珠光體對ZG120Mn13鋼拉伸斷裂過程的影響

丁志敏，付 能，馮 銳

（大連交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，大連 116028）

珠光體對ZG120Mn13鋼拉伸斷裂過程的影響

丁志敏，付 能，馮 銳

（大連交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，大連 116028）

為探究珠光體降低高碳高錳鋼機械性能的原因，本文采用金相組織分析、機械性能測試和斷口微觀形貌分析等實驗方法，研究了奧氏體基體上含體積分數(shù)23%珠光體的ZG120Mn13高碳高錳鋼的拉伸性能及其裂紋形核和擴展過程.結(jié)果表明：通過時效處理，在奧氏體基體上析出的條狀、顆粒狀以及沿晶界連續(xù)分布的珠光體將使ZG120Mn13鋼的強度和塑性大幅度下降.機械性能的降低與其力學(xué)行為有關(guān)，當基體為單一奧氏體時，裂紋將在大量孿生變形后，在孿晶界、孿晶與晶界交界處形核，并沿孿晶界長大而相互連接、擴展.而奧氏體基體上存在珠光體時，裂紋主要在珠光體團內(nèi)形核，并通過相鄰珠光體間奧氏體的塑性耗竭、切斷而得以擴展.

高碳高錳鋼；時效處理；組織結(jié)構(gòu)；珠光體；機械性能；裂紋形核及其擴展

高碳高錳鋼在強沖擊、高應(yīng)力載荷工況下具有極為優(yōu)異的耐磨性能［1-2］.但由于高錳鋼的初始硬度低，在強沖擊載荷下，表層在發(fā)生形變硬化的同時也將產(chǎn)生較大的外形尺寸變化，而使摩擦副之間接觸精度降低，導(dǎo)致隨后的磨損量增大，其初期耐磨性降低［3］.此外，在非強沖擊載荷工況下，高錳鋼的耐磨性也沒有得到充分的發(fā)揮［4-5］.

時效處理作為一種提高高錳鋼耐磨性或初期耐磨性的簡單、廉價的處理方法，得到了越來越多的應(yīng)用.不過，一些文獻［6-9］在研究了高錳鋼時效處理之后的組織和機械性能后發(fā)現(xiàn)，只有經(jīng)適當溫度的時效處理才有可能提高高錳鋼在非強沖擊載荷下的耐磨性.一旦時效溫度超過450℃，雖然在高錳鋼的奧氏體基體上析出了更多的碳化物或珠光體，但其抗拉強度、韌性、甚至其耐磨性不增加反而大幅度下降.而關(guān)于時效處理所析出的珠光體是怎樣影響高錳鋼的強度、韌性和耐磨性等機械性能的問題，卻鮮有文獻報道.

鑒此，本文擬通過研究拉伸過程中單相奧氏體基體上珠光體存在與否時的裂紋形核和擴展過程的差異，來弄清楚時效處理過程中析出的珠光體降低高錳鋼機械性能的原因.

1 實 驗

本文所用材料為ZG120Mn13高碳高錳鋼，其化學(xué)成分如表1所示.所用試樣經(jīng)熔煉、澆注、切割獲得基爾試塊，并經(jīng)水韌處理、加工成所需試樣后，再進行時效處理.水韌處理工藝為：1 050℃× 2 h水冷.為了獲得較多量的珠光體，所采用的時效處理工藝為：550℃×2 h水冷.

表1 實驗用高碳高錳鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)/%）

拉伸實驗在AG-IS 250 kN萬能拉力試驗機上進行，拉伸速率為5 mm/min，所用試樣為直徑10.0 mm標準圓柱短試樣.在JSM-6360LV掃描電子顯微鏡上對拉伸斷口進行了微觀形貌分析.爾后，將拉斷的試樣沿垂直于斷裂面的方向制成剖面金相試樣.

在NEOPHOT21光學(xué)顯微鏡上對水韌處理及其時效處理后的金相試樣和剖面金相試樣進行了觀察.制備金相試樣和剖面金相試樣的浸蝕方法為先用體積分數(shù)4%的硝酸酒精溶液浸蝕后，再用體積分數(shù)4%的鹽酸溶液進行浸蝕.

