姜 瀚, 余 豐, 李淑欣, 蘇云帥

GCr15馬氏體鋼剪切試樣斷口局部熔融研究

姜 瀚, 余 豐*, 李淑欣, 蘇云帥

（寧波大學 機械工程與力學學院, 浙江 寧波 315211）

本文采用開45°缺口剪切壓縮試樣, 比較研究GCr15馬氏體鋼在準靜態(tài)壓縮和高速沖擊下樣品斷裂面的溫升機制. 結果顯示兩種加載狀態(tài)的斷口上都發(fā)現(xiàn)了大量的局部熔融, 說明溫升均超過1500℃. GCr15馬氏體鋼的塑性很低, 然而在剪切應力主導的試樣上, 兩種加載的剪切面均發(fā)生了很大塑性應變. 試樣斷裂瞬時所釋放的能量以及裂紋面間的大滑移摩擦導致局部溫升超過熔點. 分析結果表明, 兩種加載模式下產生的熔融物均由殘余奧氏體和孿晶馬氏體組成. 受熱的影響, 熔融物下面的基體組織經(jīng)歷了動態(tài)再結晶, 從而形成馬氏體和奧氏體等軸晶. 因此,在剪應力主導的應力狀態(tài)下, 馬氏體鋼的剪切斷裂機理與加載速率無關, 高速沖擊與準靜態(tài)加載下的斷裂模式和機理沒有本質區(qū)別. 斷裂瞬間產生局部溫升促使材料熔融, 這是該材料剪切斷裂的特性. 本文結論對GCr15馬氏體鋼剪切主導斷裂機理的認識有重要意義.

GCr15馬氏體鋼; 剪切壓縮試樣; 局部熔融; 剪切塑性應變

金屬材料在不同加載條件下的溫升受到材料屬性和加載速率的影響. 一般準靜態(tài)單軸拉伸、壓縮加載條件下的應變率低, 在加載過程中產生的熱量可充分耗散, 因此溫升一般忽略不計. 然而, 金屬材料瞬時斷裂的速度與聲速相當[1], 盡管材料在準靜態(tài)下的應力應變響應不會受到瞬間斷裂的影響, 但斷裂時局部高應變率受應力狀態(tài)的影響以及對斷面的溫升影響不容忽視. 另一方面, 高速沖擊時發(fā)生高應變率, 材料內部的溫升被認為是一個絕熱剪切過程, 這一現(xiàn)象一直是研究者關注的焦點[2-3]. 溫升決定失效機理, 高速沖擊下的溫升可達上千攝氏度, 材料發(fā)生熔融或者非晶化[4-5], 但也存在高應變率下溫升不超過200℃[3]的情況. 因此, 高應變率并不意味著會有高的溫升, 材料性能是影響很大的因素. 另外在有些情況下, 實際測量的溫度依賴于儀器的精度. 比如, 高速沖擊載荷下, 實測溫度是100～300℃, 但當采用高分辨率的紅外探測儀時, 材料內部瞬間溫度可達1100℃[6].

本文采用一種特殊的壓剪試樣進行準靜態(tài)壓縮和高速沖擊試驗, 目的是研究在剪切主導的應力狀態(tài)下, 斷裂時由于大剪切應變導致材料局部溫升的問題.

1 試驗

實驗所用材料為GCr15馬氏體鋼, 其化學成分(質量分數(shù), %)為: C, 0.95; Mn, 0.30; Cr, 1.48; Si, 0.25; S, ≤0.020; P, ≤0.027; Fe, 余量. 該材料熱處理工藝為: 奧氏體化加熱至860℃, 真空狀態(tài)下保溫2h后油淬至室溫, 180℃保溫1h后進行回火. 熱處理后的組織為回火馬氏體、滲碳體和殘余奧氏體(殘余奧氏體質量分數(shù)為5%).

低應變率下的純剪切試驗通常采用薄壁管扭轉來進行, 可實現(xiàn)較大的塑性應變[7]. 但在壓縮載荷下實現(xiàn)剪切主導的應力狀態(tài)需要特殊試樣. Rittel等[8]設計的剪切壓縮試樣(Shear Compression Specimen, SCS)常用于研究高速沖擊載荷下的斷裂.本文采用的試樣與Rittel等[8]所用的試樣形狀相同, 但尺寸稍有改動, 具體形狀和尺寸如圖1所示. 試樣設計45°缺口的目的是在軸向加載條件下, 缺口部位處于剪切主導的應力狀態(tài), 斷裂時45°剪切面上會產生顯著的剪切應變.

