張福全　何翠　周惦武

摘 要：采用Gleeble3500試驗(yàn)機(jī)對(duì)ZGMn13Cr2高錳鋼進(jìn)行0. 1 s -1應(yīng)變速率下的室溫壓縮實(shí)驗(yàn)，應(yīng)變量分別為5%， 30%和50%.利用金相顯微鏡、維氏顯微硬度機(jī)、XRD和TEM等方法，研究了壓縮變形量對(duì)ZGMn13Cr2顯微組織衍變及加工硬化機(jī)制的影響.結(jié)果表明：高錳鋼壓縮變形后晶粒內(nèi)出現(xiàn)大量變形帶，變形帶相互交叉、纏結(jié)、割截.壓縮變形量為5%時(shí)，高密度位錯(cuò)相互纏結(jié)呈位錯(cuò)胞或者位錯(cuò)墻，壓縮變形量為30%時(shí)，基體內(nèi)出現(xiàn)形變孿晶，隨著變形量的進(jìn)一步增大，孿晶的密度和體積分?jǐn)?shù)增大，水韌態(tài)高錳鋼在壓縮變形量為50%的條件下，其顯微硬度與初始態(tài)相比提高了125%，達(dá)到HV560.8.XRD結(jié)果顯示，壓縮變形后基體組織為奧氏體和少量的碳化物，未發(fā)現(xiàn)相變誘發(fā)馬氏體組織.隨著變形量的增大，高錳鋼加工硬化機(jī)理由位錯(cuò)強(qiáng)化機(jī)制向形變孿晶強(qiáng)化為主、位錯(cuò)+少量層錯(cuò)強(qiáng)化機(jī)制為輔的機(jī)制轉(zhuǎn)變.

關(guān)鍵詞：高錳鋼；加工硬化機(jī)理；壓縮變形量；組織；性能

中圖分類號(hào)：TG145 文獻(xiàn)標(biāo)識(shí)碼：A

高錳鋼因具有高強(qiáng)度、高韌性、高耐磨性、良好的加工硬化能力而廣泛地應(yīng)用于礦山機(jī)械、鐵路、冶金、電力等承受沖擊載荷的設(shè)備中.近年來(lái)為提高高錳鋼鑄件在實(shí)際應(yīng)用中的加工硬化能力和耐磨性，研究者在合金化、表面預(yù)硬化等方向做出了大量的努力.如許云華等[1]、馮曉勇[2]利用高速重?fù)舻姆绞将@取表面納米化晶層，提出了納米晶強(qiáng)化機(jī)制.胡曉艷[3]利用爆炸硬化技術(shù)獲得了表層含高密度位錯(cuò)和孿晶等微觀缺陷的加工硬化層.但是，關(guān)于高錳鋼的加工硬化機(jī)制，多年來(lái)并沒(méi)有統(tǒng)一的說(shuō)法，除了形變誘發(fā)馬氏體相變硬化說(shuō)[4]被大多數(shù)學(xué)者否定之外，還有孿晶硬化說(shuō)[5-8]、位錯(cuò)硬化說(shuō)[9]、FeMnC原子團(tuán)硬化說(shuō)[10]、綜合硬化說(shuō)[11]、納米晶與非晶相鑲嵌硬化說(shuō)[12]等.目前針對(duì)高錳鋼的研究主要在低應(yīng)變速率（10-2 s-1以下）[13]、小能量多次沖擊[14]的工況下進(jìn)行，這與高錳鋼承受較高能量和高應(yīng)變速率的實(shí)際工況不符.本文則采用Gleeble3500熱模擬機(jī)對(duì)高錳鋼在較高應(yīng)變速率、較大變形量條件下進(jìn)行壓縮實(shí)驗(yàn)，探究其加工硬化規(guī)律及機(jī)制，為實(shí)際應(yīng)用中充分發(fā)揮高錳鋼的耐磨性和加工硬化能力提供理論依據(jù).

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)材料為ZGMn13Cr2，其主要化學(xué)成分見(jiàn)表1.采用中頻爐熔煉，樹(shù)脂石英砂造型，澆注標(biāo)準(zhǔn)Y形試塊.為獲得碳化物分布均勻、綜合性能優(yōu)良的奧氏體組織，試塊在真空管式爐內(nèi)（GSL1600）加熱至650 ℃保溫1.5 h，再以相同的升溫速率升至1 080 ℃保溫1.5 h后進(jìn)行水韌處理，經(jīng)線切割加工成Ф6 mm×9 mm的熱模擬標(biāo)準(zhǔn)試樣.

熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)在Gleeble3500型試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，壓縮過(guò)程中抽真空.試驗(yàn)采用中軸壓縮的方式，為減少摩擦力，試樣與壓頭之間添加潤(rùn)滑油，為防止?jié)櫥臀廴緣侯^，壓頭和試樣之間墊鉭片，變形過(guò)程全部由微機(jī)處理系統(tǒng)控制并自動(dòng)采集有關(guān)數(shù)據(jù)，最后以表格形式輸出載荷________________________________________行程和真應(yīng)力________________________________________真應(yīng)變等數(shù)據(jù).熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)方案如下：變形溫度為298 K，應(yīng)變速率為0.1 s-1，變形量分別為5%， 30%和50%.

利用OM， XRD（RigakuD/max2550V）及TEM（F20）對(duì)經(jīng)不同應(yīng)變量變形后的試樣進(jìn)行微觀組織結(jié)構(gòu)表征，利用HV1000顯微維氏硬度計(jì)測(cè)量高錳鋼經(jīng)壓縮后的硬度.金相樣品的制備過(guò)程：試樣機(jī)械磨平拋光后，用4%硝酸和鹽酸酒精反復(fù)擦拭腐蝕80～90 s；TEM樣品的制備過(guò)程：機(jī)械拋光研磨至70～80后，沖成Φ3 mm薄片，再減薄至40 ，液氮冷卻至-30 ℃以下，采用3%HClO4+97%CH3COOH溶液進(jìn)行電解雙噴，雙噴電壓為75 V，電流為45 mA.

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 真應(yīng)力真應(yīng)變曲線與加工硬化率曲線

高的加工硬化能力是高錳鋼在實(shí)際應(yīng)用過(guò)程中耐沖擊耐磨損的重要原因，通過(guò)真應(yīng)力真應(yīng)變曲線所獲得的加工硬化率（θ=dσε）曲線，可以很好地反映高錳鋼壓縮變形過(guò)程中內(nèi)部位錯(cuò)、層錯(cuò)、孿晶等相關(guān)的微觀缺陷的變化特征[15].圖1a為室溫下高錳鋼在Gleeble3500機(jī)上以0.1 s-1恒應(yīng)變速率壓縮50%后獲取的真應(yīng)力真應(yīng)變曲線，圖1b為對(duì)真應(yīng)力應(yīng)變曲線求一階導(dǎo)數(shù)獲得的加工硬化率真應(yīng)變曲線，圖1c為根據(jù)Hutchinson和Ridley[9]在壓縮過(guò)程中建立的純位錯(cuò)密度模型擬合出來(lái)的加工硬化率曲線，相關(guān)函數(shù)如下：

從圖1a可看出應(yīng)力隨著應(yīng)變量的增大而增大，曲線可分為3個(gè)階段：0<ε≤5%時(shí)為彈性變形階段，流變應(yīng)力幾乎呈線性迅速增加；5%<ε≤30%為直線硬化階段，流變應(yīng)力增加的趨勢(shì)有所放緩；30%<ε≤50%為拋物線硬化階段，流變應(yīng)力增加的趨勢(shì)進(jìn)一步減緩.從圖1b可看出加工硬化率曲線隨著應(yīng)變的增加先快速遞減，在約為5%處遞增，隨著變形的繼續(xù)，加工硬化率曲線出現(xiàn)了一個(gè)平臺(tái).

對(duì)比曲線b與曲線c可以看出在應(yīng)變量大于5%時(shí)，實(shí)驗(yàn)測(cè)得的加工硬化率曲線較純位錯(cuò)模型擬合出來(lái)的加工硬化率曲線有一個(gè)明顯的增值，這表明在壓縮過(guò)程中基體硬化機(jī)理發(fā)生了變化，高錳鋼內(nèi)部強(qiáng)化機(jī)制并非為單一的位錯(cuò)強(qiáng)化機(jī)制.經(jīng)后續(xù)的TEM和XRD可以證明由位錯(cuò)強(qiáng)化機(jī)制變成位錯(cuò)+層錯(cuò)+孿晶強(qiáng)化機(jī)制.

