不同應變幅下高錳鋼的低周疲勞性能研究

楊 陽，侯永超，石鑫生，陳永甲，李 晨，朱夢琪

(1.金屬成型技術與重型裝備全國重點實驗室，陜西 西安 710018；2.中國重型機械研究院股份公司，陜西 西安 710018；3.燕山大學 亞穩材料制備技術與科學國家重點實驗室，河北 秦皇島 066004)

0 前言

Hadfield鋼即高錳鋼，早在100多年以前就已經被發現，其憑借優異的耐磨性以及良好的強塑韌性，至今仍是礦山、建材、鐵路等機械設備中的首選材料之一[1-2]。但在惡劣的真實服役條件下，部件除了承受單向載荷外，主要承受反復、變動的外部載荷。大型工程部件多為熔鑄成型，據相關統計，疲勞失效約占工程材料總破壞的80%[3]，特別是材料在真正疲勞斷裂前并不容易察覺明顯的損傷痕跡，這會帶來巨大的事故隱患。所以，研究鑄態高錳鋼在不同條件下的循環變形行為，對工業應用的安全性有著重要意義。錢立和等人[4]研究了實際轍叉用高錳鋼在低周疲勞實驗中的循環變形行為，發現鐵路轍叉用鋼在循環初期會出現明顯的循環硬化現象。硬度也得到極大提升，原始試樣硬度為203 HV，在0.4%應變幅下，硬度提高了17%，在0.8%應變幅下，甚至提高約48%。趙博等人[5]研究了新型節鎳高氮奧氏體鋼在疲勞過程中的組織演變。發現當試驗鋼循環變形周次達到215周時，管材表面會產生均勻的橫向裂紋。作者解釋稱形變大的區域易發生馬氏體轉變，當馬氏體含量超約0.45%時便會促使細小裂紋的產生。李時磊等人[6]采用徑向應變控制比較了Z3CN20-09M鑄態奧氏體不銹鋼在室溫和350 ℃下的循環變形行為，發現兩者均呈現先硬化后軟化的循環趨勢，但高溫下的試驗鋼循環硬化程度更高，壽命也更長。這與高溫條件可以有效減弱奧氏體內的滑移面、夾雜物及相界面等位置的裂紋形核能力有著密切聯系。劉帥[3]對比分析了應力控制下Fe-22Mn-0.6C和Fe-22Mn-0.6C-3Al兩種試驗鋼的低周疲勞行為，發現在恒定應力幅450 MPa下，兩種鋼的疲勞壽命均經歷循環硬化、循環軟化以及循環失效三個階段，但含Al鋼卻表現出更低的疲勞壽命。主要是因為Al元素的加入會削弱試驗鋼的循環硬化能力，這使得其在疲勞試驗過程的塑性應變幅更大，塑性損傷積累程度更高。

盡管眾多材料學者對高錳奧氏體鋼的循環變形行為已經做過較多的探索，但是不同的合金成分、試驗條件對試驗鋼的循環變形行為影響是不同的。本文通過應變控制，主要研究了不同應變幅下120Mn13鋼的應力響應、疲勞壽命及裂紋擴展規律。

1 試驗方法

試驗選用鑄錠高錳奧氏體鋼120Mn13，截面尺寸為150 mm×150 mm。具體化學成分如表1所示。為了使得試驗鋼中的碳化物充分融入基體，將鑄錠切割成若干20 mm×20 mm×110 mm的長方塊狀試樣，放置于1 100 ℃高溫爐中進行1 h固溶處理。