圖1 SCS試樣形狀和尺寸(mm)

分別對該試樣進行準靜態(tài)壓縮試驗(應變率為0.001s-1)、Hopkinson壓桿高速沖擊試驗(2000～ 3000s-1), 試樣安裝分別如圖2、3所示. 試樣沿45°剪切方向斷裂. 采用SU5000型掃描電子顯微鏡(SEM)對斷口進行檢測分析, 采用聚焦離子束定點制取透射電鏡(TEM)樣品, 用FEI Talos F200X型TEM進行微觀組織觀察.

圖2 準靜態(tài)壓縮加載

圖3 Hopkinson壓桿高速沖擊試驗裝置

2 結果

2.1 應力—應變曲線

圖4所示為SCS缺口試樣的真實應力—應變曲線.在應變率為0.001s-1的準靜態(tài)壓縮下,SCS的斷裂應力和斷裂應變分別為4079MPa和15.0%. 在應變率為2300s-1的高速沖擊下, 斷裂應力和斷裂應變分別為4380MPa和12.2%. 在應變率為3000s-1的高速沖擊下, 斷裂應力和斷裂應變分別為4443MPa和11.5%. 可以看出, 當應變率較低時, 即準靜態(tài)壓縮載荷下, SCS所展現(xiàn)的斷裂應力相對較低, 斷裂應變相對較高. 當應變率較高時, 即高速沖擊載荷下, 斷裂應力越高, 斷裂應變就越低.

圖4 準靜態(tài)和高速沖擊下SCS真實應力—應變曲線

2.2 斷裂表面SEM形貌

對SCS壓剪試樣在3種加載條件下的斷口進行SEM觀察, 在3個不同試樣的斷口上許多位置均發(fā)現(xiàn)了局部熔融. 熔融的發(fā)生說明在斷裂時溫度超過1500℃, 典型的熔融形貌如圖5所示. 熔融飛濺的方向呈現(xiàn)一定的規(guī)律性, 或垂直于(圖5(a))或平行于(圖5(b))剪切方向, 或呈45°～60°分布的散射狀(圖5(c)). 從圖5(a)和(c)中可以看出, 斷裂表面上分布著大小高低不同的舌形面, 而這些高低平面的過渡臺階處是熔融發(fā)生的主要位置之一. 舌形表面其實是剪切面, 上面分布著大量的淺韌窩, 如圖5(c)部位“1”. 由于斷裂面互相摩擦, 部分淺韌窩在斷裂過程中被磨掉, 形成明顯的劃痕, 如圖5(c)部位“2”.

圖5 3種不同加載條件下斷面上不同方向和形貌的熔融

局部熔融使得周邊的韌窩受到熱影響, 幾乎被熔化. 在準靜態(tài)加載下, 其斷口上發(fā)現(xiàn)兩種韌窩, 一種是在相對較低的平面上產生的典型剪切韌窩. 受到熱的影響, 有些韌窩被熔化, 但整體上仍可見其原有的橢圓形狀, 如圖6(a). 韌窩根部的碳化物在剪切力的作用下被擠出, 部分被熔融, 如圖6(a)中箭頭所示. 在應變率2300s-1的高速沖擊下, 當韌窩所處剪切平面受到更大的熱影響時, 韌窩被削平的同時被熔化, 形成如圖6(b)所示淺韌窩. 其中碳化物在碎化和熔化同時作用下, 大部分已消失. 圖6(b)橢圓所示的溝槽是碳化物在滑移過程中與基體產生大滑移摩擦所留下的痕跡. 可以看出, 熔融物布滿整個溝槽. 在應變率3000s-1的高速沖擊下, 當韌窩受到最大的剪切作用和熱影響的時候, 就形成了圖6(c)最左邊的粗糙表面. 3個不同高度的平面上呈現(xiàn)出受熱影響(I區(qū), 粗糙區(qū), 左下角可見熔融物)和未受熱影響(II和III區(qū))的典型韌窩. 粗糙表面在舌形平面上大量出現(xiàn), 如圖6(c)所示. Giovanola[9]在VAR 4340鋼的高應變率(1.4×106s-1)純剪切條件下也觀察到舌形表面上類似的粗糙組織, 從而認為該組織是受熱影響的結果, 其形成溫度高于1000℃.