2.2 XRD物相分析

圖2所示是應(yīng)變速率為0.1 s-1，壓縮變形量分別為5%， 30%和50%的XRD衍射圖譜，圖中顯示壓縮變形后物相仍為奧氏體和少量碳化物，并未檢測(cè)到ε馬氏體.隨著壓縮量的增加，（111）γ衍射峰強(qiáng)度異常增加，而（311）γ和（200） 射峰強(qiáng)度減小，說(shuō)明高錳鋼晶粒內(nèi)部發(fā)生偏轉(zhuǎn)，產(chǎn)生大量的（111）γ織構(gòu)；各衍射峰的寬度增加，這是因?yàn)楦咤i鋼層錯(cuò)能較低，約為23 mJ/m2[16]，壓縮變形后層錯(cuò)增加，生成形變孿晶，使晶粒碎化，孿晶的生成以及內(nèi)應(yīng)力的增大共同造成了衍射峰加寬這一現(xiàn)象.

2.3 壓縮量對(duì)微觀組織的影響

2.3.1 金相組織

圖3是應(yīng)變速率為0.1 s-1，壓縮變形量分別為5%， 30%和50%時(shí)高錳鋼的顯微組織圖片.在外部軸向壓縮應(yīng)力的作用下，基體內(nèi)部出現(xiàn)大量相互交叉、阻滯和割截的變形帶.變形量為5%時(shí)變形帶大多呈平直狀，間距較寬（如圖3（a）所示）.變形量為30%時(shí)，變形帶密度增大，自身寬度變寬，出現(xiàn)折截狀臺(tái)階（如圖3（b）所示）.變形量為50%時(shí)，變形帶的間距縮短，痕跡加深，密度進(jìn)一步增大，臺(tái)階狀變形帶明顯增加（如圖3（c）所示），相互交叉、阻滯和割截的變形帶，將基體分割成細(xì)小的區(qū)域，使得高錳鋼的硬度增大，高錳鋼加工硬化能力加強(qiáng).由于光學(xué)顯微鏡下無(wú)法清晰地辨別變形帶為滑移線還是孿晶，為了更進(jìn)一步地了解加工硬化的深層次原因和機(jī)制，必須對(duì)其微觀晶體缺陷進(jìn)行表征.

2.3.2 透射電鏡組織

圖4所示為室溫下應(yīng)變速率為0.1 s-1，壓縮變形量分別為5%， 30%和50%時(shí)高錳鋼的透射形貌及特征電子衍射花樣.圖4（a）為壓縮變形量為5%時(shí)高錳鋼的透射電鏡形貌，從圖中可看出高密度位錯(cuò)相互纏結(jié)呈位錯(cuò)胞或者位錯(cuò)墻；圖4（b）（c）（d）是壓縮變形量為30%時(shí)透射電鏡形貌的明暗場(chǎng)及其衍射斑點(diǎn)，從圖中可看出基體內(nèi)出現(xiàn)了形變孿晶和少量層錯(cuò)；圖4（e）（f）（g）是壓縮變形量為50%時(shí)透射電鏡形貌的明暗場(chǎng)及其衍射斑點(diǎn)，從圖中可看出孿晶衍射斑點(diǎn)強(qiáng)度增大，其密度和體積分?jǐn)?shù)增大.

由不同壓縮變形量的透射照片可還原靜態(tài)壓縮過(guò)程中高錳鋼內(nèi)部微觀晶體缺陷的變化情況：高錳鋼屬于FCC結(jié)構(gòu)，晶體中的滑移系較多，在變形初期晶粒內(nèi)部的滑移系大量啟動(dòng)，位錯(cuò)則通過(guò)滑移、累積、重排、湮滅等方式在基體中形成大量平直的位錯(cuò)墻和位錯(cuò)胞[2]，隨著變形的增大，位錯(cuò)不斷增殖，位錯(cuò)單個(gè)或多個(gè)連續(xù)分布或塞積于晶界處，大量塞積的位錯(cuò)群引起應(yīng)力集中，當(dāng)局部的切應(yīng)力達(dá)到孿晶生成的臨界切應(yīng)力時(shí)，高錳鋼開(kāi)始以孿生的形式進(jìn)行塑性變形.隨著變形量的繼續(xù)增大，孿晶體積分?jǐn)?shù)不斷增大，位錯(cuò)密度也有所增大，局部區(qū)域?qū)\晶中間出現(xiàn)少量的層錯(cuò)，孿晶及層錯(cuò)形成了位錯(cuò)難以逾越的壁壘，這將導(dǎo)致位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力增大.綜上所述，隨著變形量的增大，高錳鋼在壓縮變形過(guò)程中加工硬化機(jī)制發(fā)生了改變，由位錯(cuò)強(qiáng)化機(jī)制逐漸向位錯(cuò)+少量層錯(cuò)+形變孿晶機(jī)制轉(zhuǎn)變.