采用定量金相方法中的直線截線法在光學(xué)顯微鏡上測定了奧氏體基體上的珠光體數(shù)量.測量時任意選取10個視場，每一視場縱、橫方向各測量1次，最后獲得珠光體團在直線段上的平均值.

2 結(jié)果與分析

2.1 ZG120Mn13鋼不同組織時的拉伸性能及其斷口微觀形貌

圖1為ZG120Mn13高錳鋼水韌處理及其時效處理后的金相組織.從圖1可以看出：高錳鋼水韌處理的組織為單一奧氏體組織；經(jīng)550℃時效處理后，在奧氏體基體上析出了較多呈條狀或顆粒狀的珠光體團，其珠光體體積分數(shù)為23%，且有較多珠光體團沿晶界連續(xù)分布.

圖2和表2分別為ZG120Mn13鋼不同組織時的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線及其拉伸性能.

從圖2可以看出，具有奧氏體組織的高錳鋼的塑性變形階段很長，展現(xiàn)出了極高的塑性變形能力，并且在其變形曲線上出現(xiàn)了由孿生變形引起的鋸齒狀形態(tài)［2，10-12］；而當奧氏體基體上析出體積分數(shù)23%的珠光體時，其塑形變形階段極短，表現(xiàn)出了較大的脆性，見圖2（a）.表2的拉伸性能數(shù)據(jù)也顯示，除了將稍增加屈服強度之外，珠光體在奧氏體基體上的析出均將大幅度地降低高錳鋼的抗拉強度和塑性，特別是塑性.

表2 ZG120Mn13鋼不同組織時的拉伸力學(xué)性能

圖3為ZG120Mn13鋼不同組織時的拉伸斷口微觀形貌.

從圖3可以看出：奧氏體組織的拉伸斷口呈現(xiàn)出明顯的疊層狀和韌窩狀的混合斷口形貌，且疊層狀的尺寸較為粗大，見圖3（a）；而當奧氏體基體上有珠光體析出時，其微觀斷口形貌有點與沿晶斷口的冰糖狀相類似，但又沒有冰糖狀斷口形貌那樣棱角分明，本文將其斷口形貌稱為類冰糖狀斷口，見圖3（b）；而對圖3（b）進行更高放大倍率進行觀察時可以看到，沿晶斷面由凹凸不平的“石斷狀”形貌（圖3（c）上部分）與韌窩（圖3（c）下部分）組成.圖3所展現(xiàn)出的ZG120Mn13鋼不同組織時的拉伸斷口微觀形貌肯定與其拉伸過程中裂紋的形核及其擴展過程有關(guān).

2.2 ZG120Mn13鋼不同組織時的斷口剖面金相組織

圖4和圖5分別為ZG120Mn13鋼不同組織時的斷口剖面金相組織.由圖4可以看出，當組織為單一奧氏體時，試樣上存在有大量相互平行和交叉的孿晶.大量孿晶的存在以及圖2（b）的拉伸曲線和其上的鋸齒狀表明，高碳高錳鋼奧氏體從開始塑性變形到最后斷裂的階段中發(fā)生了較大的塑性變形，且其變形方式主要為孿生；而裂紋的形核位置為孿晶界（圖4（a）中的A、B、C處，以及圖4（b）中的A、B處）、孿晶與晶界交界（圖4（a）中的D、E處，以及圖4（b）中的C處）等位置，其中以孿晶界為主要的裂紋形核位置；且裂紋的擴展基本上是沿著孿晶界進行的（圖4（a）中的C、F、G處，以及圖4（b）中的D處）.圖4（a）中H處還顯示，相鄰兩裂紋在各自沿著孿晶界長大后通過相互連接而使裂紋進一步長大的情形.

圖4 奧氏體組織的裂紋形核及其擴展

由圖5可以看出，經(jīng)時效處理后，在奧氏體基體上析出有較多珠光體，在奧氏體的基體上看不到孿晶以及珠光體團發(fā)生形狀變化的痕跡，這表明奧氏體+珠光體組織在斷裂前沒有發(fā)生明顯的塑性變形，而裂紋主要是在珠光體團內(nèi)形核.因此，當珠光體團單獨存在于奧氏體基體時，裂紋前端終止于奧氏體和珠光體團的交界處，如圖5（b）中的A、B、C所示.而裂紋的繼續(xù)擴展需在更高的外力作用下通過始終處于裂紋前沿局部的奧氏體不斷地發(fā)生塑性變形、塑性耗竭、切斷，最終使相鄰珠光體間奧氏體發(fā)生斷裂才得以進行.當珠光體團相互連接在一起時，主裂紋的擴展是不斷地通過其前端珠光體團中小裂紋的形成、獨自擴展以及與主裂紋相互連接而進行的，如圖5（c）所示.