2.3 斷裂表面TEM形貌

原始馬氏體組織的TEM微觀組織如圖7(a)所示. 在高速沖擊(應變率2300s-1)斷口上的熔融位置處采用FIB制備TEM薄膜樣品, 隨后將熔融物磨掉, 對下面的基體材料再次進行FIB制備樣品, 分別觀察其微觀組織. 圖7(b)所示為熔融物的TEM微觀組織, 可見明顯的孿晶馬氏體. 在熔融中, 有一部分晶粒趨于等軸狀, 平均晶粒尺寸為200nm. 晶?！?”的選區(qū)衍射標定為奧氏體相γ. 熔融組織由孿晶馬氏體和殘余奧氏體組成. 液態(tài)金屬在冷卻過程中部分奧氏體轉變?yōu)轳R氏體, 來不及轉變的奧氏體形成殘余奧氏體, 該過程類似于奧氏體化后的淬火. 熔融組織中的殘余奧氏體與原始基體中的不同, 原始基體中殘余奧氏體的質量分數(shù)為5%, 且常以片狀形式存在于馬氏體板條之間. 熔融下面的組織結構如圖7(c)所示. 該處組織由孿晶馬氏體和殘余奧氏體晶粒組成, 圖7(c)中所標晶?！?”的選區(qū)衍射標定結果顯示該晶粒是殘余奧氏體. 馬氏體動態(tài)再結晶的溫度大于0.5m(其中m是材料的熔點, 1500℃), 而動態(tài)再結晶的發(fā)生, 說明熔融下面的材料所經(jīng)歷的溫度超過了750℃[10]. 在斷口熔融區(qū)以下2～3μm的厚度范圍內(圖8), 等軸晶粒清晰可見, 平均晶粒尺寸為120nm, 且大部分晶粒內部位錯密度很低, 這是動態(tài)再結晶的典型特征[11].

圖6 3種不同加載條件下斷口上的韌窩形態(tài)比較

圖7 斷裂表面TEM 組織

圖8 熔融層下發(fā)生動態(tài)再結晶的區(qū)域

3 討論

斷口上大量半熔化的韌窩表明, 熔融是在斷裂瞬間產生, 發(fā)生在剪切滑移之后. 通過SEM觀察發(fā)現(xiàn), 局部熔融發(fā)生的區(qū)域為: 舌形高低平面的交界處(圖5(a)和(c))與大滑移位置(圖9). 由此可以推斷, 熔融的產生可能有兩方面因素: (1)斷裂瞬間, 裂紋在擴展過程中跨越高低不同的剪切平面時釋放大量熱量; (2)裂紋面間發(fā)生大的相對滑移摩擦, 產生大量摩擦熱, 促使局部材料溫升, 導致熔融. 大滑移摩擦的痕跡如圖9(a)所示. 以剪切主導的SCS使得原本塑性較差的馬氏體鋼在斷裂時產生很大的剪切塑性變形, 如圖9(b)中箭頭所示的碳化物在剪切過程中的位移方向, 約6～8μm. Liu等[12]認為可以根據(jù)拉長的晶粒來估算微觀應變. 碳化物的平均直徑為1μm, 據(jù)此估算微觀剪切應變約為6. 盡管是準靜態(tài)加載, 但在斷裂時, 裂紋擴展速度和聲速相當[1], 裂紋擴展釋放大量的熱量導致局部材料在瞬間熔化[13-16].

圖9 熔融與大滑移

假設塑性變形能部分轉化為熱量, 溫升可以表示為[5]

與此同時, 斷裂瞬間裂紋面間產生大滑移摩擦以及大量的摩擦熱, 促使局部材料溫升, 導致熔融, 這可以從圖9(a)中滑移部位的熔融證實. 熔融的誘發(fā)需要大的斷裂速率和大剪切面, 以及材料的低熱導率[14,17], 而這些條件在GCr15馬氏體鋼和剪切主導的SCS中可以滿足, 這類似于高速摩擦誘發(fā)局部熔融. 實際上, Giovanola[9]認為高低不同的舌形平行面上的粗糙組織很可能是受摩擦產生熱量引起的.

