軸類鍛件用中錳鋼的高溫?zé)崴苄?/h1>
2022-10-25 04:01:32欒玉琦吳紅艷王琬淇高秀華杜林秀
金屬熱處理 2022年10期
欒玉琦， 吳紅艷， 王琬淇， 高秀華， 杜林秀
(東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 遼寧 沈陽 110819)
由于大型鍛件的熱加工制造過程是一個(gè)復(fù)雜的系統(tǒng)工程，我國的大型鍛件用鋼主要依賴進(jìn)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(jià)格昂貴的Ni來獲得理想的綜合性能，但是Ni的昂貴價(jià)格限制了此鋼種在大型軸類鍛件上的推廣應(yīng)用[3-4]。中錳鋼具有較高的強(qiáng)塑積[5-6]，相對(duì)于高錳鋼，該類鋼成本低、生產(chǎn)簡單，相對(duì)于低錳鋼，Mn含量的提高擴(kuò)大了奧氏體相變區(qū)，提高奧氏體穩(wěn)定性，給鋼的組織和性能調(diào)控帶來了更多便利[7-8]。本文采用以Mn代Ni的設(shè)計(jì)思路，設(shè)計(jì)出一種新型軸類鍛件用中錳鋼。
鋼鐵材料的高溫?zé)崴苄允怯脕砗饬扛邷貤l件下鋼鐵材料塑性好壞的標(biāo)準(zhǔn)，代表鋼鐵材料在高溫下的可加工性能。高溫?zé)崴苄悦芮杏绊懼撹F材料鑄坯的表面質(zhì)量，由于其在矯直過程中容易出現(xiàn)裂紋，嚴(yán)重影響產(chǎn)品質(zhì)量合格率，因此需要對(duì)材料高溫?zé)崴苄赃M(jìn)行深入研究并找出規(guī)律，有效避開脆性區(qū)從而指導(dǎo)后期生產(chǎn)過程，提高產(chǎn)品質(zhì)量[9-10]。由于本試驗(yàn)中所用中錳鋼采用以Mn代Ni的設(shè)計(jì)思路，同時(shí)僅添加微量合金元素極大地降低了產(chǎn)品成本，但目前對(duì)中錳鋼的高溫?zé)崴苄匝芯窟€比較少，因此本文以新型軸類鍛件用中錳鋼為研究對(duì)象，利用MMS-200熱模擬機(jī)對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn)。通過繪制高溫?zé)崴苄郧€來研究強(qiáng)度和塑性與溫度之間的關(guān)系，對(duì)斷口形貌進(jìn)行了細(xì)致觀察并分析機(jī)理，為實(shí)際生產(chǎn)提供理論依據(jù)，從而避免連鑄和矯直過程中出現(xiàn)裂紋等現(xiàn)象。
1 試驗(yàn)材料與方法
1.1 試驗(yàn)材料
本試驗(yàn)所用中錳鋼材料采用150 kg真空爐煉制而成，冶煉過后進(jìn)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(cè)得其化學(xué)成分，見表1。
表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)
采用電火花線切割機(jī)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(yàn)機(jī)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(yàn)方法
中錳鋼的高溫拉伸試驗(yàn)在MMS-200熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)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(shè)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(yīng)變速率進(jìn)行高溫拉伸直到斷裂，拉斷后空冷，以保留試樣在測(cè)試溫度下的斷口及組織形貌。中錳鋼的高溫?zé)崴苄郧€是通過高溫拉伸試驗(yàn)的結(jié)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(guān)系曲線來進(jìn)一步確定高溫?zé)崴苄郧€。在高溫拉伸試驗(yàn)前后，需要采用游標(biāo)卡尺對(duì)試樣尺寸進(jìn)行精細(xì)測(cè)量，并結(jié)合熱模擬試驗(yàn)數(shù)據(jù)，計(jì)算出斷面收縮率，衡量鑄坯高溫?zé)崴苄院脡牡闹笜?biāo)主要是斷面收縮率和抗拉強(qiáng)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(jī)獲得拉伸斷口附近垂直于斷口的金相試樣，經(jīng)砂紙逐級(jí)打磨并機(jī)械拋光，隨后使用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精溶液對(duì)試樣進(jìn)行腐蝕，然后采用JEOL JXA8530F型場(chǎng)發(fā)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(duì)拉伸斷口形貌進(jìn)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(yàn)結(jié)果與分析
