GCr15SiMo钢的动态及高温力学行为

闫永明，尉文超，孙 挺，何肖飞，李晓源

(钢铁研究总院有限公司 特殊钢研究院，北京100081)

GCr15SiMo钢是一种常用的高淬透性高碳钢，因其具有良好的性能且成本较低，被广泛用于替代GCr15SiMn钢制作壁厚大于35 mm，尤其是壁厚大于50 mm的特大型轴承套圈和滚动体等机械零部件[1-3]。随着科学技术的发展，一些特殊用途的零部件向着高负荷、高温、低温、特大型、特小精密型发展，如：特种装备用轴承转速可达到4×106r/min，承受的局部接触应力达到4000 MPa，工作温度达到500 ℃以上[4]；
特种壳体用高碳钢服役时承受应力达到1000 MPa以上，且对质量稳定性和服役安全性要求极高[5]。因此，GCr15SiMo钢的应用环境越来越复杂，开展GCr15SiMo钢在高应变速率、高温条件下的力学行为研究，对其服役安全性至关重要。目前，我国针对GCr15SiMo钢的研究主要集中于热处理工艺对组织性能的影响规律，如：闫光成等[6]研究了GCr15SiMo钢等温淬火的组织和性能，发现GCr15SiMo钢也适用于贝氏体等温淬火处理，且全贝氏体组织GCr15SiMo钢的冲击韧性、额定寿命L10与中值寿命L50均优于马氏体/贝氏体复合组织；
李合星等[7]研究了热处理工艺参数对GCr15SiMo钢力学性能的影响规律，利用正交实验法获得了GCr15SiMo钢最佳的热处理工艺为860 ℃/30 min+200 ℃/3 h。目前，针对GCr15SiMo钢在高应变速率条件下动态力学行为及高温性能的系统研究则鲜见报道。

本工作以GCr15SiMo钢为研究对象，系统研究了热处理工艺对GCr15SiMo钢的微观组织尤其是先共析碳化物的溶解析出规律，并结合拉伸试验机、分离式霍普金森杆装置和GNT100-2型高温拉伸试验机，分析了组织结构对GCr15SiMo钢在高应变速率及高温条件下力学行为的影响，为其在特定条件下的应用提供了理论依据。

实验用钢取自直径120 mm的轧制圆钢，其化学成分如表1所示。热处理工艺选择800,840,880,920 ℃ 4个淬火温度，保温30 min后油冷，不同淬火温度的试样在600 ℃高温回火，保温2 h后空冷。

表1 GCr15SiMo钢的化学成分(质量分数/%)Table 1 Chemical compositions of GCr15SiMo steel(mass fraction/%)

利用HITACHI S-4300型冷场发射扫描电子显微镜分析了不同淬火温度对GCr15SiMo钢微观组织的影响。同时利用萃取相分析法对渗碳体的析出进行了定量分析。析出相采用10 g/L氯化锂溶液+10%(体积分数)乙酰丙酮甲醇(i=0.03～0.05 A/cm2,T=-5～0 ℃,t=0.5～1 h)进行电解萃取。之后通过电感耦合等离子体质谱法(ICP-AES)测量残留物的含量并采用XRD进行常规的结构分析。

将经过热处理的实验钢按照GB/T 228.1—2010加工成静态拉伸试样后通过WDW-300E拉伸试验机测试力学性能，并制成3 mm×3 mm的圆柱试样后利用ALT1000型霍普金森装置进行动态压缩实验。4个淬火温度条件下动态压缩试样各做3组，每组各做3次重复实验。通过调整子弹的气压来控制应变速率，子弹气压分别设置为0.3,0.5,0.7 MPa，测量4个淬火温度条件下GCr15SiMo钢的动态力学性能。同时，选择微观组织存在明显差异的800,920 ℃两个淬火温度条件下的实验钢，按照GB/T 228.2—2015标准在GNT100万能试验机下，研究了25 ℃(室温),100,200,300,400,500 ℃不同变形温度对GCr15SiMo钢力学性能的影响规律。