圖5 奧氏體+珠光體組織的裂紋形核及其擴展

3 討 論

由2.1小節(jié)可知，高碳高錳鋼水韌處理后的組織為單一奧氏體組織.經(jīng)550℃時效處理后則將在奧氏體基體上析出呈條狀或顆粒狀的珠光體團，其體積分數(shù)可達23%，且出現(xiàn)了較多珠光體團沿晶界呈連續(xù)分布的狀態(tài).與奧氏體組織相比較，珠光體的析出使得高錳鋼在拉伸過程中的塑形變形階段大大縮短，脆性明顯增加，并大幅度地降低其抗拉強度和塑性，特別是塑性.高碳高錳鋼組織的差異所引起拉伸性能的改變，肯定與各組織在拉伸條件下的變形、裂紋形核及其擴展過程中所表現(xiàn)的行為不一樣有關(guān).

當高錳鋼具有奧氏體組織時，由于高錳鋼奧氏體的穩(wěn)定性高、層錯能低［13-14］，以及具有優(yōu)異的塑性，因而在整個高錳鋼的變形和斷裂的過程中沒有新相的形成，主要是以孿生變形的方式進行塑性變形，且其塑性變形階段非常長.反映在斷口剖面金相組織上，出現(xiàn)了大量相互平行或交叉的孿晶.當孿生變形達到一定程度后，則裂紋將會在孿晶界、孿晶與晶界的交界等位置處，較多地是在孿晶界處形核，并沿孿晶界長大，以及相鄰裂紋間相互連接而導(dǎo)致斷裂（如圖4所示）.而圖3（a）中所示的疊層狀微觀斷口形貌也間接地反映了高碳高錳鋼中的奧氏體在斷裂過程中裂紋沿孿晶界擴展，斷裂后在其斷面上呈現(xiàn)出疊層狀的形貌.

而在奧氏體基體上析出有較多珠光體時，此時珠光體團作為硬度較高的組織存在于軟質(zhì)的奧氏體基體中［15］，因而在奧氏體+珠光體組織進行塑性變形時，奧氏體將優(yōu)先進行塑性變形，而珠光體團將對奧氏體的變形起著阻礙作用.珠光體量越多，尺寸越大，則這種阻礙作用就越強，特別是當珠光體團連接成長條狀、或沿奧氏體晶界呈連續(xù)分布時，其阻礙作用更強.反過來，這種阻礙作用的結(jié)果，不但使奧氏體的塑性變形減小，而且即使在高碳高錳鋼產(chǎn)生宏觀變形量較小的情況下，也會在奧氏體與珠光體團的交界處產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中.而在這種高應(yīng)力集中狀態(tài)下，珠光體團中的滲碳體片將會在大量源于鐵素體片層中、而塞積于鐵素體和滲碳體交界處位錯的作用下，在垂直于拉伸軸方向上沿著強烈剪切形變帶而開裂，繼而使裂紋貫穿整個珠光體團［16］，其情形如圖5所示的那樣.此時，若珠光體團在奧氏體基體中單獨存在時，則相鄰珠光體團中的小裂紋將會通過兩者之間的奧氏體在各自裂紋尖端應(yīng)力作用下不斷地發(fā)生塑性變形、塑性耗竭、切斷，不斷地向前擴展而相互連接，并通過這種相互間的不斷連接擴展導(dǎo)致最后的斷裂.此時，在拉伸斷口的微觀形貌上呈現(xiàn)出如圖3（c）下部的韌窩形貌.但若珠光體團連接成長條狀、或沿奧氏體晶界呈連續(xù)分布時，則主裂紋將主要是不斷地通過小裂紋在其前端的珠光體團中形核、長大而后與主裂紋相互連接而得以擴展，最終導(dǎo)致斷裂.此時，在拉伸斷口微觀形貌上呈現(xiàn)出如圖3（c）上部分的凹凸不平的“石斷狀”形貌.由于在低的拉伸載荷下，珠光體團中就會有裂紋的產(chǎn)生，因而當在奧氏體基體中存在有珠光體時，則奧氏體的強度和塑性均將降低.珠光體量越多，在珠光體團中產(chǎn)生裂紋的幾率就越大，因而其強度和塑性將下降得越多.特別是在珠光體團連接成長條狀、或沿奧氏體晶界呈連續(xù)分布時，由于裂紋間可以直接沿著長條狀方向或晶界相互連接擴展，則抗拉強度和塑性降低的幅度將更大.