連鑄坯的高溫?zé)崴苄允侵附饘俨牧显谕饬ψ饔孟掳l(fā)生永久變形而不破壞其完整性的能力。利用試驗(yàn)測(cè)得的數(shù)據(jù)繪制出熱塑性曲線及應(yīng)力-應(yīng)變曲線，表征鋼材的高溫力學(xué)性能。斷面收縮率反映了鑄坯在高溫下發(fā)生塑性變形能力的大小，當(dāng)Z>60%時(shí)，Z值越大，表明鑄坯越容易發(fā)生塑性變形，即抵抗外力作用而不產(chǎn)生裂紋的可能性越大；當(dāng)Z<60%時(shí)，Z值越小，鑄坯裂紋敏感性增大，越易產(chǎn)生裂紋缺陷，因此將Z=60%時(shí)的溫度定義為塑性區(qū)和脆性區(qū)的臨界溫度[11]。
Suzuki等[12-13]研究表明，從鋼的熔點(diǎn)到600 ℃存在3個(gè)脆性溫度區(qū)。通過高溫拉伸試驗(yàn)數(shù)據(jù)，繪制出在不同應(yīng)變速率下中錳鋼的斷面收縮率隨拉伸溫度的變化關(guān)系，如圖2所示。以斷面收縮率為60%作為臨界點(diǎn)判斷試驗(yàn)鋼的高溫?zé)崴苄裕蓤D2可知，試驗(yàn)鋼在高、低兩個(gè)應(yīng)變速率下、650～1200 ℃范圍內(nèi)拉伸時(shí)，斷面收縮率均達(dá)到60%以上，可以看出，試驗(yàn)鋼在650～1200 ℃范圍內(nèi)表現(xiàn)出較好的熱塑性，因此，650～1200 ℃均為高溫塑性區(qū)，不存在脆性溫度區(qū)間。并且，以應(yīng)變速率為4×10-2s-1為例，試驗(yàn)鋼在750 ℃時(shí)，斷面收縮率達(dá)到最低值，為83.35%，在950～1100 ℃范圍內(nèi)，斷面收縮率達(dá)90%以上，在1100 ℃時(shí)斷面收縮率達(dá)98.31%。
圖2 試驗(yàn)鋼高溫?zé)崴苄郧€Fig.2 High temperature thermoplastic curves of the tested steel
試驗(yàn)鋼在不同拉伸溫度和應(yīng)變速率下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，如圖3所示。從圖3中可以觀察到，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)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(qiáng)度同時(shí)發(fā)生變化，這個(gè)趨勢(shì)主要受拉伸溫度影響，應(yīng)變速率并不起主要作用。在高溫拉伸過程中，隨著應(yīng)變的增加，應(yīng)力-應(yīng)變曲線的變化呈4個(gè)階段，第一階段表現(xiàn)為拉伸初始時(shí)應(yīng)力快速上升；第二階段，應(yīng)力增速變緩，此階段為均勻塑性變形，這是由于組織內(nèi)產(chǎn)生加工硬化使得應(yīng)力不斷上升，達(dá)到最大值；第三階段，由于高溫產(chǎn)生的軟化作用與拉伸過程中試驗(yàn)鋼自身的強(qiáng)化作用相平衡，試驗(yàn)鋼出現(xiàn)連續(xù)頸縮，表現(xiàn)為應(yīng)力均勻下降；第四階段，隨著應(yīng)變的繼續(xù)進(jìn)行，高溫產(chǎn)生的軟化作用相較于試驗(yàn)鋼自身的強(qiáng)化作用占據(jù)主導(dǎo)地位，出現(xiàn)嚴(yán)重頸縮現(xiàn)象，表現(xiàn)為應(yīng)力快速下降直至試樣斷裂。拉伸變形后期試驗(yàn)鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線出現(xiàn)波動(dòng)，呈鋸齒狀，表明基體內(nèi)部的晶粒在高溫下發(fā)生了動(dòng)態(tài)軟化行為，強(qiáng)化作用被削弱。
