超高强度钢具有较高的强度和足够的韧性，是制造国防尖端武器的关键材料之一^{[1, 2]}。随着科学技术的发展，对超高强度钢综合性能的要求越来越高。高合金超高强度钢的合金元素含量超过10%(质量分数)，合金元素可以提高钢的综合性能。AerMet100超高强度钢^[3]作为高合金钢中的二次硬化钢^{[4, 5]}，是在AF1410的基础上，通过改善其合金元素的种类和配比而设计出来的一种新型超高强度钢。具有超高的强度、良好的断裂韧性、较高的疲劳强度、优良的抗应力腐蚀断裂和抗疲劳裂纹断裂的能力，凭借优良的强韧性配合被广泛应用在飞机起落架、火箭外壳、火箭发动机外壳、飞机旋翼等领域。目前，对AerMet100超高强度钢已有的研究主要集中在微观组织、化学成分、化学表面强化、二次硬化机理、热变形行为、准静态力学性能等方面。李杰等^[6]研究了AerMet100超高强度钢在427~510℃范围内回火的力学性能，发现AerMet100超高强度钢的力学性能对回火温度的敏感性较大，在482℃附近温度回火时力学性能变化明显。彭雯雯等^[7]研究了不同回火温度对Aermet100超高强度钢的微观组织及韧性的影响。陈蓬^[8]利用激光相变硬化处理工艺研究了表面强化对材料组织和力学性能的影响。王长亮等^[9]采用超音速火焰喷涂方法在AerMet100超高强度钢基体上制备了WC10Co4Cr 涂层，研究了不同喷砂条件对AerMet100超高强度钢表面粗糙度变化和对涂层与基体结合强度的影响。张滨岩^[10]研究了化学成分对材料组织和性能的影响。汪向荣等^[11]对材料的二次硬化机理进行了系统研究。Koji^[12]提出了影响材料韧性的因素，并对其影响机理进行了研究。杨小红等^[13]在热模拟机上对AerMet100 超高强度钢进行了恒温和恒应变率的热压缩实验，发现材料的流动应力随着变形温度的升高而降低，随应变速率的增大而增大。汪向荣^[14]研究了AerMet100超高强度钢热变形行为及热处理过程组织结构演变与力学性能的变化规律，获得了较佳的热变形参数，进而制定了AerMet100超高强度钢热轧变形工艺。乔慧娟等^[15]通过热模拟压缩实验研究了Aermet100超高强度钢在应变速率为0.01~50s^-1、变形温度为1073~1473K 和变形程度为0.05~0.9 条件下的热变形行为，并建立了基于正交分析的回归型Aermet100超高强度钢的热变形本构方程。王六定等^[16]对材料逆转变奥氏体形成的动力学进行了研究。

随着应用范围的扩展，对其动态力学性能的研究越来越有必要。本工作以AerMet100超高强度钢的动态力学性能为主要研究内容，针对特殊的深冷处理工艺及不同的回火温度，利用分离式Hopkinson压杆来研究热处理工艺对AerMet100超高强度钢动态力学性能的影响规律。

本实验的研究对象为AerMet100超高强度钢，实验用钢的原始状态为锻造退火态，尺寸为φ28mm×150mm，其化学成分如表1所示，微量元素如N，P，Mn等含量均在规定范围之内，材料较为纯净。

本实验采用的热处理工艺参数如表2所示。制备金相试样，并用体积分数为4%的硝酸酒精溶液进行腐蚀。采用光学显微镜(OM)和扫描电镜(SEM)分析其组织特征；用透射电镜(TEM)分析微结构，观察面为横截面；利用分离式Hopkinson压杆对材料进行室温动态压缩实验，采用φ4mm×4mm的圆柱形试样。控制应变率在1000～4200s^-1范围内，每组实验进行3次，动态压缩强度取其平均值。

AerMet100超高强度钢工艺1和工艺2的微观组织如图1所示。从图1(a-1)，(a-2)可以看到，热处理后的组织比较均匀，奥氏体晶界清晰，通过计算得到工艺1组织的有效晶粒尺寸为13.45μm，工艺2组织的有效晶粒尺寸为11.67μm。从图1(b-1)，(b-2)可以看到，在原奥氏体晶界内分布着大小不等、取向不同的马氏体束。从透射电镜(图1(c-1)，(c-2))中可以看到，组织主要是高密度位错的板条马氏体，每条马氏体的宽度大小不一，马氏体板条内存在少量孪晶。两种工艺比较发现，工艺2组织的马氏体板条较清晰，工艺1的组织略微杂乱，晶界稍模糊，可见深冷处理对组织优化有一定的作用。经测定，深冷前后残余奥氏体的含量分别为4.15%和0.5%，说明深冷处理使马氏体转化更加完全。