表1 高錳鋼120Mn13化學元素的質量分數

利用電火花線切割機沿長向切取若干圓棒狀試樣，加工成標距為25 mm、直徑為5 mm的拉伸試樣并進行常溫拉伸測試。同時將試驗鋼加工為平行段長度14 mm、標距10 mm、直徑5 mm的疲勞試樣，利用MTS液壓伺服試驗機對試樣進行低周疲勞試驗。具體步驟如下：對已加工完成的試樣，為避免表面加工質量對疲勞壽命的影響，需要利用砂紙(目數由小到大)將平行段四周磨至光亮且無劃痕，注意打磨方向必須沿著軸向。當試樣在循環過程中突然斷裂或其最大拉應力降低為初始值的25%，試驗機便會停止。采用對稱應變控制方式，并選用0.4×10-2、0.6×10-2、0.8×10-2三個不同總應變幅進行循環測試，循環應變速率為3×10-3s-1。試樣失效后，利用防水膠帶密封斷口防止污染，并根據相關數據繪制疲勞曲線。利用光學顯微鏡對原始晶粒組織以及標距內的變形組織進行觀察；利用熱場發射掃描電子顯微鏡對疲勞裂紋的擴展路徑進行觀察分析。

2 試驗結果

2.1 常規拉伸性能

圖1給出了經均質化處理后的鑄態120Mn13鋼的金相組織照片?？梢园l現，均勻的等軸奧氏體晶粒內部僅存在較少的退火孿晶。經統計計算，試驗鋼的平均晶粒尺寸約為170 μm。

圖1 120Mn13鋼原始金相組織圖片

圖2分別給出了試驗鋼的常溫拉伸曲線及0.30～0.35應變區間的局部放大圖?？芍?，120Mn13鋼的屈服強度為339 MPa，抗拉強度為735 MPa，延伸率僅有37%，且拉伸屈服之后表現出明顯的鋸齒流變現象。進一步對試樣鋼斷裂前的局部應變-應力曲線進行放大，如圖2(b)，發現曲線上鋸齒基本分為兩類，一類為尖銳突出的臺狀鋸齒，是典型的A型鋸齒流變。第二類即處于兩個A型鋸齒臺階之的高頻波狀鋸齒段，是常說的B型鋸齒流變。強烈的動態應變時效可以增加材料的加工硬化率，從而提高其斷裂強度[7]。

圖2 120Mn13鋼應力-應變曲線與局部放大圖

2.2 低周疲勞性能

2.2.1 循環變形行為

圖3給出了在總應變幅0.4%、0.6%和0.8%下，鑄態高錳鋼120Mn13的峰值循環拉應力與循環周次以及與循環壽命百分比之間的關系。無論哪一種應變幅，在整個循環壽命期間，試驗鋼均先經歷約100周左右的快速循環硬化后，開始軟化直至斷裂，如圖3(a)所示。而隨著總應變幅的的增加，試驗鋼的瞬時循環拉應力與最大循環拉應力均明顯增加，但疲勞壽命卻逐漸減少，其中0.8%總應變幅下的疲勞壽命僅有885周(見表2)。由圖3(b)可以看出，鑄態120Mn13鋼的循環軟化階段幾乎占據整個壽命，其中當總應變幅為0.4%時，試驗鋼在循環后期發生了更加緩慢的軟化現象。

圖3 120Mn13鋼的峰值循環拉應力與循環周次及其與循環周次比失效壽命之間的關系曲線

表2 120Mn13鋼在循環過程中的各項參數

圖4給出了鑄態高錳鋼120Mn13鋼在初始循環與半壽命處的滯后回線，呈梭性，對稱，說明試驗控制良好。另外，從圖中也觀察到鋸齒流變現象，表明在循環變形過程中也存在著動態應變時效(DSA)。但是，只在0.6%和0.8%應變幅下的初始滯后曲線觀察到不同程度的鋸齒形態，在低應變幅0.4%下卻沒有發現。當循環周次增加至半壽命處時，試驗鋼的循環應力明顯增加，且隨著總應變幅的增加，其應力增加幅度也明顯增強，如圖4(b)所示。

圖4 120Mn13鋼滯后回線及局部放大圖

循環硬化率和循環軟化率數值能夠直觀反映材料在循環變形過程中的硬化與軟化情況。式(1)和式(2)分別給出了鑄態高錳鋼120Mn13的循環硬化率(CHR)和循環軟化率(CSR)計算公式[8]：

CHR=(σmax-σ1)/σ1

(1)

CSR=(σmax-σhalf)/σmax

(2)