4 結(jié) 論

1）ZG120Mn13鋼時效處理后將在水韌處理所獲得的奧氏體基體上析出條狀和顆粒狀珠光體團，其體積分數(shù)可達23%，且有較多的珠光體團沿晶界呈連續(xù)分布.珠光體的析出將使高碳高錳鋼的強度和塑性大幅度地降低.

2）在ZG120Mn13鋼為奧氏體時的拉伸斷口剖面金相組織上，存在有大量相互平行和交叉的孿晶.而裂紋在孿晶界、孿晶與晶界交界等位置處形核、并沿著孿晶界長大，以及通過相鄰裂紋間各自長大、連接而斷裂.

3）在ZG120Mn13鋼為奧氏體+珠光體組織時的拉伸斷口剖面金相組織上，在奧氏體的基體上看不到孿晶以及珠光體團發(fā)生形狀變化的痕跡.而裂紋主要通過珠光體團內(nèi)的形核，并通過始終處于裂紋前沿的奧氏體不斷地發(fā)生塑性變形、塑性耗竭、切斷，最終使相鄰珠光體團間的奧氏體發(fā)生斷裂而得以擴展，或不斷通過位于主裂紋前端珠光體團中小裂紋的形核、長大而后與主裂紋相連接的方式得以擴展，最終導(dǎo)致斷裂.

［1］ 張增志.耐磨高錳鋼［M］.北京：冶金工業(yè)出版社，2002.

［2］ DASTUR Y N，LESLIE W C.Mechanism of work hardening in Hadfield manganese steel［J］.Metall Tran A，1981，12A（5）：749-759.

［3］ ATABAKI M M，JAFARI S，HASSAN A.Abrasive wear behavior of high chromium cast iron and hadfield steel：a comparison［J］.Journal of Iron and Steel Research，International，2012，19（4）：43-50.

［4］ 王豫，斯松華.高錳鋼加工硬化規(guī)律和機理研究［J］.鋼鐵，2001，36（10）：54-56.

WANG Yu，SI Songhua.Research of work hardening mechanism of high manganese steel［J］.Iron and Steel，2001，36（10）：54-56.

［5］ 李小蘊，祖方遒，劉蘭俊，等.模擬實際工況條件下高錳鋼加工硬化能力的研究［J］.鑄造，2005，54 （5）：462-465.

LI Xiaoyun，ZU Fangqiu，LIU Lanjun，et al.Research on the ability of work hardening of high manganese steel at the condition of simulating actual work［J］. Foundry，2005，54（5）：462-465.

［6］ 熊玉竹，杜建平，伍玉嬌.回火溫度對高錳鋼耐磨性能的影響［J］.貴州工業(yè)大學(xué)學(xué)報：自然科學(xué)版，2001，30（3）：37-39.

XIONG Yuzhu，DU Jianping，WU Yujiao.The effect of tempering temperature on the abrasion［J］.Journal of Guizhou University of Technology（Natural Science Edition），2001，30（3）：37-39.

［7］ 閻穎，左麗麗，丁志敏，等.時效溫度對ZGMn13鋼形變強化性能的影響［J］.熱加工工藝，2011，40（8）：184-185.

YAN Ying，ZUO Lili，DING Zhimin，et al.Effect of aging temperature on deformation hardening of ZGMn13 steel［J］. Hot Working Technology，2011，40（8）：184-185.

［8］ KLESHCHEVA I I，SHUR E A.Effect of aging and plastic strain on the mechanical properties of high manganesesteel［J］.MetalScienceandHeat Treatment，1990，32（1）：30-34.

［9］ 張瑞榮.回火溫度對高錳鋼ZGMn3Cr2性能的影響［J］.云南冶金，2000，29（4）：52-54.