熔融的發(fā)生常見于高應變率載荷下, 例如NiSCl[18]、Ti-6Al-4V[19]以及裝甲材料馬氏體300[20]. 本實驗準靜態(tài)加載條件下產生熔融的現(xiàn)象說明, 熔融的發(fā)生不局限于高應變率加載的情況. 只要剪切應變足夠大, 在準靜態(tài)下的斷裂中也會發(fā)生熔融, 這在AISI 4300[15]和Ti-6Al-4V[21]拉伸試樣中得到證實. 由于斷裂是在瞬間發(fā)生, 摩擦生熱和裂紋擴展所釋放的能量轉換為熱量的機理同時作用, 但目前無法確定哪個占主導. 從能量轉換的角度來看, 可歸結為外界機械能做功轉換為熱量, 促使局部材料溫升, 導致熔融, 進而影響熔融周圍的組織.

準靜態(tài)壓縮和高速沖擊下的SCS斷口呈現(xiàn)相同斷裂形貌的現(xiàn)象說明, 該材料在剪切主導的斷裂模式下, 其斷裂機理與加載速率無關, 而是由斷裂瞬間所產生的剪切大應變決定. 對于GCr15馬氏體鋼受剪切壓縮主導的結構, 動載荷如高速沖擊的斷裂模式和機理與靜態(tài)加載下的沒有本質區(qū)別.

4 結論

對GCr15馬氏體鋼剪切主導的SCS缺口試樣進行準靜態(tài)壓縮和高速沖擊試驗, 對樣品的斷口進行分析, 得出如下結論:

(1)在應變率較低的準靜態(tài)壓縮試驗中, SCS所展現(xiàn)的斷裂應力相對較低, 斷裂應變相對較高. 在高應變率的高速沖擊試驗中, 斷裂應力越高, 斷裂應變越低. 以剪切壓縮主導的SCS使得塑性較差的馬氏體鋼在斷裂時產生很大的剪切塑性變形, 局部微觀剪切應變可達6.

(2)兩種加載模式下的斷口上均出現(xiàn)了大量熔融. 韌窩受到熱影響后幾乎被熔化, 碳化物也在熱影響和滑移剪切作用下被熔解和碎化. 熔融物由孿晶馬氏體和奧氏體晶粒組成. 熔融下面的組織發(fā)生了動態(tài)再結晶, 由含低密度位錯的等軸馬氏體和奧氏體晶粒組成.

(3)熔融的產生可能有兩方面因素: 斷裂瞬間裂紋的擴展釋放大量熱量; 裂紋面間發(fā)生相對滑移摩擦而產生大量的摩擦熱, 促使局部材料溫升, 導致熔融.

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Localized melting on fracture surface of shear-dominated specimen of GCr15 martensite steel

JIANG Han, YU Feng*, LI Shuxin, SU Yunshuai

( Faculty of Mechanical Engineering & Mechanics, Ningbo University, Ningbo 315211, China )

In this study, quasi-static compression and high-rate impact tests are conducted on shear-compression specimens with 45°notch to investigate the temperature rise mechanism at fracture. The results showed that considerable localized melting is observed on fracture surfaces of two loading cases, indicating the temperature rise over 1500℃. The plasticity of GCr15 martensite steel is very low. However, large plastic strain occurs at the shear plane in the shear-dominated specimens. At fracture, the energy released by crack propagation combined with large sliding friction leads to localized temperature rise up to the melting point. The results show that the melt produced under the two loading modes is composed of residual austenite and twin martensite. Below the melt, the matrix is severely heat-affected and subjected to dynamic recrystallization. It is composed of equiaxed austenite and martensite. It suggests that the shear fracture of this material is independent of loading rates. The fracture mode and mechanism under dynamic loading such as high strain impact makes no difference to the quasi-static loading. Localized melting at the moment of fracture is a common feature in this material. This study is of great significance in understanding the shear-dominated fracture mechanism of GCr15martensite steel.

GCr15 martensite steel; shear-compression specimen; localized melting; shear plastic strain

TG113

A

1001-5132（2021）04-0061-06

2020?12?18.

寧波大學學報（理工版）網(wǎng)址: http://journallg.nbu.edu.cn/

國家自然科學基金（51675287, 52075271）; 寧波市自然科學基金（2019A610172）; 浙江省教育廳科研項目（Y201940908）.

姜瀚（1995－）, 男, 浙江寧波人, 在讀碩士研究生, 主要研究方向: 機械結構強度. E-mail: 1491275843@qq.com

余豐（1982－）, 男, 浙江寧波人, 講師, 主要研究方向: 材料和結構強度. E-mail: yufeng1@nbu.edu.cn

（責任編輯 韓 超）