式中：σ1為第一周循環的應力幅，MPa；σmax為最大應力幅，MPa；σhalf為半壽命處的應力幅，MPa。

根據式(1)～式(2)，圖5(a)繪制出了鑄態120Mn13鋼在三種總應變幅下的循環硬化率和循環軟化率變化曲線。將循環硬化率和循環軟化率數值的變化趨勢擬合成一條直線時，從圖中可以看出，隨著總應變幅的增大，試驗鋼的循環硬化率呈現上升趨勢，而循環軟化率卻為下降趨勢，且均遠小于循環硬化率。這說明增加應變幅最有利于提高材料的加工硬化能力。

圖5 120Mn13鋼循環硬化率、軟化率與總應變幅關系曲線，以及應變幅與疲勞壽命關系曲線

圖5(b)給出了鑄態120Mn13鋼的應變幅與疲勞壽命之間的變化關系。曲線表明：塑性應變幅與彈性應變幅均隨著總應變幅的增加而逐漸減小，但塑性應變幅的降低幅度更加明顯。在應變幅-疲勞壽命曲線中，彈性應變幅隨應力反向次數變化曲線與塑性應變幅隨應力反向次數變化曲線的交點對應的壽命稱為過渡壽命。在交點左側的疲勞循環過程中，塑性應變幅起主要作用，塑性直接影響材料的疲勞壽命。在交點右側的疲勞循環過程中，彈性應變幅占主導地位，材料的疲勞壽命則由強度控制。對于鑄態高錳鋼而言，在不同總應變幅下的拉壓變形中，塑性應變幅占主要地位，試驗鋼似乎更多地處于低周疲勞的試驗范疇。

2.2.2 微觀組織及裂紋擴展

疲勞測試后的高錳鋼120Mn13標距內的金相組織如圖6所示。

圖6 在不同應變幅下120Mn13鋼的金相組織照片

從圖中可以看出，高錳鋼晶粒內部出現了很多變形帶。在0.4%總應變幅下，晶粒內部主要以單向變形帶為主，部分晶粒內部還出現階梯狀滑移帶。隨著總應變幅的增加，晶粒內部觀察到明顯的交叉變形帶，其交叉劇烈程度也明顯增強。

此外還統計了變形帶間距平均值(見表2)，隨著應變幅的增加，變形帶間距逐漸減小?？偠灾?，總應變幅越大，則變形帶密度越大，這一結果與120Mn13鋼在循環變形過程中的最大循環應力隨應變幅變化的規律是一致的。

表2 不同應變幅下120Mn13鋼的變形帶平均間距

圖7所示為鑄態高錳鋼120Mn13在0.4%、0.6%和0.8%總應變幅下的裂紋擴展情況及局部放大圖?？梢钥闯?，在所有應變幅下，裂紋的擴展路徑均發生不同程度的偏轉。其中，當應變幅為0.4%時，疲勞裂紋主要沿著晶粒內部并垂直于軸向前進，僅觀察到一條微弱的沿晶界開裂的二次裂紋，見圖7(b)。當應變幅為0.6%時，裂紋路徑出現較長的沿晶開裂，如圖7(c)所示。同時對裂紋尾部進行放大觀察，發現材料斷口內部存在眾多細小裂紋，這是試樣在循環變形過程中吸收大量塑性應變積累的直接證據。當應變幅增至0.8%時，試樣的裂紋路徑發生多次偏轉，如圖7(e)箭頭所示，同時在掃描電鏡鏡頭下，可以清晰地辨認出主裂紋行徑路上出現的二次裂紋小分叉，如圖7(f)所示?？偟膩碚f，隨著總應變幅的增加，裂紋的擴展路徑更多地出現在晶界處，但其偏轉程度有所增加，二次裂紋數量也逐漸增多。

