微量添加釩對CrNiMo系鍛鋼超塑性的影響

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(北京交通大學(xué)機(jī)械與電子控制工程學(xué)院，北京 100044)

0 引 言

超塑性是指材料在特定的內(nèi)在和外在條件下顯示出異常高塑性的能力[1]，即伸長率超過100%。超塑性對材料的塑性成型非常有益[2-5]。已有研究表明，顯微組織、織構(gòu)和變形時形成的孔洞等對材料的超塑性有著重要影響，其中顯微組織的影響起決定作用，穩(wěn)定的晶界滑動可以使雙相材料表現(xiàn)出超塑性。超塑性的產(chǎn)生機(jī)制主要分為3類：細(xì)晶超塑性，穩(wěn)定的等軸細(xì)晶組織有利于實現(xiàn)超塑性；相變超塑性，循環(huán)往復(fù)相變產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力有利于引發(fā)超塑性；瞬時超塑性，在較高的應(yīng)變速率下由再結(jié)晶或其他顯微組織變化引發(fā)的超塑性[6]。

鍛鋼制動盤是目前使用最多的高速列車制動元件，其加工方式主要是熱鍛造，若鍛鋼具有超塑性，則可以減少成型過程中形成的缺陷[7-8]。制動盤在服役過程中通過與閘片的強(qiáng)烈摩擦使列車減速或停車制動，在熱疲勞載荷作用下，制動盤摩擦面會出現(xiàn)裂紋，導(dǎo)致制動盤失效[9-11]。熱成型能力的提升和高溫力學(xué)性能的改善都可以提高制動盤的服役壽命。

CrNiMo系鍛鋼是目前廣泛應(yīng)用的制動盤材料，該鍛鋼在600 ℃以下的力學(xué)性能良好，但溫度高于600 ℃后，其力學(xué)性能下降明顯。已有研究表明，添加合金元素釩可以提高合金鋼的高溫力學(xué)性能。釩元素形成的碳化物可保證鋼具有良好的回火抗力和熱強(qiáng)性[12-14]，也有觀點認(rèn)為釩的碳氮化物可釘扎位錯或晶界，抑制奧氏體晶粒的長大和再結(jié)晶，進(jìn)而起到細(xì)晶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化作用。細(xì)小且彌散分布的碳氮化物具有顯著的析出強(qiáng)化作用，尤其是在奧氏體化過程中，微合金碳氮化物的回溶行為直接影響奧氏體晶粒的尺寸和均勻化程度，以及高溫變形后冷卻過程中微合金元素的析出行為，進(jìn)而影響合金鋼的綜合力學(xué)性能[12,15-16]。

高速列車運行速度的提高對制動盤材料的力學(xué)性能提出了更高的要求，傳統(tǒng)的CrNiMo系鍛鋼已經(jīng)滿足不了應(yīng)用要求。為此，作者在傳統(tǒng)CrNiMo系鍛鋼成分的基礎(chǔ)上添加微合金元素釩，研究了釩元素的添加對該鋼力學(xué)性能、顯微組織和超塑性的影響，為提高其熱成型能力和耐高溫能力提供試驗依據(jù)。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗材料為自主研發(fā)的、未添加釩(1#)和添加釩(2#)的兩種CrNiMo中碳低合金鋼，均采用電弧爐冶煉，經(jīng)過特殊純凈化處理，其實測化學(xué)成分見表1。將兩種試驗鋼按下述工藝鍛造成制動盤毛坯：下料規(guī)格為φ350 mm×236 mm，質(zhì)量168 kg，始鍛溫度1 150 ℃，終鍛溫度880 ℃，鍛后爐內(nèi)緩冷，鍛造比為3.3。對制動盤毛坯進(jìn)行920～930 ℃保溫1.5 h空冷正火和650～680 ℃保溫1.5 h空冷回火熱處理。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Chemical composition of tested steels (mass) %

1.2 試驗方法

在熱處理后的制動盤上取樣，經(jīng)研磨、拋光，4%(體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精溶液腐蝕后，利用蔡司Axio Vert A1型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。

在熱處理后的制動盤上截取尺寸如圖1所示的拉伸試樣，根據(jù)GB/T 228.2-2015，在CMT5105型電子式萬能材料試驗機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗，利用試驗機(jī)配備的電阻加熱爐以10 ℃·s-1的速率分別升溫至25，400，600，800 ℃，保溫10 min后進(jìn)行拉伸試驗，應(yīng)變速率為10-4s-1，每個溫度測3個試樣取平均值。拉伸試驗結(jié)束后，以50 ℃·s-1的速率冷至室溫，利用JSM-6301F型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察拉伸斷口形貌。