圖3 試驗(yàn)鋼在不同應(yīng)變速率下的高溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)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(yàn)鋼在不同拉伸溫度下對(duì)應(yīng)的峰值應(yīng)力σm和峰值應(yīng)變?chǔ)舖的趨勢(shì)圖。應(yīng)變速率為4×10-2s-1時(shí)，在650 ℃時(shí)峰值應(yīng)力達(dá)最大值248 MPa，在高溫拉伸過程中，試驗(yàn)鋼峰值應(yīng)力隨著拉伸溫度的升高而逐漸下降，在650～850 ℃范圍內(nèi)峰值應(yīng)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(yīng)變速率為4×10-2s-1時(shí)的峰值應(yīng)力略低于應(yīng)變速率為4×10-2s-1的峰值應(yīng)力。這是由于熱加工是在高于再結(jié)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(fù)再結(jié)晶引起的軟化過程幾乎同時(shí)存在，而金屬材料熱加工后的組織 和力學(xué)性能與熱加工時(shí)的硬化過程和軟化過程密切相關(guān)，這個(gè)過程又受到變形溫度和應(yīng)變速率的影響。應(yīng)變速率對(duì)材料的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程有著顯著影響。在高應(yīng)變速率下，材料的峰值應(yīng)力與變形溫度之間呈線性關(guān)系，即變形溫度升高，峰值應(yīng)力不斷減小。
圖4 試驗(yàn)鋼在不同的拉伸溫度下對(duì)應(yīng)的峰值應(yīng)力(a)和峰值應(yīng)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(yīng)變速率會(huì)產(chǎn)生軟化作用，這種行為與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生有密切聯(lián)系，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度的提高使位錯(cuò)密度下降。與此同時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生與試驗(yàn)鋼內(nèi)部合金元素也有一定聯(lián)系，這是由于間隙原子會(huì)促進(jìn)活化能的減少。這些原因的共同作用促成了試驗(yàn)鋼的峰值應(yīng)力隨溫度升高下降。而在低應(yīng)變速率下，峰值應(yīng)力隨溫度呈波浪形變化，這是由于反復(fù)出現(xiàn)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶-變形-動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，即交替進(jìn)行軟化-硬化-軟化而造成的。
圖5為試驗(yàn)鋼經(jīng)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(nèi)，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(shí)期組織相對(duì)細(xì)小，隨著拉伸溫度的升高，組織逐漸變得粗大。這是由于試驗(yàn)鋼中Mn含量較高，使得試驗(yàn)鋼的淬透性較好，在拉斷后的冷卻過程中只發(fā)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(shí)組織中還出現(xiàn)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(xiàn)為軟相組織，因此先共析鐵素體的含量是影響高溫拉伸結(jié)果和試驗(yàn)鋼熱塑性好壞的重要因素，先共析鐵素體越多的溫度點(diǎn)對(duì)應(yīng)的試驗(yàn)鋼的熱塑性越差[14]。結(jié)合試驗(yàn)鋼高溫?zé)崴苄郧€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(dǎo)致在750 ℃和900 ℃時(shí)熱塑性降低的主要原因。
圖5 4×10-2 s-1應(yīng)變速率下不同拉伸溫度拉伸后試驗(yàn)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(yàn)鋼在高應(yīng)變速率4×10-2s-1條件下，進(jìn)行不同溫度高溫拉伸的斷口形貌，由于高應(yīng)變速率能夠縮短拉伸時(shí)間，對(duì)提高試驗(yàn)鋼的高溫?zé)崴苄杂欣?。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(yàn)鋼在不同拉伸溫度下的斷裂機(jī)理。一般情況下，斷口形貌中所呈現(xiàn)的韌窩和撕裂谷的大小和深度代表著試驗(yàn)鋼在斷裂過程中所吸收的能量的大小，試驗(yàn)鋼在發(fā)生斷裂過程中所吸收的能量越大，代表試驗(yàn)鋼的塑性越好。
