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

運用儀器化沖擊試驗評價低合金高強鋼的沖擊性能

來張翼1,張建偉2

(1. 寶鋼工程技術(shù)集團有限公司, 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鋼在-70 ℃沖擊斷裂瞬時的能量分布特征。結(jié)果表明：沖擊吸收能量可以分為止裂能量及裂紋擴展能量兩部分；910 ℃正火保溫時間對該低合金高強鋼的止裂能量影響較小，而對其裂紋擴展能量的影響顯著。同時，通過顯微分析手段分析了該低合金高強鋼強韌化性能的微觀機理。

儀器化沖擊試驗；低合金高強鋼；正火；保溫時間；沖擊吸收能量；止裂能量；裂紋擴展能量

國防軍工、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，并對結(jié)構(gòu)類鋼鐵材料的強度與韌性提出了新的要求。通過微合金化處理(如低合金高強鋼)[1]或特殊熱機械加工工藝流程(如晶粒細化鋼)所生產(chǎn)的一系列結(jié)構(gòu)類鋼鐵產(chǎn)品兼具強度高與韌性好的優(yōu)點，已逐漸成為制造兵器、艦船、汽車鋼板等零部件的首選。此外，出于高強度結(jié)構(gòu)類鋼鐵產(chǎn)品實際使用條件的考慮，針對大變形高應(yīng)變速率動態(tài)加載條件下材料響應(yīng)性能的全面表征及其強化機理的研究，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，特別是針對材料的沖擊性能，傳統(tǒng)的夏比沖擊試驗還有一些不足，即僅通過沖擊吸收能量評價沖擊加載的強韌量度、并以斷面纖維率反映其斷裂模式，而儀器化沖擊試驗[2-3]彌補了這些不足，一系列定量解析化的強度及韌性參數(shù)指標能夠為指導(dǎo)材料成分配比、軋制工藝、熱處理制度的強化機制提供客觀翔實的評判依據(jù)。

筆者以某試驗鋼號的低合金高強鋼為研究對象，根據(jù)儀器化沖擊試驗實測的沖擊載荷-位移曲線，計算獲得試樣在斷裂過程中沖擊能量的分布關(guān)系、裂紋擴展特性等定量信息，并以此為基礎(chǔ)探討了添加鈦元素、正火熱處理工藝對此類低合金高強鋼性能的影響。

1 試樣制備與試驗方法

1.1試樣制備

選用鈮鎳鈦微合金鋼為試驗材料，采用熱機械控制工藝(TMCP)將其軋制成試驗方坯，軋后空冷并采用910 ℃的高溫正火處理。將方坯分成兩批，正火保溫時間分別為15 min和40 min，空冷后取板材中部制備成標準夏比沖擊試樣，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比。兩種試樣的化學成分如表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標記為A-15與A-40，試樣B相同。

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

1.2試驗方法

使用Zwick RKP 450型儀器化沖擊試驗機在-70 ℃下對試樣進行儀器化沖擊試驗，記錄在沖擊過程中載荷與時間的關(guān)系曲線，并根據(jù)二次積分化處理計算沖擊載荷-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載荷-位移曲線，各特征載荷的說明如下：Fgy為名義屈服載荷，F(xiàn)m為最大載荷，F(xiàn)u為不穩(wěn)定裂紋擴展起始載荷，F(xiàn)a為不穩(wěn)定裂紋擴展終止載荷。以各特征載荷為邊界求沖擊載荷對位移的定積分，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載荷-位移曲線Fig.1 Typical load-displacement curve of the instrumented impact test

2 試驗結(jié)果與討論

2.1儀器化沖擊試驗

圖2為經(jīng)過不同正火保溫時間熱處理后試樣A與試樣B進行儀器化沖擊試驗得到的載荷-位移曲線。試樣A在屈服點后因缺口根部發(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在極值位置發(fā)生陡降。而試樣B在相同的試驗條件下呈現(xiàn)裂紋穩(wěn)態(tài)擴展特征，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在極值點與失穩(wěn)斷裂點之間有一段較為平穩(wěn)的載荷衰減過程。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)定擴展階段。