2.4 壓縮變形量對(duì)加工硬化能力的影響

硬度是衡量材料軟硬程度的一種指標(biāo)，可通過(guò)顯微硬度來(lái)衡量高錳鋼承受靜態(tài)壓縮載荷后樣品加工硬化的程度.圖5所示是應(yīng)變速率為0.1 s-1，壓縮變形量分別為5%， 30%和50%時(shí)的顯微硬度變化曲線，硬度值均由5個(gè)點(diǎn)求平均值得到.

從圖中可知經(jīng)壓縮變形后高錳鋼顯微硬度隨變形量的增加近似呈線性增長(zhǎng)，水韌態(tài)高錳鋼在壓縮變形量為50%的條件下，其顯微硬度與初始態(tài)的相比提高了125%，達(dá)到HV560.8，由此可知高錳鋼在變形量為50%的條件下加工硬化能力得到充分發(fā)揮.硬化能力受變形量的影響較大，這與高錳鋼在不同壓縮變形量時(shí)的微觀硬化機(jī)理不同有關(guān)：在變形初期，對(duì)應(yīng)的強(qiáng)化機(jī)制為位錯(cuò)強(qiáng)化，所以高錳鋼硬度增值較小，加工硬化并沒(méi)有得到充分發(fā)揮.隨著壓縮變形的繼續(xù)進(jìn)行，晶體內(nèi)應(yīng)力不斷增大，孿晶和層錯(cuò)不斷形成，其強(qiáng)化機(jī)制為位錯(cuò)+少量層錯(cuò)+孿晶，孿晶和層錯(cuò)對(duì)位錯(cuò)的阻滯作用更強(qiáng)，導(dǎo)致一定孿晶內(nèi)部會(huì)形成多系孿晶，孿晶系增多與孿晶重復(fù)交割強(qiáng)度加大使得碎化晶粒的尺寸進(jìn)一步減少，起到細(xì)化晶粒的作用，所以材料的硬度不斷增加.

3 結(jié) 論

1）ZGMn13Cr2高錳鋼在恒應(yīng)變速率等溫壓縮時(shí)，流變應(yīng)力隨應(yīng)變的增大而增加， 0<ε≤0.05時(shí)為彈性變形階段，流變應(yīng)力幾乎呈線性迅速增加；0.05<ε≤0.30時(shí)為直線硬化階段，流變應(yīng)力增加的趨勢(shì)有所放緩；0.30<ε≤0.50時(shí)為拋物線硬化階段.

2）應(yīng)變速率為0.1 s-1時(shí)，壓縮量在0%～50%的形變范圍內(nèi)基體為奧氏體和少量碳化物，未發(fā)現(xiàn)相變誘發(fā)馬氏體組織.水韌態(tài)高錳鋼在壓縮變形量為50%的條件下，其顯微硬度與初始態(tài)的相比提高了125%，達(dá)到HV560.8.

3）壓縮變形量為5%時(shí)，基體內(nèi)部位錯(cuò)密度較高，形成了大量平直的位錯(cuò)墻和位錯(cuò)胞，對(duì)應(yīng)的強(qiáng)化機(jī)制為位錯(cuò)強(qiáng)化；壓縮變形量為30%時(shí)，基體內(nèi)出現(xiàn)形變孿晶；壓縮變形量為50%時(shí)，孿晶的密度和體積分?jǐn)?shù)進(jìn)一步增大，強(qiáng)化機(jī)制以形變孿晶強(qiáng)化為主，位錯(cuò)+少量層錯(cuò)為輔.

參考文獻(xiàn)

[1] 許云華，陳渝眉，熊建龍，等.沖擊載荷下應(yīng)變誘導(dǎo)高錳鋼表層組織納米化機(jī)制[J].金屬學(xué)報(bào)，2001，37（2）：165-170.

XU Yunhua， CHEN Yumei， XIONG Jianlong，et al. Mechanism of straininduced nanocrystallization of Hadfield steel under high energy impact load[J]. Acta Metallrugica Sinica， 2001，37（2）：165-170. （In Chinese）

[2] 馮曉勇.高速重?fù)魲l件下高錳鋼表面納米晶的制備及組織性能研究[D].秦皇島：燕山大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，2015：12-19.