圖6 試驗(yàn)鋼在4×10-2 s-1應(yīng)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(nèi)，試驗(yàn)鋼在高溫拉伸過程中的斷裂方式為穿晶韌性斷裂，表現(xiàn)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(shí)，韌窩形態(tài)以小韌窩為主，晶粒間有較多微小孔洞。當(dāng)拉伸溫度大于900 ℃時(shí)，韌窩形態(tài)主要以大而密集的韌窩為主。這是由于奧氏體發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為，能夠給予晶界足以發(fā)生遷移的驅(qū)動(dòng)力，將高溫拉伸過程中形成的裂紋阻隔在晶粒內(nèi)部，從而有效防止裂紋擴(kuò)展。因此導(dǎo)致斷裂的原因是晶粒內(nèi)部的裂紋尖端產(chǎn)生應(yīng)力集中，使裂紋橫穿整個(gè)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(duì)晶界的拖拽作用，因此高溫變形區(qū)通常具有良好的熱塑性。在1050～1200 ℃范圍內(nèi)，試驗(yàn)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(tài)，由于受較高溫度的影響，在晶界處較易形成液膜，在應(yīng)力的作用下在晶界處首先形成裂紋，裂紋擴(kuò)展造成斷裂[15]。在此拉伸溫度范圍內(nèi)，試驗(yàn)鋼斷裂的原因是液相的影響。
3 結(jié)論
1) 在650～1200 ℃拉伸溫度范圍內(nèi)對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn)，斷面收縮率均達(dá)60%以上，650～1200 ℃均屬于試驗(yàn)鋼的高溫塑性區(qū)，不存在脆性溫度區(qū)間。在生產(chǎn)過程中，連鑄坯頂彎和矯直溫度都可以在此溫度范圍內(nèi)進(jìn)行。
2) 試驗(yàn)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(diǎn)(750,900 ℃)對(duì)應(yīng)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(yàn)鋼在該溫度下的熱塑性。
3) 試驗(yàn)鋼在650～1050 ℃范圍內(nèi)的高溫拉伸斷口形貌表現(xiàn)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(nèi)，試驗(yàn)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(tài)。
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鋼鐵材料的高溫?zé)崴苄允怯脕砗饬扛邷貤l件下鋼鐵材料塑性好壞的標(biāo)準(zhǔn)，代表鋼鐵材料在高溫下的可加工性能。高溫?zé)崴苄悦芮杏绊懼撹F材料鑄坯的表面質(zhì)量，由于其在矯直過程中容易出現(xiàn)裂紋，嚴(yán)重影響產(chǎn)品質(zhì)量合格率，因此需要對(duì)材料高溫?zé)崴苄赃M(jìn)行深入研究并找出規(guī)律，有效避開脆性區(qū)從而指導(dǎo)后期生產(chǎn)過程，提高產(chǎn)品質(zhì)量[9-10]。由于本試驗(yàn)中所用中錳鋼采用以Mn代Ni的設(shè)計(jì)思路，同時(shí)僅添加微量合金元素極大地降低了產(chǎn)品成本，但目前對(duì)中錳鋼的高溫?zé)崴苄匝芯窟€比較少，因此本文以新型軸類鍛件用中錳鋼為研究對(duì)象，利用MMS-200熱模擬機(jī)對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn)。通過繪制高溫?zé)崴苄郧€來研究強(qiáng)度和塑性與溫度之間的關(guān)系，對(duì)斷口形貌進(jìn)行了細(xì)致觀察并分析機(jī)理，為實(shí)際生產(chǎn)提供理論依據(jù)，從而避免連鑄和矯直過程中出現(xiàn)裂紋等現(xiàn)象。
1 試驗(yàn)材料與方法
1.1 試驗(yàn)材料
本試驗(yàn)所用中錳鋼材料采用150 kg真空爐煉制而成，冶煉過后進(jìn)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(cè)得其化學(xué)成分，見表1。
表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)