圖1 拉伸試樣尺寸Fig.1 Size of tensile specimen

在拉伸斷口附近的工作段取樣，經(jīng)過研磨、拋光和4%(體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精溶液腐蝕后，在JSM-6301F型掃描電子顯微鏡上觀察顯微組織；在經(jīng)800 ℃拉伸后的試樣工作段的中間部位取樣，觀察顯微組織，測量晶粒尺寸。在拉伸斷口附近取樣，用1500#，2000#，5000#砂紙依次機(jī)械磨至厚40 μm，用沖樣器沖成直徑為3 mm的圓片，再雙噴減薄成薄膜試樣，雙噴電解液為5%～10%(體積分?jǐn)?shù))高氯酸無水乙醇溶液，電流為50～60 mA，溫度為-30～-40 ℃，利用JEOL 2100F型透射電子顯微鏡(TEM)觀察顯微組織，并進(jìn)行選區(qū)衍射(SAD)分析，用其附帶的能譜儀(EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析，光斑大小為200 nm。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 原始顯微組織

由圖2可見：1#試驗鋼的顯微組織大部分為保持原馬氏體位向的回火索氏體，晶粒尺寸為22.5～31.8 μm；添加釩的2#試驗鋼的顯微組織為均勻細(xì)小的回火索氏體，平均晶粒尺寸為8.55 μm。

2.2 拉伸性能和斷口形貌

由圖3可見：兩種試驗鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均隨試驗溫度的升高而降低，伸長率則增大；2#試驗鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都略高于1#試驗鋼的，二者在600 ℃拉伸時的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度相差最大，差值分別達(dá)到105 MPa和93 MPa，而在25，400，600 ℃拉伸時的塑性相當(dāng)；當(dāng)試驗溫度升至800 ℃時，2#試驗鋼表現(xiàn)出超塑性行為，伸長率達(dá)到154%，而1#試驗鋼的伸長率只有71%。

圖2 兩種試驗鋼的原始顯微組織Fig.2 Original microstructures of two tested steels

圖3 兩種試驗鋼的拉伸性能隨溫度的變化曲線Fig.3 Tensile property vs temperature curves of two tested steels

圖4 2#試驗鋼不同溫度拉伸斷口的SEM形貌Fig.4 SEM morphology of tensile fractures of 2# tested steel at different temperatures:(a-b) at low magnifications and(c-d) at high magnifications

含釩試驗鋼(2#試驗鋼)在800 ℃時出現(xiàn)了超塑性，故對其斷口形貌進(jìn)行觀察，并與25 ℃拉伸斷口進(jìn)行對比。由圖4可見：2#試驗鋼的25 ℃拉伸斷口具有典型的韌性特征，由纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇區(qū)組成，800 ℃拉伸斷口的面積減小，斷口最大直徑只有877 μm，剪切唇區(qū)基本消失，整個斷口布滿韌窩，基本為纖維區(qū)；放大后可見，25 ℃拉伸斷口呈均勻致密的韌窩形貌，由于試驗鋼在冶煉過程中經(jīng)過了特殊純凈化處理，磷、硫雜質(zhì)含量和氣體含量較低，韌窩內(nèi)未見明顯的夾雜物和第二相質(zhì)點，800 ℃拉伸斷口形貌與25 ℃拉伸的有明顯區(qū)別，韌窩較大、較深，表面可見明顯的氧化痕跡[17]。金屬材料的相對塑性以及形變硬化指數(shù)的大小直接影響著顯微孔洞的聚集和連接，形變硬化指數(shù)越大，金屬內(nèi)頸縮越難發(fā)生，斷裂時將形成更多的顯微孔洞，顯微孔洞通過剪切破壞連接，因此韌窩較小、較淺[18]。25 ℃拉伸斷口上的韌窩均勻致密，尺寸較小較淺，說明此溫度下2#試驗鋼的形變硬化指數(shù)較大，試驗鋼發(fā)生了形變強(qiáng)化，因此其強(qiáng)度高而塑性相對較低。在800 ℃時由于高溫軟化作用，試驗鋼的強(qiáng)度下降，發(fā)生超塑性變形，其微觀斷口上的韌窩數(shù)量少，尺寸較大且圓，韌塑性明顯增大[19]。