2.1 微观组织

图1为不同淬火温度条件下GCr15SiMo钢SEM组织。如图1所示，随着淬火温度由800 ℃升高至920 ℃，GCr15SiMo钢的组织形态发生明显变化。淬火温度为800 ℃时，GCr15SiMo钢组织中马氏体基体上存在较多的未溶第二相碳化物颗粒，碳化物颗粒平均直径约为1～3 μm。淬火温度为800～880 ℃时，处于亚温淬火区，GCr15SiMo钢加热过程中，马氏体基体上的未溶碳化物颗粒随淬火温度的升高而逐渐减少，基体中固溶碳含量增加，此时组织构成主要为高碳马氏体、少量残余奥氏体和未溶的大颗粒碳化物；
当淬火温度升高到920 ℃时，GCr15SiMo钢马氏体基体上未溶第二相碳化物颗粒全部溶入基体，GCr15SiMo钢的组织由高碳马氏体和少量的残余奥氏体组成，如图1(d)所示。

图1 不同淬火温度时GCr15SiMo钢SEM组织(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射线衍射分析仪对不同淬火温度试样进行定量分析，如表2所示。分析结果与图1所示的微观组织结果一致。由表2可见，随着淬火温度的升高，析出相的质量分数逐渐减小。淬火温度为 800 ℃时，第二相碳化物颗粒的质量分数为2.319%；
淬火温度上升至880 ℃时，第二相碳化物颗粒的质量分数为1.145%，降低50.63%；
至淬火温度为920 ℃时，马氏体基体上无第二相碳化物颗粒存在。对不同淬火温度GCr15SiMo钢试样的第二相碳化物颗粒进行XRD定性分析，如图2所示。由表2与图2可知，第二相碳化物颗粒均为正交晶系M3C型碳化物，且碳化物颗粒的点阵常数相似。

表2 不同淬火温度时析出相的定量分析Table 2 Quantitative analysis of precipitated phases at different quenching temperatures

图2 不同淬火温度下实验钢析出相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 动态力学性能

不同淬火温度的GCr15SiMo钢试样分别在0.3,0.5,0.7 MPa子弹气压下进行动态压缩实验，对应的应变速率分别为4012～4049,6612～6671,8152～8192 s-1。图3所示为GCr15SiMo钢在4个淬火温度条件下的动态压缩力学性能曲线。不同淬火温度条件下，GCr15SiMo钢的动态压缩失效应变均随应变速率的增加而增大。同时，由表1和表2可知，不同淬火温度下，GCr15SiMo钢基体中固溶的碳含量为0.87%～1.03%(质量分数，下同)。通常情况下，材料基体中固溶碳含量超过0.77%时，其强度无法进一步提高，因此在不同淬火温度条件下，GCr15SiMo钢的峰值应力基本一致，在1752～1770 MPa之间，但随着淬火温度的升高，达到峰值应力对应的真应变逐渐增加，分别为0.120,0.131,0.168,0.180；
同时，由图3可以发现：800,840,880 ℃和920 ℃4个淬火温度下，在真应变分别为0.2和0.8时，随着淬火温度的升高，流变应力分别下降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)，即随着淬火温度的提高，流变应力迅速下降。

图3 淬火温度对GCr15SiMo钢动态力学性能的影响(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 ℃

组织结构的变化是GCr15SiMo钢动态压缩流变应力迅速下降的原因之一。随着淬火温度的升高，GCr15SiMo钢马氏体基体上M3C碳化物颗粒逐渐消失，溶入马氏体基体。M3C渗碳体在钢中属于硬质相，显微硬度约为980HBW，且与马氏体基体为半共格界面关系[8]。动态压缩变形过程中，位错运动主要以Orowan机制绕过碳化物颗粒，当位错运动遇到高硬度的碳化物时在其周围形成位错环，继续变形时必须增加应力克服位错环的反向应力，表现为流变应力增加即一定的应变强化效应[9-10]。GCr15SiMo钢马氏体基体上M3C碳化物颗粒尺寸较大，形变过程中位错强化作用有限，即表现为淬火温度800 ℃时流变应力下降缓慢，随着碳化物回溶，流变应力迅速下降。同时，在高应变速率条件下，可能存在绝热剪切现象改变动态压缩变形机制，也可能是影响GCr15SiMo钢流变应力迅速下降的原因之一。