采用電火花線切割機(jī)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(yàn)機(jī)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(yàn)方法
中錳鋼的高溫拉伸試驗(yàn)在MMS-200熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)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(shè)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(yīng)變速率進(jìn)行高溫拉伸直到斷裂，拉斷后空冷，以保留試樣在測(cè)試溫度下的斷口及組織形貌。中錳鋼的高溫?zé)崴苄郧€是通過高溫拉伸試驗(yàn)的結(jié)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(guān)系曲線來進(jìn)一步確定高溫?zé)崴苄郧€。在高溫拉伸試驗(yàn)前后，需要采用游標(biāo)卡尺對(duì)試樣尺寸進(jìn)行精細(xì)測(cè)量，并結(jié)合熱模擬試驗(yàn)數(shù)據(jù)，計(jì)算出斷面收縮率，衡量鑄坯高溫?zé)崴苄院脡牡闹笜?biāo)主要是斷面收縮率和抗拉強(qiáng)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(jī)獲得拉伸斷口附近垂直于斷口的金相試樣，經(jīng)砂紙逐級(jí)打磨并機(jī)械拋光，隨后使用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精溶液對(duì)試樣進(jìn)行腐蝕，然后采用JEOL JXA8530F型場(chǎng)發(fā)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(duì)拉伸斷口形貌進(jìn)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(yàn)結(jié)果與分析
連鑄坯的高溫?zé)崴苄允侵附饘俨牧显谕饬ψ饔孟掳l(fā)生永久變形而不破壞其完整性的能力。利用試驗(yàn)測(cè)得的數(shù)據(jù)繪制出熱塑性曲線及應(yīng)力-應(yīng)變曲線，表征鋼材的高溫力學(xué)性能。斷面收縮率反映了鑄坯在高溫下發(fā)生塑性變形能力的大小，當(dāng)Z>60%時(shí)，Z值越大，表明鑄坯越容易發(fā)生塑性變形，即抵抗外力作用而不產(chǎn)生裂紋的可能性越大；當(dāng)Z<60%時(shí)，Z值越小，鑄坯裂紋敏感性增大，越易產(chǎn)生裂紋缺陷，因此將Z=60%時(shí)的溫度定義為塑性區(qū)和脆性區(qū)的臨界溫度[11]。
Suzuki等[12-13]研究表明，從鋼的熔點(diǎn)到600 ℃存在3個(gè)脆性溫度區(qū)。通過高溫拉伸試驗(yàn)數(shù)據(jù)，繪制出在不同應(yīng)變速率下中錳鋼的斷面收縮率隨拉伸溫度的變化關(guān)系，如圖2所示。以斷面收縮率為60%作為臨界點(diǎn)判斷試驗(yàn)鋼的高溫?zé)崴苄裕蓤D2可知，試驗(yàn)鋼在高、低兩個(gè)應(yīng)變速率下、650～1200 ℃范圍內(nèi)拉伸時(shí)，斷面收縮率均達(dá)到60%以上，可以看出，試驗(yàn)鋼在650～1200 ℃范圍內(nèi)表現(xiàn)出較好的熱塑性，因此，650～1200 ℃均為高溫塑性區(qū)，不存在脆性溫度區(qū)間。并且，以應(yīng)變速率為4×10-2s-1為例，試驗(yàn)鋼在750 ℃時(shí)，斷面收縮率達(dá)到最低值，為83.35%，在950～1100 ℃范圍內(nèi)，斷面收縮率達(dá)90%以上，在1100 ℃時(shí)斷面收縮率達(dá)98.31%。
圖2 試驗(yàn)鋼高溫?zé)崴苄郧€Fig.2 High temperature thermoplastic curves of the tested steel