2.3 不同溫度拉伸后顯微組織的演化

由圖5可見：在25 ℃拉伸后，2#試驗鋼的顯微組織為回火索氏體，與未拉伸試驗鋼的相同；在400 ℃拉伸后，2#試驗鋼的顯微組織仍然為回火索氏體，在近表面有約10 μm厚的塑性變形層，其顯微組織沿同一方向被拉長，并且可見少量的孔洞；在600 ℃拉伸后，2#試驗鋼的顯微組織仍未見明顯變化，但在高溫和大氣環(huán)境的作用下，其表面發(fā)生氧化，形成約5 μm厚的氧化膜，氧化膜與基體之間的裂紋清晰可見，這說明在拉伸過程中氧化膜容易發(fā)生破裂和剝落；在800 ℃拉伸后，表面氧化膜變厚，約70 μm，在近表面處同時發(fā)生了氧化脫碳，導(dǎo)致該處碳含量減少，組織為粗大的鐵素體和少量的碳化物，而試驗鋼內(nèi)部因發(fā)生再結(jié)晶而形成了細(xì)小等軸晶粒，已看不到室溫下的組織形態(tài)。

圖5 2#試驗鋼在不同溫度拉伸后的顯微組織Fig.5 Microstructures of 2# tested steel after tensile at different temperatures

由圖6可見：在25 ℃拉伸后，1#試驗鋼的大部分顯微組織仍為保持原馬氏體位向的回火索氏體；在400 ℃拉伸后，1#試驗鋼的顯微組織仍主要為回火索氏體，且沒有發(fā)現(xiàn)塑性變形層和孔洞的存在；在600 ℃拉伸后，1#試驗鋼近表面處形成了厚約5.3 μm的氧化膜，該氧化膜與基體之間存在明顯的裂紋，且即將脫落，在靠近氧化膜內(nèi)側(cè)處形成了厚約42.5 μm的塑性變形層，該層中的晶粒沿同一方向伸長；在800 ℃拉伸后，表面形成的氧化膜變厚，約26.7 μm，在近表面處沒有發(fā)現(xiàn)晶粒長大的現(xiàn)象，但是存在微小裂紋，裂紋起源于氧化膜處。

由經(jīng)驗公式計算得到1#試驗鋼的Ac1為716 ℃，2#試驗鋼的為750 ℃，因此兩種試驗鋼在800 ℃拉伸時均發(fā)生相轉(zhuǎn)變，最終影響了其性能。

由圖7可知：在800 ℃拉伸后，2#試驗鋼平均晶粒尺寸為1.39 μm，小于未拉伸的(8.55 μm)，且為等軸晶粒，細(xì)小的等軸組織有利于超塑性變形[20-21]；1#試驗鋼的組織為均勻分布的板條狀組織，每個晶粒內(nèi)部也為板條結(jié)構(gòu)且各個晶粒取向不同，平均板條寬度為291 nm。

由圖8和圖9可知：在800 ℃拉伸后，2#試驗鋼的顯微組織為交替分布的位錯密度相對較大的板條狀組織(位置1)與位錯密度相對較小的扁平狀組織(位置2)，由選區(qū)衍射花樣可知扁平狀組織為殘余余奧氏體(FCC)，板條狀組織為板條馬氏體(BCC)；在這兩種組織中均發(fā)現(xiàn)了彌散分布的細(xì)小析出物，且在殘余奧氏體中分布較多，析出物平均晶粒尺寸為51 nm。

圖6 1#試驗鋼在不同溫度拉伸后的顯微組織Fig.6 Microstructures of 1# tested steel after tensile at different temperatures

圖7 800 ℃拉伸后兩種試驗鋼的顯微組織和尺寸分布Fig.7 Microstructures (a-b) and size distributions (c-d) of two tested steels after tensile at 800 ℃:(a,c) 1# tested steel and (b,d) 2# tested steel