不同淬火温度的GCr15SiMo钢试样分别在0.3,0.5,0.7 MPa子弹气压下进行动态压缩实验后的宏观形貌，如图4所示。子弹气压为0.3,0.5 MPa时，GCr15SiMo钢宏观变形基本一致，为均匀的镦粗变形；
当子弹气压上升到0.7 MPa时，不同淬火温度时，GCr15SiMo钢宏观变形出现显著变化：当淬火温度为800,840 ℃时GCr15SiMo钢的变形程度一致，冲击后试样呈圆片状，薄厚均匀；
当淬火温度上升至880 ℃时，GCr15SiMo钢受冲击后，试样宏观变形为椭圆状，且出现沿45°方向的剪切破坏(见图5)，随着淬火温度进一步升高至920 ℃，宏观变形形态与淬火温度880 ℃时类似，但其压缩后的试样厚度更小、椭圆面积更大。

图4 淬火温度对GCr15SiMo钢动态变形行为的影响(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

图5 GCr15SiMo钢中绝热剪切带(淬火温度880 ℃，子弹气压0.7 MPa)Fig.5 Adiabatic shear band of GCr15SiMo steel (quenching temperature 880 ℃,bullet pressure 0.7 MPa)

在金属材料的侵彻穿靶、爆炸破片、高速冲压与成型、切削加工等应变率较大的变形过程中，普遍存在绝热剪切现象。金属材料在高速变形过程中，由于变形的时间极短(μs量级)，绝大部分塑性功转化为热量来不及散失到周围，进而形成一个剪切变形高度局域化的窄带形区域即绝热剪切带(adiabatic shear band,ASB)。Jo等[11-12]系统研究了回火工艺参数对ARMOX 500T超高强度装甲钢的动态变形行为，认为应变速率、临界变形量是影响ASB形成与扩展的关键因素。结合不同淬火温度时GCr15SiMo钢的组织结构，可以发现：随着淬火温度的升高，马氏体基体上存在的未溶第二相碳化物颗粒数量逐渐减少，在相同变形速率条件下，GCr15SiMo钢的变形行为差异明显。淬火温度较低时，第二相碳化物颗粒使材料的动态强度提高，在高速冲击时变形较均匀，且由于碳化物钉扎位错的作用，导致其受热软化的影响较小，使得动态应力-应变曲线中流变应力下降速度较慢，在冲击中性能更稳定。如图5所示，淬火温度880 ℃，子弹气压0.7 MPa即应变速率上升至8152～8192 s-1时，GCr15SiMo钢的试样上存在明显的ASB现象，且同时存在相变绝热剪切带和形变绝热剪切带[12]。因此，本研究认为GCr15SiMo钢在高应变速率条件下的绝热剪切行为是导致其变形行为变化的主要原因之一，同时GCr15SiMo钢的组织结构是影响其绝热剪切敏感性的关键因素之一。

2.3 高温力学性能

金属材料的力学性能取决于组织结构、变形条件及变形温度等。本工作在分析热处理工艺对GCr15SiMo钢组织结构影响的基础上，研究了应变速率对动态性能的影响规律，同时结合组织结构与动态力学性能结果，采用金属形变升温计算公式(1)[12-14]，计算了GCr15SiMo钢动态压缩变形过程中的温升情况。

(1)

式中：β为导热系数，一般取0.9；
ρ为钢的密度；
Cp为钢的比热容；
σ为流变应力；
ε为应变；
ΔT为试样的整体温升平均值。通过对动态力学曲线求积分，采用式(1)计算得到材料整体温升平均值，结果如表3所示。可以看出，GCr15SiMo钢动态压缩变形过程中形变升温在117～333 ℃之间，随着应变速率的提高，试样的整体平均温升逐渐增加。