圖7 不同應變幅下120Mn13鋼的裂紋擴展情況

3 討論

鑄態高錳鋼120Mn13在常溫拉伸過程中表現出明顯的鋸齒狀應力應變曲線，我們知道，發生動態應變時效主要是因為位錯在運動過程中與溶質原子發生了交互作用[9]。然而，在室溫條件下，C原子的擴散激活能特別高，使其不容易發生遷移。那么在拉伸變形過程中，晶格擴散困難，間隙C原子與運動位錯之間的的交互作用也就不強烈，從而不會出現鋸齒流變現象[10]。但是，高錳奧氏體鋼內部普遍分布有C-Mn或Fe-C-Mn原子團簇[11]，當位錯在運動過程中碰到原子團簇時，C原子會跳躍并深陷位錯核中心，又由于C-Mn原子對強大的鍵合力，當位錯想要繼續運動則會被拖曳，這就需要施加更大的外力使位錯開動，那么宏觀上即表現為強化現象。

鑄態高錳鋼120Mn13在循環加載初期表現出明顯的循環硬化現象，之后便經歷長期循環軟化階段直至斷裂失效。在各應變幅下的循環變形初期，位錯迅速增殖，位錯密度增加，最大循環拉應力也增加，從而出現了初始循環硬化現象。之后隨著循環的繼續進行，試樣整個疲勞壽命的中后期一直處于循環軟化階段，這是位錯增殖導致的硬化效應和位錯湮滅引起的軟化效應之間的競爭機制引起的必然結果[7]，循環前期位錯的快速增殖，使彼此之間纏結，塞積等交互作用更加劇烈，這些阻礙在之后的循環加載中被破壞，從而促使位錯湮滅的發生，降低位錯密度。這使得試驗鋼在循環加載過程中用來維持恒定應變速率所需要的外力會減小，從而宏觀上表現為循環軟化現象。也就是說，當位錯的湮滅速度超過位錯的增殖速度時，試驗鋼的循環曲線會逐漸表現為軟化現象。

此外，動態應變時效對材料的疲勞循環行為也有一定的影響。其中，C-Mn原子團簇會對運動位錯進行迅速釘扎，為維持恒定的應變速率，位錯發生大量增殖，而位錯密度的增加會進一步增加循環硬化速率。在0.4%低應變幅下并沒有鋸齒流變現象，這與較低的位錯增殖速率密切相關[7]，在0.6%以上高應變幅情況下，試驗鋼在循環初期均表現出不同程度的動態應變時效現象(見圖4)，而0.6%應變幅下的循環硬化率憑借劇烈的動態應變時效，其與0.8%應變幅下的循環硬化率相差較小(見圖5a)，這可能與高應變幅下位錯湮滅速度增快有關。

整個疲勞壽命主要由兩部分組成，即裂紋萌生階段與裂紋擴展階段[12]，材料自身的強度與韌性直接影響裂紋形核的難易程度[13]。一般而言，應變幅越大，材料越容易開裂[14]。另外由圖7可以發現，隨著總應變幅的增加，鑄態高錳鋼120Mn13裂紋擴展路徑多次沿著晶界前進，更易失穩。同時其裂紋尖端的偏轉程度也有所增加，這在一定程度上會提高裂紋擴展抗力，使得裂紋擴展速率降低。二次裂紋數量也有所增加，眾所周知，裂紋分叉也可以松弛主裂紋尖端應力集中，減緩擴展速率，從而也能阻礙主裂紋的擴展[15]。這是120Mn13試驗鋼在中高應變幅下壽命相差較小的主要原因。

4 結論

(1)鑄態120Mn13鋼在常溫拉伸變形過程中，表現出明顯的鋸齒狀流變曲線。按照鋸齒形狀分可為兩類：山峰狀A型鋸齒，波動頻率較低；波浪狀B型鋸齒，波動頻率較高。

(2)鑄態120Mn13鋼在任何應變幅下，均先發生循環硬化階段，后循環軟化直至斷裂。且隨著應變幅的增加，其最大循環拉應力及循環硬化率逐漸增加，而疲勞壽命卻減小。

(3)隨著總應變幅的增加，試驗鋼的裂紋多發生沿晶擴展，但主裂紋偏轉程度有所增強，可提高裂紋擴展抗力；二次裂紋數量增多，又能減緩裂紋擴展速率。這是在0.6%與0.8%應變幅下，鑄態120Mn13鋼壽命相差較小的主要原因。