不同应变幅下高锰钢的低周疲劳性能研究

杨 阳，侯永超，石鑫生，陈永甲，李 晨，朱梦琪

(1.金属成型技术与重型装备全国重点实验室，陕西 西安 710018；2.中国重型机械研究院股份公司，陕西 西安 710018；3.燕山大学 亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室，河北 秦皇岛 066004)

0 前言

Hadfield钢即高锰钢，早在100多年以前就已经被发现，其凭借优异的耐磨性以及良好的强塑韧性，至今仍是矿山、建材、铁路等机械设备中的首选材料之一[1-2]。但在恶劣的真实服役条件下，部件除了承受单向载荷外，主要承受反复、变动的外部载荷。大型工程部件多为熔铸成型，据相关统计，疲劳失效约占工程材料总破坏的80%[3]，特别是材料在真正疲劳断裂前并不容易察觉明显的损伤痕迹，这会带来巨大的事故隐患。所以，研究铸态高锰钢在不同条件下的循环变形行为，对工业应用的安全性有着重要意义。钱立和等人[4]研究了实际辙叉用高锰钢在低周疲劳实验中的循环变形行为，发现铁路辙叉用钢在循环初期会出现明显的循环硬化现象。硬度也得到极大提升，原始试样硬度为203 HV，在0.4%应变幅下，硬度提高了17%，在0.8%应变幅下，甚至提高约48%。赵博等人[5]研究了新型节镍高氮奥氏体钢在疲劳过程中的组织演变。发现当试验钢循环变形周次达到215周时，管材表面会产生均匀的横向裂纹。作者解释称形变大的区域易发生马氏体转变，当马氏体含量超约0.45%时便会促使细小裂纹的产生。李时磊等人[6]采用径向应变控制比较了Z3CN20-09M铸态奥氏体不锈钢在室温和350 ℃下的循环变形行为，发现两者均呈现先硬化后软化的循环趋势，但高温下的试验钢循环硬化程度更高，寿命也更长。这与高温条件可以有效减弱奥氏体内的滑移面、夹杂物及相界面等位置的裂纹形核能力有着密切联系。刘帅[3]对比分析了应力控制下Fe-22Mn-0.6C和Fe-22Mn-0.6C-3Al两种试验钢的低周疲劳行为，发现在恒定应力幅450 MPa下，两种钢的疲劳寿命均经历循环硬化、循环软化以及循环失效三个阶段，但含Al钢却表现出更低的疲劳寿命。主要是因为Al元素的加入会削弱试验钢的循环硬化能力，这使得其在疲劳试验过程的塑性应变幅更大，塑性损伤积累程度更高。

尽管众多材料学者对高锰奥氏体钢的循环变形行为已经做过较多的探索，但是不同的合金成分、试验条件对试验钢的循环变形行为影响是不同的。本文通过应变控制，主要研究了不同应变幅下120Mn13钢的应力响应、疲劳寿命及裂纹扩展规律。

1 试验方法

试验选用铸锭高锰奥氏体钢120Mn13，截面尺寸为150 mm×150 mm。具体化学成分如表1所示。为了使得试验钢中的碳化物充分融入基体，将铸锭切割成若干20 mm×20 mm×110 mm的长方块状试样，放置于1 100 ℃高温炉中进行1 h固溶处理。

表1 高锰钢120Mn13化学元素的质量分数

利用电火花线切割机沿长向切取若干圆棒状试样，加工成标距为25 mm、直径为5 mm的拉伸试样并进行常温拉伸测试。同时将试验钢加工为平行段长度14 mm、标距10 mm、直径5 mm的疲劳试样，利用MTS液压伺服试验机对试样进行低周疲劳试验。具体步骤如下：对已加工完成的试样，为避免表面加工质量对疲劳寿命的影响，需要利用砂纸(目数由小到大)将平行段四周磨至光亮且无划痕，注意打磨方向必须沿着轴向。当试样在循环过程中突然断裂或其最大拉应力降低为初始值的25%，试验机便会停止。采用对称应变控制方式，并选用0.4×10-2、0.6×10-2、0.8×10-2三个不同总应变幅进行循环测试，循环应变速率为3×10-3s-1。试样失效后，利用防水胶带密封断口防止污染，并根据相关数据绘制疲劳曲线。利用光学显微镜对原始晶粒组织以及标距内的变形组织进行观察；利用热场发射扫描电子显微镜对疲劳裂纹的扩展路径进行观察分析。

2 试验结果

2.1 常规拉伸性能

图1给出了经均质化处理后的铸态120Mn13钢的金相组织照片。可以发现，均匀的等轴奥氏体晶粒内部仅存在较少的退火孪晶。经统计计算，试验钢的平均晶粒尺寸约为170 μm。