由圖10可知：在800 ℃拉伸后，2#試驗鋼中的析出物主要含碳和釩元素，同時存在少量的硅、鉻、鐵和鉬元素；對該析出物進(jìn)行了衍射斑點的標(biāo)定，可知該析出物為面心立方結(jié)構(gòu)，其晶格常數(shù)a為0.041 5 nm。碳化釩(VC)為面心立方結(jié)構(gòu)，其a為0.041 2～0.041 6 nm[22]，因此2#試驗鋼中的析出物應(yīng)為VC。釩是強(qiáng)碳化物形成元素且在奧氏體中的固溶度較大，易在奧氏體中析出形成第二相;VC的熔點為2 810 ℃，高溫?zé)岱€(wěn)定性好，能釘扎位錯，抑制奧氏體再結(jié)晶和長大。由此可知，2#試驗鋼經(jīng)800 ℃拉伸冷卻后的組織為馬氏體+殘余奧氏體+VC。在800 ℃拉伸過程中，加入釩后試驗鋼的塑性變形主要通過位錯運動和晶界滑移而提供，位錯在VC處塞積，同時VC能穩(wěn)定晶界的滑移，抑制局部變形集中，因此2#試驗鋼表現(xiàn)出更好的塑性[23]。

圖8 800 ℃拉伸后2#試驗鋼的TEM形貌及不同位置的衍射花樣Fig.8 TEM morphology (a) and diffraction patterns at positions 1 (b) and 2 (c) of 2# tested steel after tensile at 800 ℃

由圖11可見：1#試驗鋼的顯微組織為均勻細(xì)小的板條狀組織，未發(fā)現(xiàn)碳化物等析出物，位錯密度較大，形成了一些位錯胞。對顯微組織進(jìn)行多個電子衍射斑點測試，最終找到如圖11所示兩種衍射方向的衍射斑點。對電子衍射花樣進(jìn)行標(biāo)定后可知，兩個位置處均為體心立方晶體結(jié)構(gòu)，即馬氏體組織。由此可知，1#試驗鋼經(jīng)800 ℃拉伸冷卻后的顯微組織為馬氏體。1#試驗鋼中也可能存在非常少的殘余奧氏體，但是在該視場中沒有找到。

在25，400，600 ℃拉伸后兩種試驗鋼的顯微組織較為相似，均保持了原始組織——回火索氏體，故兩種鋼在這3個溫度下的塑性很接近。當(dāng)試驗溫度升高到800 ℃時，兩種鋼的顯微組織變得不同：添加釩的試驗鋼組織為馬氏體+殘余奧氏體+細(xì)小VC，未添加釩的為馬氏體。由于細(xì)小的等軸組織有利于超塑性變形，且組織中殘留有部分奧氏體，因此800 ℃下拉伸時添加釩的試驗鋼的塑韌性大于未添加釩的試驗鋼的。

圖11 800 ℃拉伸后1#試驗鋼的TEM形貌及不同衍射方向的衍射花樣Fig.11 TEM morphology and diffraction patterns in different diffraction directions of 1# tested steel after tensile at 800 ℃

VC起到了細(xì)晶強(qiáng)化與析出強(qiáng)化作用，高溫使試驗鋼發(fā)生軟化，導(dǎo)致VC的強(qiáng)化作用減弱，但其對塑性的提高作用顯現(xiàn)出來，因此添加釩的試驗鋼的強(qiáng)度和塑性均優(yōu)于未添加釩的試驗鋼的。

3 結(jié) 論

(1) 隨著試驗溫度的升高，兩種試驗鋼均呈現(xiàn)強(qiáng)度下降、塑性增大的變化規(guī)律；800 ℃時2#試驗鋼的伸長率達(dá)到154%，表現(xiàn)出超塑性。

(2) 兩種試驗鋼的原始顯微組織均為回火索氏體，經(jīng)25，400，600 ℃拉伸后其組織沒有發(fā)生轉(zhuǎn)變；經(jīng)800 ℃拉伸后，2#試驗鋼的顯微組織發(fā)生了轉(zhuǎn)變，表層晶粒長大，內(nèi)部晶粒細(xì)小，內(nèi)部組織為馬氏體+殘余奧氏體+VC析出物，1#試驗鋼的顯微組織為均勻的板條狀馬氏體。

(3) 釩元素是強(qiáng)碳化物形成元素，在晶粒內(nèi)與碳形成VC，起到細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化作用，高溫軟化作用雖削弱了VC的強(qiáng)化作用，但是增強(qiáng)了其塑韌化作用，故添加釩的試驗鋼在800 ℃具有超塑性。

[1] ALDEN T H.Review topics in superplasticity[M]//Plastic Deformation of Materials.London: Academic Press,1975：225-266.