表3 不同应变速率时GCr15SiMo钢的形变升温Table 3 Deformation temperature increase of GCr15SiMo steel at different strain rates

结合表3所示GCr15SiMo钢在不同应变速率条件下的温升计算结果，利用GNT100-2型高温拉伸设备，选择微观组织存在明显差异的800,920 ℃两个淬火温度条件下的实验钢，研究了GCr15SiMo钢在25 ℃(室温),100,200,300,400,500 ℃6个温度下的力学性能，如图6所示。GCr15SiMo钢的强度具有明显的温度效应，随着变形温度的提高，原子的热振动加剧，原子间结合力下降，流变应力降低。变形温度由25 ℃(室温)升高至500 ℃时，800,920 ℃两个淬火温度条件下GCr15SiMo钢的屈服强度分别从1048,985 MPa下降到615,620 MPa。

由图6可知，随着淬火温度由800 ℃升高至920 ℃，室温条件下GCr15SiMo钢的抗拉强度由1315 MPa提高至1481 MPa、屈服强度由1048 MPa降低至985 MPa，且变形温度为100～500 ℃时GCr15SiMo钢均呈现出抗拉强度增加、屈服强度降低的趋势。GCr15SiMo钢强度的变化同样与组织结构有关。淬火温度800 ℃时，马氏体基体上存在未溶的M3C型碳化物，在Orowan机制作用下，起到钉扎位错提高屈服强度的作用，但第二相颗粒尺寸较大，强化作用有限，拉伸应力达到屈服强度后位错摆脱第二相颗粒，在较低的应力条件下出现断裂失效。淬火温度920 ℃时，马氏体基体中固溶的碳含量增加，第二相钉扎作用消失，GCr15SiMo钢屈服强度降低。通常认为，亚晶界是位错运动的有效障碍，亚晶界强化机制可提供比Orowan应力更有效的强化[15-16]，由图1(d)可知，淬火温度920 ℃时GCr15SiMo钢的组织为均匀一致的孪晶马氏体组织，在拉伸应力作用下，孪晶马氏体可有效阻碍位错运动，表现为应变硬化现象，即随着应变的增加应力-应变曲线呈上升趋势，如图6(b)所示。同时，与图4所示GCr15SiMo钢在高应变速率下的宏观变形行为结果一致，组织结构的变化引起变形抗力的增加叠加绝热剪切现象后，GCr15SiMo钢呈现出不规则的椭圆状压缩变形。

图6 不同淬火温度下GCr15SiMo钢的高温力学性能(a)800 ℃;(b)920 ℃Fig.6 Elevated temperature mechanical properties of GCr15SiMo steel at different quenching temperatures(a)800 ℃;(b)920 ℃

(1)淬火温度800～920 ℃时，GCr15SiMo钢马氏体基体上第二相碳化物颗粒均为正交晶系M3C型碳化物，且随着淬火温度的升高，M3C型碳化物颗粒的质量分数由2.319%减少至0%，全部回溶于马氏体基体中。

(2)动态压缩过程中，GCr15SiMo钢的失效应变均随应变速率的增加而增大，在真应变分别为0.2和0.8时，随着淬火温度的升高，GCr15SiMo钢流变应力分别下降13.45%,21.44%,27.49%和31.79%，流变应力迅速下降主要与组织结构和动态压缩变形时的绝热剪切机制有关。

(3)在子弹气压0.7 MPa时，随着淬火温度的升高，GCr15SiMo钢的宏观变形由镦粗转变为沿45°方向的剪切破坏，绝热剪切机制是导致变形行为变化的主要原因之一，且组织结构是影响材料绝热剪切敏感性的关键因素之一。

(4)GCr15SiMo钢动态压缩变形过程中形变升温在117～333 ℃之间，第二相碳化物颗粒回溶是其高温性能呈现抗拉强度增加、屈服强度降低的关键因素之一，且淬火温度920 ℃时均匀一致的孪晶马氏体组织在拉伸应力作用下表现出明显的应变硬化现象。