图1 120Mn13钢原始金相组织图片

图2分别给出了试验钢的常温拉伸曲线及0.30～0.35应变区间的局部放大图。可知，120Mn13钢的屈服强度为339 MPa，抗拉强度为735 MPa，延伸率仅有37%，且拉伸屈服之后表现出明显的锯齿流变现象。进一步对试样钢断裂前的局部应变-应力曲线进行放大，如图2(b)，发现曲线上锯齿基本分为两类，一类为尖锐突出的台状锯齿，是典型的A型锯齿流变。第二类即处于两个A型锯齿台阶之的高频波状锯齿段，是常说的B型锯齿流变。强烈的动态应变时效可以增加材料的加工硬化率，从而提高其断裂强度[7]。

图2 120Mn13钢应力-应变曲线与局部放大图

2.2 低周疲劳性能

2.2.1 循环变形行为

图3给出了在总应变幅0.4%、0.6%和0.8%下，铸态高锰钢120Mn13的峰值循环拉应力与循环周次以及与循环寿命百分比之间的关系。无论哪一种应变幅，在整个循环寿命期间，试验钢均先经历约100周左右的快速循环硬化后，开始软化直至断裂，如图3(a)所示。而随着总应变幅的的增加，试验钢的瞬时循环拉应力与最大循环拉应力均明显增加，但疲劳寿命却逐渐减少，其中0.8%总应变幅下的疲劳寿命仅有885周(见表2)。由图3(b)可以看出，铸态120Mn13钢的循环软化阶段几乎占据整个寿命，其中当总应变幅为0.4%时，试验钢在循环后期发生了更加缓慢的软化现象。

图3 120Mn13钢的峰值循环拉应力与循环周次及其与循环周次比失效寿命之间的关系曲线

表2 120Mn13钢在循环过程中的各项参数

图4给出了铸态高锰钢120Mn13钢在初始循环与半寿命处的滞后回线，呈梭性，对称，说明试验控制良好。另外，从图中也观察到锯齿流变现象，表明在循环变形过程中也存在着动态应变时效(DSA)。但是，只在0.6%和0.8%应变幅下的初始滞后曲线观察到不同程度的锯齿形态，在低应变幅0.4%下却没有发现。当循环周次增加至半寿命处时，试验钢的循环应力明显增加，且随着总应变幅的增加，其应力增加幅度也明显增强，如图4(b)所示。

图4 120Mn13钢滞后回线及局部放大图

循环硬化率和循环软化率数值能够直观反映材料在循环变形过程中的硬化与软化情况。式(1)和式(2)分别给出了铸态高锰钢120Mn13的循环硬化率(CHR)和循环软化率(CSR)计算公式[8]：

CHR=(σmax-σ1)/σ1

(1)

CSR=(σmax-σhalf)/σmax

(2)

式中：σ1为第一周循环的应力幅，MPa；σmax为最大应力幅，MPa；σhalf为半寿命处的应力幅，MPa。

根据式(1)～式(2)，图5(a)绘制出了铸态120Mn13钢在三种总应变幅下的循环硬化率和循环软化率变化曲线。将循环硬化率和循环软化率数值的变化趋势拟合成一条直线时，从图中可以看出，随着总应变幅的增大，试验钢的循环硬化率呈现上升趋势，而循环软化率却为下降趋势，且均远小于循环硬化率。这说明增加应变幅最有利于提高材料的加工硬化能力。

图5 120Mn13钢循环硬化率、软化率与总应变幅关系曲线，以及应变幅与疲劳寿命关系曲线

图5(b)给出了铸态120Mn13钢的应变幅与疲劳寿命之间的变化关系。曲线表明：塑性应变幅与弹性应变幅均随着总应变幅的增加而逐渐减小，但塑性应变幅的降低幅度更加明显。在应变幅-疲劳寿命曲线中，弹性应变幅随应力反向次数变化曲线与塑性应变幅随应力反向次数变化曲线的交点对应的寿命称为过渡寿命。在交点左侧的疲劳循环过程中，塑性应变幅起主要作用，塑性直接影响材料的疲劳寿命。在交点右侧的疲劳循环过程中，弹性应变幅占主导地位，材料的疲劳寿命则由强度控制。对于铸态高锰钢而言，在不同总应变幅下的拉压变形中，塑性应变幅占主要地位，试验钢似乎更多地处于低周疲劳的试验范畴。

2.2.2 微观组织及裂纹扩展

疲劳测试后的高锰钢120Mn13标距内的金相组织如图6所示。

图6 在不同应变幅下120Mn13钢的金相组织照片

从图中可以看出，高锰钢晶粒内部出现了很多变形带。在0.4%总应变幅下，晶粒内部主要以单向变形带为主，部分晶粒内部还出现阶梯状滑移带。随着总应变幅的增加，晶粒内部观察到明显的交叉变形带，其交叉剧烈程度也明显增强。

此外还统计了变形带间距平均值(见表2)，随着应变幅的增加，变形带间距逐渐减小。总而言之，总应变幅越大，则变形带密度越大，这一结果与120Mn13钢在循环变形过程中的最大循环应力随应变幅变化的规律是一致的。

