軸類鍛件用中錳鋼的高溫熱塑性

欒玉琦， 吳紅艷， 王琬淇， 高秀華， 杜林秀

(東北大學 軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室， 遼寧 沈陽 110819)

由于大型鍛件的熱加工制造過程是一個復雜的系統工程，我國的大型鍛件用鋼主要依賴進口[1-2]，目前軸類大鍛件的常用材料有34CrNi3Mo鋼等，主要依靠添加價格昂貴的Ni來獲得理想的綜合性能，但是Ni的昂貴價格限制了此鋼種在大型軸類鍛件上的推廣應用[3-4]。中錳鋼具有較高的強塑積[5-6]，相對于高錳鋼，該類鋼成本低、生產簡單，相對于低錳鋼，Mn含量的提高擴大了奧氏體相變區，提高奧氏體穩定性，給鋼的組織和性能調控帶來了更多便利[7-8]。本文采用以Mn代Ni的設計思路，設計出一種新型軸類鍛件用中錳鋼。

鋼鐵材料的高溫熱塑性是用來衡量高溫條件下鋼鐵材料塑性好壞的標準，代表鋼鐵材料在高溫下的可加工性能。高溫熱塑性密切影響著鋼鐵材料鑄坯的表面質量，由于其在矯直過程中容易出現裂紋，嚴重影響產品質量合格率，因此需要對材料高溫熱塑性進行深入研究并找出規律，有效避開脆性區從而指導后期生產過程，提高產品質量[9-10]。由于本試驗中所用中錳鋼采用以Mn代Ni的設計思路，同時僅添加微量合金元素極大地降低了產品成本，但目前對中錳鋼的高溫熱塑性研究還比較少，因此本文以新型軸類鍛件用中錳鋼為研究對象，利用MMS-200熱模擬機對試驗鋼進行高溫拉伸試驗。通過繪制高溫熱塑性曲線來研究強度和塑性與溫度之間的關系，對斷口形貌進行了細致觀察并分析機理，為實際生產提供理論依據，從而避免連鑄和矯直過程中出現裂紋等現象。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

本試驗所用中錳鋼材料采用150 kg真空爐煉制而成，冶煉過后進行鍛造，鍛造溫度均為1050 ℃，鍛造為φ150 mm的鋼坯，通過電感耦合等離子光譜儀測得其化學成分，見表1。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)

采用電火花線切割機和車床將鍛造后的中錳鋼加工成尺寸為φ10 mm×74 mm的高溫拉伸試樣，如圖1所示。試樣的兩端加工出φ13 mm×3 mm的帽口，便于試樣在熱模擬試驗機中固定，保證夾具與試樣的有效接觸。

圖1 高溫拉伸試樣尺寸Fig.1 Size of the high temperature tensile specimen

1.2 試驗方法

中錳鋼的高溫拉伸試驗在MMS-200熱模擬試驗機上進行。將中錳鋼試樣從室溫以10 ℃/s的速度加熱到1300 ℃，保溫5 min，然后再以1.5 ℃/s的速度冷卻到設定的溫度(650、700、750、800、850、900、950、1000、1100和1200 ℃)，保溫2 min，然后分別以4×10-3s-1和4×10-2s-1的應變速率進行高溫拉伸直到斷裂，拉斷后空冷，以保留試樣在測試溫度下的斷口及組織形貌。中錳鋼的高溫熱塑性曲線是通過高溫拉伸試驗的結果來繪制的，即通過繪制高溫拉伸試樣的斷面收縮率和拉伸溫度的關系曲線來進一步確定高溫熱塑性曲線。在高溫拉伸試驗前后，需要采用游標卡尺對試樣尺寸進行精細測量，并結合熱模擬試驗數據，計算出斷面收縮率，衡量鑄坯高溫熱塑性好壞的指標主要是斷面收縮率和抗拉強度，斷面收縮率Z是指連鑄坯試樣在被拉斷之后，最大頸縮橫截面積A1與原始橫截面積A0的百分比，如公式(1)所示。

(1)

采用電火花線切割機獲得拉伸斷口附近垂直于斷口的金相試樣，經砂紙逐級打磨并機械拋光，隨后使用體積分數4%的硝酸酒精溶液對試樣進行腐蝕，然后采用JEOL JXA8530F型場發射電子探針顯微分析儀(EPMA)觀察其顯微組織。采用FEI Quanta 600掃描電鏡對拉伸斷口形貌進行觀察和分析，確定在高溫拉伸變形加載條件下中錳鋼在不同溫度下的斷裂模式。