	图 1 AerMet100超高强度钢的微观组织 (1)工艺1；(2)工艺2；(a)OM图；(b)SEM图；(c)TEM图 Fig. 1 Microstructures of AerMet100 ultra-high strength steel (1)process 1;(2)process 2;(a)OM image;(b)SEM image;(c)TEM image
图选项

工艺1和工艺2的真实应力-应变曲线分别如图2和图3所示。两种工艺材料在应变率为0.001s^-1时，在弹性阶段随着应变的增加流变应力呈线性迅速增加，达到某一个数值时，曲线的斜率逐渐变小，紧接着进入塑形流动阶段，之后随着应变的增加应力变化不大，加工硬化效应不明显。当应变率在2000～3500s^-1时，动态压缩强度几乎没有变化，说明AerMet100超高强度钢在此应变率范围内没有明显的应变率硬化效应。但与准静态条件下相比，其动态压缩强度提高了30%左右，说明材料具有明显的应变率硬化效应。同时可以看出，随应变率的提高塑性阶段流变应力的斜率(δσ/δε)逐渐减小。在动态压缩过程中，随应变率的提高试样中产生的热量会逐渐升高，在应变率较低时，试样加载后产生的热量较少，在变形中产生的热软化导致流变应力的下降不足以抵抗应变硬化导致流变应力的上升。此时，应变硬化占主导地位，表现在应力-应变曲线上δσ/δε>0，而随着应变率的逐渐提高，加载过程中产生的热量增加，在动态变形中热软化占主导，流变应力曲线逐渐变得“平坦”(斜率趋向于零)，如应变率在3300s^-1的应力-应变曲线。这表明动态压缩过程是一个应变硬化和热软化竞争的过程。

	图 2 工艺1的真实应力-应变曲线 (a)=0.001s-1;(b)=2000～3300s-1 Fig. 2 True stress-strain curves of process 1 (a)=0.001s-1;(b)=2000-3300s-1
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	图 3 工艺2的真实应力-应变曲线 (a)=0.001s-1;(b)=2000～3500s-1 Fig. 3 True stress-strain curves of process 2 (a)=0.001s-1;(b)=2000-3500s-1
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在应变率从2000s^-1增加到3500s^-1的过程中，两种工艺材料的应变均逐渐增大，工艺1材料的最大应变约为0.20，工艺2材料的最大应变约为0.24；材料的动态压缩强度值变化不大，工艺1材料约为2800MPa，工艺2材料约为2750MPa。工艺1材料在应变率为3300s^-1下发生断裂，应变为0.18；而工艺2材料在应变率为3500s^-1下发生断裂，应变为0.24。综上所述，说明深冷处理使材料有着良好的动态塑性。

未经过深冷处理的材料马氏体转化不完全，含有较多的残余奥氏体，虽然其为软相，但由于AerMet100超高强度钢属于二次硬化钢，在经482℃回火后会析出碳化物，使得碳化物中的Co，Mo，Ni等稳定元素含量减少，导致残余奥氏体在回火过程中产生新的马氏体，新生马氏体比较脆，导致了塑性降低。而经过深冷处理后的组织虽然残余奥氏体含量很低，但在回火过程中会生成逆转奥氏体，从而提高了动态塑性。

淬火态组织及六种不同回火温度组织的SEM图片如图4所示。可知，经深冷处理后淬火态组织主要由马氏体和少量残余奥氏体组成(图4(a))，可以看到原奥氏体晶界，在原奥氏体晶界内分布着大小不同、取向各异的马氏体束。AerMet100超高强度钢经不同温度回火后，其组织主要是高位错密度的板条马氏体和少量逆转奥氏体^[7]；300℃回火后(图4(b))，其组织与淬火态组织相比晶界模糊不清，回火马氏体板条宽度变化不大，部分马氏体边界逐渐消失，并且开始析出碳化物；400℃和450℃回火后(图4(c)，(d))，随回火温度的升高，组织中析出了大量的碳化物；482℃回火后(图4(e))，马氏体板条边界比较清晰，析出的碳化物较细小；500℃回火后(图4(f))，随着回火温度的继续升高，析出的碳化物开始长大，有部分较大的碳化物颗粒，组织边界变得不明显；600℃回火后(图4(g))，呈现部分粒状和短棒状组织，析出的碳化物继续长大。