[2] NAYDENKIN E V,RATOCHKA I V,MISHIN I P,etal.The effect of interfaces on mechanical and superplastic properties of titanium alloys[J].Journal of Materials Science,2016,52(8): 4164-4171.

[3] PANICKER R,CHOKSHI A H,MISHRA R K,etal.Microstructural evolution and grain boundary sliding in a superplastic magnesium AZ31 alloy[J].Acta Materialia,2009,57(13): 3683-3693.

[4] CHENG L,LI J,XUE X,etal.Superplastic deformation mechanisms of high Nb containing TiAl alloy with (α2+ γ) microstructure[J].Intermetallics,2016,75: 62-71.

[5] OPOKU M,KANAKALA R,CHARIT I.Superplasticity in ceramics at high temperature[M]//Advances in Materials Science for Environmental and Energy Technologies IV: Ceramic Transactions,Volume 253.[S.l.]:John Wiley & Sons,Inc,2015: 205-217.

[6] SHERBY O D,WADSWORTH J.Superplasticity—Recent advances and future directions[J].Progress in Materials Science,1989,33(3): 169-221.

[7] CHAN D,STACHOWIAK G W.Review of automotive brake friction materials[J].Proceedings of the Institution of Mechanical Engineers,2004,218(9): 953-966.

[8] GIVONI M.Development and impact of the modern high-speed train: A review[J].Transport Reviews,2006,26(5): 593-611.

[9] LI Z,HAN J,LI W,etal.Low cycle fatigue behavior of Cr-Mo-V low alloy steel used for railway brake discs[J].Materials & Design,2014,56: 146-157.

[10] LI Z,HAN J,YANG Z,etal.The effect of braking energy on the fatigue crack propagation in railway brake discs[J].Engineering Failure Analysis,2014,44: 272-284.

[11] YANG Z,HAN J,LI W,etal.Analyzing the mechanisms of fatigue crack initiation and propagation in CRH EMU brake discs[J].Engineering Failure Analysis,2013,34: 121-128.

[12] DAS S K,SIVAPRASAD S,DAS S,etal.The effect of variation of microstructure on fracture mechanics parameters of HSLA-100 steel[J].Materials Science and Engineering A,2006,431(1/2): 68-79.

[13] PANDIT A,MURUGAIYAN A,PODDER A S,etal.Strain induced precipitation of complex carbonitrides in Nb-V and Ti-V microalloyed steels[J].Scripta Materialia,2005,53(11): 1309-1314.

[14] SCOTT C P,FAZELI F,AMIRKHIZ B S,etal.Structure-properties relationship of ultra-fine grained V-microalloyed dual phase steels[J].Materials Science and Engineering A,2017,703: 293-303.

[15] HOLAPPA L,OLLILAINEN V,KASPRZAK W.The effect of silicon and vanadium alloying on the microstructure of air cooled forged HSLA steels[J].Journal of Materials Processing Technology,2001,109(1): 78-82.

[16] 解萬里,孟憲珩.釩對低合金鋼的強(qiáng)化機(jī)理分析[J].河北冶金,2006(3): 41-44.

[17] 徐為民,詹靜,張微嘯,等.TP439不銹鋼在高溫高壓水中的應(yīng)力腐蝕開裂行為[J].腐蝕與防護(hù),2016,37(9):723-726.

[18] 鐘群鵬,趙子華.斷口學(xué)[M].北京：高等教育出版社,2006:155.

[19] 劉俊,黃振翅,畢雅敏,等.鉻鎳鉬鈦鋼高溫組織和高溫性能研究[J].機(jī)械工程材料,2001,25(11): 11-13.

[20] 葛永成,徐雪峰,張杰剛.5083鋁合金的高溫應(yīng)變速率循環(huán)超塑性[J].機(jī)械工程材料,2014,38(8): 97-100.

[21] 何鴻博,周文龍,陳國清,等.晶粒尺寸對TC4鈦合金超塑性行為及變形機(jī)理的影響[J].機(jī)械工程材料,2009,33(3): 78-82.

[22] 魏世忠,李炎,吳逸貴,等.高釩高速鋼中碳化釩的微細(xì)結(jié)構(gòu)分析[J].電子顯微學(xué)報,2005,24(5): 479-483.

[23] KIM W Y,HANADA S,TAKASUGI T.Flow behavior and microstructure of Co3Ti intermetallic alloy during superplastic deformation[J].Acta Materialia,1998,46(10): 3593-3604.