2 試驗結果與分析

連鑄坯的高溫熱塑性是指金屬材料在外力作用下發生永久變形而不破壞其完整性的能力。利用試驗測得的數據繪制出熱塑性曲線及應力-應變曲線，表征鋼材的高溫力學性能。斷面收縮率反映了鑄坯在高溫下發生塑性變形能力的大小，當Z>60%時，Z值越大，表明鑄坯越容易發生塑性變形，即抵抗外力作用而不產生裂紋的可能性越大；當Z<60%時，Z值越小，鑄坯裂紋敏感性增大，越易產生裂紋缺陷，因此將Z=60%時的溫度定義為塑性區和脆性區的臨界溫度[11]。

Suzuki等[12-13]研究表明，從鋼的熔點到600 ℃存在3個脆性溫度區。通過高溫拉伸試驗數據，繪制出在不同應變速率下中錳鋼的斷面收縮率隨拉伸溫度的變化關系，如圖2所示。以斷面收縮率為60%作為臨界點判斷試驗鋼的高溫熱塑性，由圖2可知，試驗鋼在高、低兩個應變速率下、650～1200 ℃范圍內拉伸時，斷面收縮率均達到60%以上，可以看出，試驗鋼在650～1200 ℃范圍內表現出較好的熱塑性，因此，650～1200 ℃均為高溫塑性區，不存在脆性溫度區間。并且，以應變速率為4×10-2s-1為例，試驗鋼在750 ℃時，斷面收縮率達到最低值，為83.35%，在950～1100 ℃范圍內，斷面收縮率達90%以上，在1100 ℃時斷面收縮率達98.31%。

圖2 試驗鋼高溫熱塑性曲線Fig.2 High temperature thermoplastic curves of the tested steel

試驗鋼在不同拉伸溫度和應變速率下的應力-應變曲線，如圖3所示。從圖3中可以觀察到，試驗鋼的抗拉強度隨著拉伸溫度的升高而降低，拉伸溫度的改變不僅影響熱塑性，且強度同時發生變化，這個趨勢主要受拉伸溫度影響，應變速率并不起主要作用。在高溫拉伸過程中，隨著應變的增加，應力-應變曲線的變化呈4個階段，第一階段表現為拉伸初始時應力快速上升；第二階段，應力增速變緩，此階段為均勻塑性變形，這是由于組織內產生加工硬化使得應力不斷上升，達到最大值；第三階段，由于高溫產生的軟化作用與拉伸過程中試驗鋼自身的強化作用相平衡，試驗鋼出現連續頸縮，表現為應力均勻下降；第四階段，隨著應變的繼續進行，高溫產生的軟化作用相較于試驗鋼自身的強化作用占據主導地位，出現嚴重頸縮現象，表現為應力快速下降直至試樣斷裂。拉伸變形后期試驗鋼的應力-應變曲線出現波動，呈鋸齒狀，表明基體內部的晶粒在高溫下發生了動態軟化行為，強化作用被削弱。

圖3 試驗鋼在不同應變速率下的高溫拉伸應力-應變曲線Fig.3 High temperature tensile stress-strain curves of the testedsteel at different strain rates(a) 4×10-3 s-1; (b) 4×10-2 s-1

圖4為試驗鋼在不同拉伸溫度下對應的峰值應力σm和峰值應變εm的趨勢圖。應變速率為4×10-2s-1時，在650 ℃時峰值應力達最大值248 MPa，在高溫拉伸過程中，試驗鋼峰值應力隨著拉伸溫度的升高而逐漸下降，在650～850 ℃范圍內峰值應力下降較快，在850 ℃之后下降速度稍稍變緩。在拉伸溫度為700、900、1050和1150 ℃，應變速率為4×10-2s-1時的峰值應力略低于應變速率為4×10-2s-1的峰值應力。這是由于熱加工是在高于再結晶溫度以上的塑性變形過程，所以由塑性變形引起的硬化過程和回復再結晶引起的軟化過程幾乎同時存在，而金屬材料熱加工后的組織 和力學性能與熱加工時的硬化過程和軟化過程密切相關，這個過程又受到變形溫度和應變速率的影響。應變速率對材料的動態再結晶過程有著顯著影響。在高應變速率下，材料的峰值應力與變形溫度之間呈線性關系，即變形溫度升高，峰值應力不斷減小。

圖4 試驗鋼在不同的拉伸溫度下對應的峰值應力(a)和峰值應變(b)Fig.4 Peak stress(a)and peak strain(b) of the tested steel under different tensile temperatures

這是由于高應變速率會產生軟化作用，這種行為與動態再結晶的發生有密切聯系，動態再結晶程度的提高使位錯密度下降。與此同時，動態再結晶的發生與試驗鋼內部合金元素也有一定聯系，這是由于間隙原子會促進活化能的減少。這些原因的共同作用促成了試驗鋼的峰值應力隨溫度升高下降。而在低應變速率下，峰值應力隨溫度呈波浪形變化，這是由于反復出現的動態再結晶-變形-動態再結晶，即交替進行軟化-硬化-軟化而造成的。

