主要由鐵素體和少量珠光體構(gòu)成。與文獻(xiàn)[4]報(bào)道一致的是，鈦元素的添加對(duì)控軋態(tài)正火后的鐵素體組織起到了明顯的晶粒細(xì)化作用，提高了原有鈮鎳鋼的沖擊性能。

圖3 試樣的顯微組織形貌Fig.3 Microstructure morphology of specimens:a) specimen A-15; b) specimen B-15

使用透射電鏡對(duì)試樣B-40進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖4所示。結(jié)果表明，試樣B-40中有大量的鐵素體非均質(zhì)析出相彌散分布在晶內(nèi)與晶界上，能譜分析顯示析出相富含鈦。

圖4 試樣B-40析出物微觀形貌及能譜Fig.4 Micro morphology and energy spectrum of precipitates in specimen B-40:a) micro morphology; b) energy spectrum

運(yùn)用電子衍射分析技術(shù)對(duì)析出物衍射花樣進(jìn)行標(biāo)定，證實(shí)了析出物具有規(guī)則的面心立方結(jié)構(gòu)。由于TiN的固溶度積最小，析出溫度最高，因此析出顆粒所含的鈦含量最高，形成TiN顆粒的幾率最大。綜上，鈦元素的添加及TiN顆粒的析出更易起到細(xì)晶強(qiáng)化與析出強(qiáng)化的作用，也從側(cè)面論證了試樣B比試樣A韌化態(tài)沖擊性能要好的事實(shí)。

試樣B-15與試樣B-40加工工藝的差別僅在于正火保溫時(shí)間的長(zhǎng)短，反映在宏觀性能上則是裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展對(duì)沖擊總能量的貢獻(xiàn)存在區(qū)別，而止裂能量幾乎完全相同。通過(guò)關(guān)鍵曲線法繪制的類應(yīng)力-應(yīng)變曲線可知，試樣B-15與試樣B-40具有相近的n指標(biāo)與k指標(biāo)，可見試樣B-15與試樣B-40具有相當(dāng)?shù)幕w性能。

根據(jù)經(jīng)驗(yàn)可知由于正火溫度較高，控軋態(tài)試樣本身在軋制過(guò)程中析出的含鈦顆粒(如部分TiN及大部分TiC)會(huì)回溶進(jìn)入奧氏體相區(qū)，包括鐵素體與珠光體在內(nèi)的組織在正火保溫區(qū)間被奧氏體化，保溫時(shí)間的長(zhǎng)短直接影響了奧氏體化的充分性與二相粒子的溶解程度。試樣B-15與試樣B-40的顯微組織形貌如圖5所示，充分保溫后的試樣B-40相比試樣B-15來(lái)說(shuō)，其鐵素體組織分布、晶疇尺寸更加均勻。而在隨后的空冷階段，彌散分布的顆粒數(shù)量越多、尺度越小，粒子對(duì)鐵素體晶界的釘扎力就越強(qiáng)。因而在高速加載沖擊過(guò)程中，這些釘扎緊密的鐵素體邊界會(huì)保持較高的強(qiáng)韌性，當(dāng)穩(wěn)定擴(kuò)展的裂紋尖端與之相遇時(shí)，不但不會(huì)沿晶界斷裂，反而會(huì)消耗或降低部分裂紋尖端應(yīng)力峰，裂紋或穿過(guò)釘扎邊界或繞開改向都會(huì)增加斷裂能量。

綜上所述，正火保溫時(shí)間對(duì)含鈦試樣B的裂紋擴(kuò)展能量有較大影響，而對(duì)其止裂能量影響較小。由于試樣A不含鈦元素，因此在正火及保溫階段沒有TiN等二相粒子的回溶及二次析出過(guò)程，因此其沖擊性能僅取決于其基體鐵素體組織相變的均勻性，因而試樣A-15與試樣A-40的強(qiáng)韌化性能及斷裂過(guò)程類似。

3 結(jié)論

根據(jù)儀器化沖擊試樣獲得的載荷-位移曲線，以載荷極值Fm為界，沖擊吸收能量Et可以被分解為止裂能量Ei與裂紋擴(kuò)展能量Ep兩部分，提供了材料沖擊性能韌化或脆化豐富的內(nèi)在信息。金屬材料的裂紋擴(kuò)展能量(穩(wěn)定裂紋擴(kuò)展能量)是反映材料韌脆傾向的重要判據(jù)之一，在材料韌脆性能評(píng)價(jià)中起著主要作用[5]。鈦元素的添加起到了有效的細(xì)化晶粒的作用，增強(qiáng)了低合金高強(qiáng)鋼的沖擊性能。不同的正火保溫時(shí)間對(duì)沖擊性能中止裂能量的影響較小，而對(duì)裂紋擴(kuò)展能量影響顯著。

[1] ADRIAN H, PICKERING F B. Effect of titanium additions on austenite grain growth kinetics of medium carbon V-Nb steels containing 0.008-0.18%N[J]. Materials Science and Technology,1991,7(2):176-182.

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[5] 黃旭東,葉世亮,王濱,等.儀器化沖擊試驗(yàn)結(jié)果在SA508 Gr.3-Cl.2鋼的韌脆性評(píng)價(jià)中的應(yīng)用[J].理化檢驗(yàn)-物理分冊(cè),2014,50(3):175-179.

EvaluationofImpactPropertyforLow-AlloyHigh-StrengthSteelsbyUsingInstrumentedImpactTest

LAIZhangyi1,ZHANGJianwei2

(1. Baosteel Engineering & Technology Group Co., Ltd., Shanghai 201900, China; 2. Technical Center, Baoshan Iron and Steel Co., Ltd., Shanghai 201900, China)

Based on the impact load-displacement curves recorded by instrumented impact tests, the energy distribution characteristics of low-alloy high-strength steels containing Nb, Ni and Ti in the instant of impact fracture at -70 ℃ were quantitatively analyzed. The results show that: The impact absorbed energy could be divided into two parts of crack arrest energy and crack propagation energy; the holding time of normalization process at 910 ℃ had little influence on the crack arrest energy of the low-alloy high-strength steels, and had remarkable influence on the crack propagation energy. In addition, the microstructure of the low-alloy high-strength steels was analyzed to ascertain the strength mechanism and toughness mechanism of low-alloy high-strength steels.

instrumented impact test; low-alloy high-strength steel; normalization; holding time; impact absorbed energy; crack arrest energy; crack propagation energy

10.11973/lhjy-wl201711008

TG115.2; O346.1

A

1001-4012(2017)11-0802-04

2017-01-16

來(lái)張翼(1981-)，男，工程師，學(xué)士，主要從事冷軋工藝、檢化驗(yàn)設(shè)備及實(shí)驗(yàn)室建設(shè)等的研究，laizhangyi@baosteel.com