試驗(yàn)鋼在不同拉伸溫度和應(yīng)變速率下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，如圖3所示。從圖3中可以觀察到，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)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(qiáng)度同時(shí)發(fā)生變化，這個(gè)趨勢(shì)主要受拉伸溫度影響，應(yīng)變速率并不起主要作用。在高溫拉伸過程中，隨著應(yīng)變的增加，應(yīng)力-應(yīng)變曲線的變化呈4個(gè)階段，第一階段表現(xiàn)為拉伸初始時(shí)應(yīng)力快速上升；第二階段，應(yīng)力增速變緩，此階段為均勻塑性變形，這是由于組織內(nèi)產(chǎn)生加工硬化使得應(yīng)力不斷上升，達(dá)到最大值；第三階段，由于高溫產(chǎn)生的軟化作用與拉伸過程中試驗(yàn)鋼自身的強(qiáng)化作用相平衡，試驗(yàn)鋼出現(xiàn)連續(xù)頸縮，表現(xiàn)為應(yīng)力均勻下降；第四階段，隨著應(yīng)變的繼續(xù)進(jìn)行，高溫產(chǎn)生的軟化作用相較于試驗(yàn)鋼自身的強(qiáng)化作用占據(jù)主導(dǎo)地位，出現(xiàn)嚴(yán)重頸縮現(xiàn)象，表現(xiàn)為應(yīng)力快速下降直至試樣斷裂。拉伸變形后期試驗(yàn)鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線出現(xiàn)波動(dòng)，呈鋸齒狀，表明基體內(nèi)部的晶粒在高溫下發(fā)生了動(dòng)態(tài)軟化行為，強(qiáng)化作用被削弱。
圖3 試驗(yàn)鋼在不同應(yīng)變速率下的高溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)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(yàn)鋼在不同拉伸溫度下對(duì)應(yīng)的峰值應(yīng)力σm和峰值應(yīng)變?chǔ)舖的趨勢(shì)圖。應(yīng)變速率為4×10-2s-1時(shí)，在650 ℃時(shí)峰值應(yīng)力達(dá)最大值248 MPa，在高溫拉伸過程中，試驗(yàn)鋼峰值應(yīng)力隨著拉伸溫度的升高而逐漸下降，在650～850 ℃范圍內(nèi)峰值應(yīng)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(yīng)變速率為4×10-2s-1時(shí)的峰值應(yīng)力略低于應(yīng)變速率為4×10-2s-1的峰值應(yīng)力。這是由于熱加工是在高于再結(jié)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(fù)再結(jié)晶引起的軟化過程幾乎同時(shí)存在，而金屬材料熱加工后的組織 和力學(xué)性能與熱加工時(shí)的硬化過程和軟化過程密切相關(guān)，這個(gè)過程又受到變形溫度和應(yīng)變速率的影響。應(yīng)變速率對(duì)材料的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程有著顯著影響。在高應(yīng)變速率下，材料的峰值應(yīng)力與變形溫度之間呈線性關(guān)系，即變形溫度升高，峰值應(yīng)力不斷減小。
圖4 試驗(yàn)鋼在不同的拉伸溫度下對(duì)應(yīng)的峰值應(yīng)力(a)和峰值應(yīng)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(yīng)變速率會(huì)產(chǎn)生軟化作用，這種行為與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生有密切聯(lián)系，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度的提高使位錯(cuò)密度下降。與此同時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生與試驗(yàn)鋼內(nèi)部合金元素也有一定聯(lián)系，這是由于間隙原子會(huì)促進(jìn)活化能的減少。這些原因的共同作用促成了試驗(yàn)鋼的峰值應(yīng)力隨溫度升高下降。而在低應(yīng)變速率下，峰值應(yīng)力隨溫度呈波浪形變化，這是由于反復(fù)出現(xiàn)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶-變形-動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，即交替進(jìn)行軟化-硬化-軟化而造成的。