FENG Xiaoyong. Investigation on the nanocrystallization microstructure and properties of Hadfield steel induced by high speed pounding[D]. Qinhuangdao： College of Materials Science and Engineering， Yanshan University， 2015：12-19.（In Chinese）

[3] 胡曉艷.高錳鋼爆炸硬化專用炸藥與硬化機(jī)理的研究[D].合肥：中國(guó)科學(xué)技術(shù)大學(xué)工程科學(xué)學(xué)院，2014：76-79.

HU Xiaoyan. Explosive and mechanism of explosion hardening of high manganese steel[D]. Hefei： School of Engineering Science，University of Science and Technology of China， 2014：76-79. （In Chinese）

[4] 張維娜，劉振宇，王國(guó)棟.高錳TRIP鋼的形變誘導(dǎo)馬氏體相變及加工硬化行為[J].金屬學(xué)報(bào)，2010， 46（10）：1230-1236.

ZHANG Weina， LIU Zhenyu， WANG Guodong. Martensitic transformation induced by deformation and workhardening behavior of high manganese trip steel[J]. Acta Metallrugica Sinica， 2010， 46（10）：1230-1236. （In Chinese）

[5] IDRISSI H， RENARD K， RYELANDT L， et al. On the mechanism of twin formation in FeMnC TWIP steels[J]. Acta Materialia， 2010， 58（7）：2464-2476.

[6] EFSTATHIOU C， SEHITOGLU H. Strain hardening and heterogeneous deformation during twinning in Hadfield steel[J]. Acta Materialia， 2010， 58（5）：1479-1488.

[7] WANG T S， HOU R J， LV B， et al. Microstructure evolution and deformation mechanism change in 0.98C8.3Mn0.04N steel during compressive deformation[J]. Materials Science & Engineering A， 2007， 465（1）：68-71.

[8] IDRISSI H， RENARD K， SCHRYVERS D， et al. On the relationship between the twin internal structure and the workhardening rate of TWIP steels[J]. Scripta Materialia， 2010， 63（10）：961-964.

[9] HUTCHINSON B， RIDLEY N. On dislocation accumulation and work hardening in Hadfield steel[J]. Scripta Materialia， 2006， 55（4）：299-302.

[10]IGLESIAS C， SOLRZANO G， SCHULZ B. Effect of low nitrogen content on work hardening and microstructural evolution in Hadfield steel[J]. Materials Characterization， 2009， 60（9）：971-979.

[11]KARAMAN I， SEHITOGLU H， GALL K， et al. Deformation of single crystal Hadfield steel by twinning and slip[J]. Acta Materialia， 2000， 48（6）：1345-1359.

[12]張?jiān)鲋?耐磨高錳鋼[M].北京：冶金工業(yè)出版社，2002：111-112.

ZHANG Zengzhi. Wearresistant high manganese steel [M].Beijing： Metallurgical Industry Press， 2002：111-112.（In Chinese）

[13]BAYRAKTAR E， KHALID F A， LEVAILLANG C. Deformation and fracture behaviour of high manganese austenitic steel[J]. Journal of Materials Processing Technology，2004，147：145-154.

[14]祖方遒，李小蘊(yùn)，劉蘭俊，等.不同相對(duì)沖擊功下高錳鋼組織與加工硬化機(jī)制的研究[J].材料熱處理學(xué)報(bào)，2006，27（2）：71-74.

ZU Fangqiu， LI Xiaoyun， LIU Lanjun， et al. Research on microstructure and work hardening mechanism steel by simulating actual working condition[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment， 2006，27（2）：71-74. （In Chinese）

[15]項(xiàng)建英，宋仁伯，侯東坡，等.316L不銹鋼加工硬化機(jī)制及孿生行為[J].材料科學(xué)與工藝，2011，19（4）：128-133.

XIANG Jianying， SONG Renbo， HOU Dongpo， et al. Mechanism of work hardening and twinning for 316L stainless steel[J]. Materials Science and Technology，2011，19（4）：128-133.（In Chinese）

[16]LEE W S， CHEN T H. Plastic deformation and fracture characteristics of Hadfield steel subjected to highvelocity impact loading[J]. Journal of Mechanical Engineering Science， 2002， 216（10）：971-982.