ZHANG Ruirong.The effect of tempering temperature on performance of ZGMn13Cr2 steel［J］.Yunnan Metallurgy，2000，29（4）：52-54.

［10］周小芬，符仁鈺，蘇鈺，等.Fe-Mn-C系TWIP鋼的拉伸應(yīng)變硬化行為研究［J］.鋼鐵，2009，44（3）：71-74.

ZHOU Xiaofen，F(xiàn)U Renyu，SU Yu，et al.Tensile strain hardening behavior of Fe-Mn-C TWIP steels ［J］.Iron and Steel，2009，44（3）：71-74.

［11］JEONG J S，WOO W，OH K H，et al.In situ neutron diffraction studyofthemicrostructureandtensile deformationbehaviorinAl-addedhighmanganese austenitic steels［J］.Acta Materialia，2012，60：2290-2299. ［12］SHUN Taotsung，WAN C M，BYRNE J G.A study of work hardening in austenitic Fe-Mn-C and F-Mn-Al-C alloys［J］.Acta Metall Mater，1992，40（12）：3407-3412. ［13］ALLAIN S，CHATEAU J P，BOUAZIZ O，et al. Correlationsbetweenthecalculatedstackingfault energy and the plasticity mechanisms in Fe-Mn-C alloys［J］.Materials Science and Engineering A，2004，387-389：158-162.

［14］ADLER P H，OLSON G B，OWEN W S.Strain hardening of hadfield manganese steel［J］.Metall Tran A，1986，17A（10）：1725-1737.

［15］丁志敏，王樹娟，楊芳，等.高錳鋼低溫時效處理時的組織結(jié)構(gòu)［J］.材料熱處理學(xué)報，2007，28（增刊1）：31-33.

DING Zhimin，WANG Shujuan，YANG Fang，et al. Microstructure of high manganese steel during lowtemperature aging treatment［J］.Transactions of Materials and Heat Treament，2007，28（Sup 1）：31-33.

［16］徐永波，劉民治.珠光體組織的形變、裂紋形核與擴展微觀過程的動態(tài)研究［J］.金屬學(xué)報，1982，18（1）：58-63.

XU Yongbo，LIU Minzhi.An in situ study of crack nucleationandpropagationinpearliteduring deformation［J］.Acta Metalurgica Sinica，1982，18 （1）：58-63.

（編輯 程利冬）

Effect of pearlite on the tensile fracture process of ZG120Mn13 steel

DING Zhimin，F(xiàn)U Neng，F(xiàn)ENG Rui

（College of Materials Science and Engineering，Dalian Jiaotong University，Dalian 116028，China）

To investigate the reason why pearlite on austenite matrix of Hadfield steel would reduce its mechanical properties，the effect of pearlite on the tensile properties，crack nucleation and propagation process of ZG120Mn13 steel which contains volume fraction of 23%pearlite，was studied by metallography analysis，mechanical property testing and fracture morphology analysis.The strength and ductility of ZG120Mn13 steel can be decreased by the aging treatment that produced the pearlite colonies with the strips and granular-like，or continuously along grain boundaries of the austenites.The strength and ductility of the steel sharply decrease because of pearlite.The decrement of mechanical properties is related to the crack nucleation and propagation process during the deformation and fracture of the steel.When the steel is a single-phase austenite，the cracks nucleate mainly at twin boundaries，or junctions between twins and grain boundaries after a large number of twinning deformation，then grow up along twin boundaries and connected with each other.Whereas，when there are pearlite colonies on the austenite matrix，cracks nucleated mainly in the pearlite colonies，and these cracks were expanded even to rupture by plastic deformation and fracture of austenite between adjacent pearlite colonies.

Hadfield steel；aging treatment；microstructure；pearlite；mechanical property；nucleation and development of crack

TG113

A

1005-0299（2015）04-0054-05

10.11951/j.issn.1005-0299.20150409

2014-05-14.

鐵道部科技研究開發(fā)計劃項目（2012G011-D）；遼寧省高等學(xué)校優(yōu)秀人才支持計劃（LR2012014）；大連市科技計劃項目（2013A16GX119）.

丁志敏（1962—），男，教授，博士生導(dǎo)師.

丁志敏，E-mail：dingzm@djtu.edu.cn.