圖5為試驗(yàn)鋼經(jīng)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(nèi)，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(shí)期組織相對(duì)細(xì)小，隨著拉伸溫度的升高，組織逐漸變得粗大。這是由于試驗(yàn)鋼中Mn含量較高，使得試驗(yàn)鋼的淬透性較好，在拉斷后的冷卻過程中只發(fā)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(shí)組織中還出現(xiàn)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(xiàn)為軟相組織，因此先共析鐵素體的含量是影響高溫拉伸結(jié)果和試驗(yàn)鋼熱塑性好壞的重要因素，先共析鐵素體越多的溫度點(diǎn)對(duì)應(yīng)的試驗(yàn)鋼的熱塑性越差[14]。結(jié)合試驗(yàn)鋼高溫?zé)崴苄郧€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(dǎo)致在750 ℃和900 ℃時(shí)熱塑性降低的主要原因。
圖5 4×10-2 s-1應(yīng)變速率下不同拉伸溫度拉伸后試驗(yàn)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(yàn)鋼在高應(yīng)變速率4×10-2s-1條件下，進(jìn)行不同溫度高溫拉伸的斷口形貌，由于高應(yīng)變速率能夠縮短拉伸時(shí)間，對(duì)提高試驗(yàn)鋼的高溫?zé)崴苄杂欣?。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(yàn)鋼在不同拉伸溫度下的斷裂機(jī)理。一般情況下，斷口形貌中所呈現(xiàn)的韌窩和撕裂谷的大小和深度代表著試驗(yàn)鋼在斷裂過程中所吸收的能量的大小，試驗(yàn)鋼在發(fā)生斷裂過程中所吸收的能量越大，代表試驗(yàn)鋼的塑性越好。
圖6 試驗(yàn)鋼在4×10-2 s-1應(yīng)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(nèi)，試驗(yàn)鋼在高溫拉伸過程中的斷裂方式為穿晶韌性斷裂，表現(xiàn)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(shí)，韌窩形態(tài)以小韌窩為主，晶粒間有較多微小孔洞。當(dāng)拉伸溫度大于900 ℃時(shí)，韌窩形態(tài)主要以大而密集的韌窩為主。這是由于奧氏體發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為，能夠給予晶界足以發(fā)生遷移的驅(qū)動(dòng)力，將高溫拉伸過程中形成的裂紋阻隔在晶粒內(nèi)部，從而有效防止裂紋擴(kuò)展。因此導(dǎo)致斷裂的原因是晶粒內(nèi)部的裂紋尖端產(chǎn)生應(yīng)力集中，使裂紋橫穿整個(gè)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(duì)晶界的拖拽作用，因此高溫變形區(qū)通常具有良好的熱塑性。在1050～1200 ℃范圍內(nèi)，試驗(yàn)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(tài)，由于受較高溫度的影響，在晶界處較易形成液膜，在應(yīng)力的作用下在晶界處首先形成裂紋，裂紋擴(kuò)展造成斷裂[15]。在此拉伸溫度范圍內(nèi)，試驗(yàn)鋼斷裂的原因是液相的影響。
3 結(jié)論
1) 在650～1200 ℃拉伸溫度范圍內(nèi)對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn)，斷面收縮率均達(dá)60%以上，650～1200 ℃均屬于試驗(yàn)鋼的高溫塑性區(qū)，不存在脆性溫度區(qū)間。在生產(chǎn)過程中，連鑄坯頂彎和矯直溫度都可以在此溫度范圍內(nèi)進(jìn)行。
2) 試驗(yàn)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(diǎn)(750,900 ℃)對(duì)應(yīng)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(yàn)鋼在該溫度下的熱塑性。
3) 試驗(yàn)鋼在650～1050 ℃范圍內(nèi)的高溫拉伸斷口形貌表現(xiàn)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(nèi)，試驗(yàn)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(tài)。
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