圖2 不同試樣的儀器化沖擊試驗曲線Fig.2 Curves of instrumented impact tests fordifferent specimens

表2列出了圖2曲線所示的裂紋形成能量(止裂能量)Ei、裂紋擴展能量Ep、沖擊吸收能量Et等參量。根據(jù)文獻[2]報道的關(guān)鍵曲線法，表2同時給出了經(jīng)計算得到類“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)與k(沖擊強化性能指標)。

圖2與表2清晰地反映出，鈦元素的添加顯著增強了此類HSLA鋼的低溫沖擊性能，而正火保溫時間的長短對裂紋擴展有著顯著的影響，而對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曲線特征，而試樣B與試樣A相比其裂紋擴展能量增加較為顯著。

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

2.2析出相及顯微分析

對試樣A-15和試樣B-15進行金相檢驗，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[4]報道一致的是，鈦元素的添加對控軋態(tài)正火后的鐵素體組織起到了明顯的晶粒細化作用，提高了原有鈮鎳鋼的沖擊性能。

使用透射電鏡對試樣B-40進行觀察，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 ofprecipitates in specimen B-40:a) micro morphology; b) energy spectrum

運用電子衍射分析技術(shù)對析出物衍射花樣進行標定，證實了析出物具有規(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晶強化與析出強化的作用，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。

試樣B-15與試樣B-40加工工藝的差別僅在于正火保溫時間的長短，反映在宏觀性能上則是裂紋穩(wěn)定擴展對沖擊總能量的貢獻存在區(qū)別，而止裂能量幾乎完全相同。通過關(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指標與k指標，可見試樣B-15與試樣B-40具有相當?shù)幕w性能。

根據(jù)經(jīng)驗可知由于正火溫度較高，控軋態(tài)試樣本身在軋制過程中析出的含鈦顆粒(如部分TiN及大部分TiC)會回溶進入奧氏體相區(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，保溫時間的長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來說，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，粒子對鐵素體晶界的釘扎力就越強。因而在高速加載沖擊過程中，這些釘扎緊密的鐵素體邊界會保持較高的強韌性，當穩(wěn)定擴展的裂紋尖端與之相遇時，不但不會沿晶界斷裂，反而會消耗或降低部分裂紋尖端應(yīng)力峰，裂紋或穿過釘扎邊界或繞開改向都會增加斷裂能量。

綜上所述，正火保溫時間對含鈦試樣B的裂紋擴展能量有較大影響，而對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的強韌化性能及斷裂過程類似。

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。金屬材料的裂紋擴展能量(穩(wěn)定裂紋擴展能量)是反映材料韌脆傾向的重要判據(jù)之一，在材料韌脆性能評價中起著主要作用[5]。鈦元素的添加起到了有效的細化晶粒的作用，增強了低合金高強鋼的沖擊性能。不同的正火保溫時間對沖擊性能中止裂能量的影響較小，而對裂紋擴展能量影響顯著。

[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.

[2] 方健.單試樣動態(tài)斷裂性能評價方法與力值分析技術(shù)[J].理化檢驗-物理分冊,2005,41(8):397-401.

[3] 方健.運用儀器化沖擊開展材料動靜態(tài)加載性能聯(lián)合評測[J].理化檢驗-物理分冊,2005,41(9):451-455.

[4] GLADMAN T, DULIEU D, MCIVOR I D. Structure-property relationships in high-strength microalloyed steels[A].New York: AIME,1977.

[5] 黃旭東,葉世亮,王濱,等.儀器化沖擊試驗結(jié)果在SA508 Gr.3-Cl.2鋼的韌脆性評價中的應(yīng)用[J].理化檢驗-物理分冊,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

2017-01-16

來張翼(1981-)，男，工程師，學士，主要從事冷軋工藝、檢化驗設(shè)備及實驗室建設(shè)等的研究，laizhangyi@baosteel.com

TG115.2; O346.1

A

1001-4012(2017)11-0802-04