	图 4 淬火态和不同回火温度下AerMet100超高强度钢的微观组织 (a)淬火态组织;(b)300℃;(c)400℃;(d)450℃;(e)482℃;(f)500℃;(g)600℃ Fig. 4 Microstructures of AerMet100 ultra-high strength steel with quenching and at different tempering temperatures (a)quenching microstructure;(b)300℃;(c)400℃;(d)450℃;(e)482℃;(f)500℃;(g)600℃
图选项

六种回火材料在高应变率( =1000～4200s^-1)下的真实应力-应变曲线如图5所示。随着应变率从1000s^-1增加到4200s^-1，六种回火材料的应变均逐渐增大，直到材料断裂；动态压缩强度值有一定的变化，但变化幅度不大，与准静态相比表现出明显的应变率硬化效应。可以看出，随着回火温度的升高，不同回火材料的动态压缩强度、塑性应变、出现断裂的临界应变有着不同的变化，如表3所示。可知，材料的最大动态压缩强度呈现出先增大后减小的趋势，在482℃时达到最大值2800MPa；材料的塑性变形能力在600℃时最好，应变超过了35%。在高应变率下，当六种材料达到均匀塑性变形阶段后，随着应变的增加，流变应力呈现出平缓的特征，这与试样变形过程中绝热升温导致的热软化作用有关，说明动态压缩是一个应变硬化和热软化竞争的过程。

	图 5 六种回火材料在高应变率(=1000～4200s-1)下的真实应力-应变曲线 (a)300℃；(b)400℃；(c)450℃；(d)482℃；(e)500℃；(f)600℃ Fig. 5 The true stress-strain curves of six kinds of tempering materials in high strain rate(=1000-4200s-1) (a)300℃;(b)400℃;(c)450℃;(d)482℃;(e)500℃;(f)600℃
图选项

为了更好地研究回火温度对材料动态力学性能的影响规律，对相同应变率(3000s^-1)下六种回火材料的真实应力-应变曲线进行比较，如图6所示。可以看出，随着回火温度的升高，材料的动态压缩强度依然在482℃时出现峰值，约为2750MPa，塑性应变在600℃时最大，约为0.28。600℃回火时，材料虽然塑性变形能力最好，但动态压缩强度最低，仅为1750MPa，与482℃时相比低1000MPa，综合性能不佳；482℃回火材料具有最高的动态压缩强度，塑性应变在0.23左右，仅比600℃时低0.05左右，强韧性匹配良好，具有优良的综合力学性能。

	图 6 六种回火材料在相同应变率下的真实应力-应变曲线 Fig. 6 The true stress-strain curves of six kinds of tempering materials under the same strain rate
图选项

综上所述，在高应变率加载条件下，482℃回火时，强韧性匹配良好，材料的综合性能最好。

对断裂后的试样进行观察，发现六种回火试样的断裂形式均是剪切断裂，形貌差别不大，图7为AerMet100超高强度钢600℃回火试样的动态断裂特征。试样的宏观断裂形貌如图7(a)所示，对回火组织进行绝热剪切带的观察，剪切带光镜图片如图7(b)所示。可以看到剪切带与中心轴线呈45°，这是由于在压缩时，沿与轴向呈45°方向上的剪应力最大，故而容易在此方向上产生剪切带，然后沿着最大剪应力方向向前扩展，扩展到一定程度时发生断裂。

	图 7 AerMet100超高强度钢600℃回火时材料的动态断裂特征 (a)宏观断裂形貌;(b)ASB形貌 Fig. 7 Dynamic fracture characteristics of AerMet100 ultra-high strength steel after 600℃ tempering treatment (a)macro fracture morphology;(b)OM pattern of ASB
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(1)深冷处理可降低材料中残余奥氏体的含量，提高其塑性，在高应变率(2000～3500s^-1)条件下，动态压缩强度保持在2800MPa左右，最大应变为0.24，故深冷处理有助于改善材料的综合性能。

(2)AerMet100超高强度钢动态下的最佳回火温度为482℃。在高应变率下与准静态相比表现出明显的应变率硬化效应。随着回火温度的升高，材料的动态压缩强度呈现先增大后减小的趋势，在482℃时出现峰值，约为2800MPa，最大应变约为0.24，强韧性匹配良好，具有优良的综合力学性能。

(3)在动态加载条件下，材料的断裂形式均是剪切断裂。在与轴向呈45°的最大剪应力方向上容易产生剪切带。