圖5為試驗鋼經不同溫度高溫拉伸后斷口附近的組織形貌，從圖5可以看出，在650～1200 ℃范圍內，高溫拉伸斷口附近的組織主要以板條狀馬氏體為主，低溫時期組織相對細小，隨著拉伸溫度的升高，組織逐漸變得粗大。這是由于試驗鋼中Mn含量較高，使得試驗鋼的淬透性較好，在拉斷后的冷卻過程中只發生馬氏體相變，所以在不同拉伸溫度下的斷口附近組織組成基本一致。而在750 ℃和900 ℃時組織中還出現了少量先共析鐵素體，這些先共析鐵素體在拉伸過程中表現為軟相組織，因此先共析鐵素體的含量是影響高溫拉伸結果和試驗鋼熱塑性好壞的重要因素，先共析鐵素體越多的溫度點對應的試驗鋼的熱塑性越差[14]。結合試驗鋼高溫熱塑性曲線和斷口附近的組織形貌可知，這些先共析鐵素體的存在是導致在750 ℃和900 ℃時熱塑性降低的主要原因。

圖5 4×10-2 s-1應變速率下不同拉伸溫度拉伸后試驗鋼斷口附近EPMA組織Fig.5 EPMA microstructure near fracture of the tested steel after tensile at differenttemperatures at strain rate of 4×10-2 s-1(a) 650 ℃; (b) 750 ℃; (c) 850 ℃; (d) 900 ℃; (e) 1000 ℃; (f) 1200 ℃

圖6為試驗鋼在高應變速率4×10-2s-1條件下，進行不同溫度高溫拉伸的斷口形貌，由于高應變速率能夠縮短拉伸時間，對提高試驗鋼的高溫熱塑性有利。通過觀察在不同拉伸溫度下的高溫拉伸斷口形貌來確定試驗鋼在不同拉伸溫度下的斷裂機理。一般情況下，斷口形貌中所呈現的韌窩和撕裂谷的大小和深度代表著試驗鋼在斷裂過程中所吸收的能量的大小，試驗鋼在發生斷裂過程中所吸收的能量越大，代表試驗鋼的塑性越好。

圖6 試驗鋼在4×10-2 s-1應變速率下的高溫拉伸斷口形貌Fig.6 High temperature tensile fracture morphologies of the tested steel at strain rate of 4×10-2 s-1 (a,b) 700 ℃; (c,d) 850 ℃; (e,f) 1000 ℃; (g,h) 1150 ℃

由圖6可以看出，在650～1050 ℃范圍內，試驗鋼在高溫拉伸過程中的斷裂方式為穿晶韌性斷裂，表現為斷口有大量韌窩分布，并且韌窩周圍伴隨著較大的塑性變形。在拉伸溫度低于900 ℃時，韌窩形態以小韌窩為主，晶粒間有較多微小孔洞。當拉伸溫度大于900 ℃時，韌窩形態主要以大而密集的韌窩為主。這是由于奧氏體發生動態再結晶行為，能夠給予晶界足以發生遷移的驅動力，將高溫拉伸過程中形成的裂紋阻隔在晶粒內部，從而有效防止裂紋擴展。因此導致斷裂的原因是晶粒內部的裂紋尖端產生應力集中，使裂紋橫穿整個晶粒且相互連接。高溫條件更有利于晶界遷移使得裂紋的阻礙作用大于裂紋對晶界的拖拽作用，因此高溫變形區通常具有良好的熱塑性。在1050～1200 ℃范圍內，試驗鋼在高溫拉伸過程中的斷裂方式為沿晶斷裂，斷口形貌較為平滑，呈液相凝固自由收縮的狀態，由于受較高溫度的影響，在晶界處較易形成液膜，在應力的作用下在晶界處首先形成裂紋，裂紋擴展造成斷裂[15]。在此拉伸溫度范圍內，試驗鋼斷裂的原因是液相的影響。

3 結論

1) 在650～1200 ℃拉伸溫度范圍內對試驗鋼進行高溫拉伸試驗，斷面收縮率均達60%以上，650～1200 ℃均屬于試驗鋼的高溫塑性區，不存在脆性溫度區間。在生產過程中，連鑄坯頂彎和矯直溫度都可以在此溫度范圍內進行。

2) 試驗鋼高溫拉伸斷口附近的組織主要為板條馬氏體，在熱塑性稍差的溫度點(750,900 ℃)對應的組織中存在少量先共析鐵素體，先共析鐵素體作為軟相組織，降低了試驗鋼在該溫度下的熱塑性。

3) 試驗鋼在650～1050 ℃范圍內的高溫拉伸斷口形貌表現為典型的穿晶韌性斷裂，斷口有大量韌窩分布，且韌窩周圍有較大的塑性變形。在1050～1200 ℃范圍內，試驗鋼的斷裂方式為沿晶斷裂，受液相的影響，斷口形貌較為平滑，呈液相凝固自由收縮的狀態。