表2 不同应变幅下120Mn13钢的变形带平均间距

图7所示为铸态高锰钢120Mn13在0.4%、0.6%和0.8%总应变幅下的裂纹扩展情况及局部放大图。可以看出，在所有应变幅下，裂纹的扩展路径均发生不同程度的偏转。其中，当应变幅为0.4%时，疲劳裂纹主要沿着晶粒内部并垂直于轴向前进，仅观察到一条微弱的沿晶界开裂的二次裂纹，见图7(b)。当应变幅为0.6%时，裂纹路径出现较长的沿晶开裂，如图7(c)所示。同时对裂纹尾部进行放大观察，发现材料断口内部存在众多细小裂纹，这是试样在循环变形过程中吸收大量塑性应变积累的直接证据。当应变幅增至0.8%时，试样的裂纹路径发生多次偏转，如图7(e)箭头所示，同时在扫描电镜镜头下，可以清晰地辨认出主裂纹行径路上出现的二次裂纹小分叉，如图7(f)所示。总的来说，随着总应变幅的增加，裂纹的扩展路径更多地出现在晶界处，但其偏转程度有所增加，二次裂纹数量也逐渐增多。

图7 不同应变幅下120Mn13钢的裂纹扩展情况

3 讨论

铸态高锰钢120Mn13在常温拉伸过程中表现出明显的锯齿状应力应变曲线，我们知道，发生动态应变时效主要是因为位错在运动过程中与溶质原子发生了交互作用[9]。然而，在室温条件下，C原子的扩散激活能特别高，使其不容易发生迁移。那么在拉伸变形过程中，晶格扩散困难，间隙C原子与运动位错之间的的交互作用也就不强烈，从而不会出现锯齿流变现象[10]。但是，高锰奥氏体钢内部普遍分布有C-Mn或Fe-C-Mn原子团簇[11]，当位错在运动过程中碰到原子团簇时，C原子会跳跃并深陷位错核中心，又由于C-Mn原子对强大的键合力，当位错想要继续运动则会被拖曳，这就需要施加更大的外力使位错开动，那么宏观上即表现为强化现象。

铸态高锰钢120Mn13在循环加载初期表现出明显的循环硬化现象，之后便经历长期循环软化阶段直至断裂失效。在各应变幅下的循环变形初期，位错迅速增殖，位错密度增加，最大循环拉应力也增加，从而出现了初始循环硬化现象。之后随着循环的继续进行，试样整个疲劳寿命的中后期一直处于循环软化阶段，这是位错增殖导致的硬化效应和位错湮灭引起的软化效应之间的竞争机制引起的必然结果[7]，循环前期位错的快速增殖，使彼此之间缠结，塞积等交互作用更加剧烈，这些阻碍在之后的循环加载中被破坏，从而促使位错湮灭的发生，降低位错密度。这使得试验钢在循环加载过程中用来维持恒定应变速率所需要的外力会减小，从而宏观上表现为循环软化现象。也就是说，当位错的湮灭速度超过位错的增殖速度时，试验钢的循环曲线会逐渐表现为软化现象。

此外，动态应变时效对材料的疲劳循环行为也有一定的影响。其中，C-Mn原子团簇会对运动位错进行迅速钉扎，为维持恒定的应变速率，位错发生大量增殖，而位错密度的增加会进一步增加循环硬化速率。在0.4%低应变幅下并没有锯齿流变现象，这与较低的位错增殖速率密切相关[7]，在0.6%以上高应变幅情况下，试验钢在循环初期均表现出不同程度的动态应变时效现象(见图4)，而0.6%应变幅下的循环硬化率凭借剧烈的动态应变时效，其与0.8%应变幅下的循环硬化率相差较小(见图5a)，这可能与高应变幅下位错湮灭速度增快有关。

整个疲劳寿命主要由两部分组成，即裂纹萌生阶段与裂纹扩展阶段[12]，材料自身的强度与韧性直接影响裂纹形核的难易程度[13]。一般而言，应变幅越大，材料越容易开裂[14]。另外由图7可以发现，随着总应变幅的增加，铸态高锰钢120Mn13裂纹扩展路径多次沿着晶界前进，更易失稳。同时其裂纹尖端的偏转程度也有所增加，这在一定程度上会提高裂纹扩展抗力，使得裂纹扩展速率降低。二次裂纹数量也有所增加，众所周知，裂纹分叉也可以松弛主裂纹尖端应力集中，减缓扩展速率，从而也能阻碍主裂纹的扩展[15]。这是120Mn13试验钢在中高应变幅下寿命相差较小的主要原因。

4 结论

(1)铸态120Mn13钢在常温拉伸变形过程中，表现出明显的锯齿状流变曲线。按照锯齿形状分可为两类：山峰状A型锯齿，波动频率较低；波浪状B型锯齿，波动频率较高。

(2)铸态120Mn13钢在任何应变幅下，均先发生循环硬化阶段，后循环软化直至断裂。且随着应变幅的增加，其最大循环拉应力及循环硬化率逐渐增加，而疲劳寿命却减小。

(3)随着总应变幅的增加，试验钢的裂纹多发生沿晶扩展，但主裂纹偏转程度有所增强，可提高裂纹扩展抗力；二次裂纹数量增多，又能减缓裂纹扩展速率。这是在0.6%与0.8%应变幅下，铸态120Mn13钢寿命相差较小的主要原因。