賈昌遠， 霍元明， 何 濤， 霍存龍， 劉克然

(上海工程技術(shù)大學(xué) 機械與汽車工程學(xué)院， 上海 201620)

高鐵車軸是高鐵行駛過程中的主要承載零部件之一，承受著復(fù)雜動載荷，決定著列車的安全運行[1-3]，國內(nèi)外由于車軸斷裂而導(dǎo)致的大型交通事故時有發(fā)生[4]。40CrNiMo鋼有望成為我國高鐵車軸用鋼，目前仍處于研究試驗階段。高溫軋制工藝目前越來越多地用于車軸成形，其具有效率高、精度準(zhǔn)確等優(yōu)點，但也存在軋制時材料力學(xué)性能降低，內(nèi)部出現(xiàn)空洞、裂紋等損傷缺陷[5-8]。目前針對40CrNiMo鋼的研究停留在通過熱處理工藝提高其力學(xué)性能[9-11]和壓縮試驗中40CrNiMo鋼的宏微觀組織演變規(guī)律[12-14]方面，缺乏一套能模擬40CrNiMo鋼高溫軋制時材料內(nèi)部各力學(xué)性能變化的研究機制[15-17]。本文旨在通過對40CrNiMo鋼試件進行高溫拉伸來研究40CrNiMo鋼在不同條件下高溫拉伸時的力學(xué)性能變化、微觀組織演變以及塑性損傷形成機理[18-20]，指導(dǎo)車軸軋制工藝，提高車軸的力學(xué)性能和成品合格率。

1 試驗材料和方法

試驗材料為某鋼廠生產(chǎn)的40CrNiMo鋼，其化學(xué)成分如表1所示，符合GB/T 3077—2015《合金結(jié)構(gòu)鋼》要求。采用如圖1所示的光滑和缺口圓棒拉伸試樣，在Gleeble-3800熱模擬試驗機上進行高溫拉伸試驗，其中光滑試樣(RB6)的試驗溫度分別為950、1050、1150 ℃，應(yīng)變速率分別為0.5、1.0、5.0 s-1，各缺口試樣(NRB5、NRB10和NRB15)的試驗溫度分別為950、1050、1150 ℃，應(yīng)變速率為1.0 s-1。

表1 40CrNiMo鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 光滑(a)和缺口(b～d)圓棒拉伸試樣示意圖Fig.1 Schematic diagrams of smooth(a) and notched(b-d) rod tensile specimens(a) RB6; (b) NRB5; (c) NRB10; (d) NRB15

高溫拉伸試驗后的試樣縮頸明顯，幾乎觀察不到斷口截面，因此利用電火花數(shù)控線切割機床在斷口處沿軸向切取金相試樣，經(jīng)鑲樣、水砂紙研磨、拋光、清洗后，采用飽和苦味酸+十二烷基苯磺酸鈉+雙氧水的混合水溶液水浴加熱到50 ℃左右進行腐蝕，腐蝕時間控制在1～2 min內(nèi)，得到原奧氏體組織形貌，采用Axio Imager 2光學(xué)顯微鏡和Prisma E SEM掃描電鏡對斷口及附近的變形區(qū)域進行微觀組織觀察。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 光滑試樣的高溫力學(xué)性能

圖2為40CrNiMo鋼光滑圓棒試樣RB6在不同拉伸變形條件下的流變應(yīng)力-應(yīng)變曲線?？梢钥闯?，當(dāng)變形溫度相同時，應(yīng)變速率越大，峰值應(yīng)力越大，而應(yīng)變速率一定時，隨著溫度的升高，峰值應(yīng)力下降。這是因為增大應(yīng)變速率雖能提高材料內(nèi)部的位錯密度，導(dǎo)致材料各向異性增強，發(fā)生一定的硬化作用，但溫度的提高導(dǎo)致材料的軟化程度增加。

圖2 不同拉伸條件下光滑拉伸試樣的流變應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.2 Flow stress-strain curves of the smooth tensile specimen under different tensile conditions(a) 950 ℃; (b) 1050 ℃; (c) 1150 ℃

圖3為RB6試樣在不同變形條件下的顯微組織。由圖3(a～c)可知，當(dāng)變形溫度相同時，增大應(yīng)變速率會導(dǎo)致動態(tài)再結(jié)晶不充分，晶粒大小不均勻，材料性能下降。當(dāng)應(yīng)變速率為0.5 s-1時(見圖3(a))，晶粒比較均勻，在該條件下，拉伸變形溫度在40CrNiMo鋼的動態(tài)再結(jié)晶臨界溫度以上，應(yīng)變速率較低，材料內(nèi)部動態(tài)再結(jié)晶充分，晶粒大小均勻；應(yīng)變速率為1.0 s-1時(見圖3(b))，晶粒均勻度下降，材料內(nèi)部動態(tài)再結(jié)晶程度相比0.5 s-1時有所降低，晶粒大小基本趨于均勻；當(dāng)應(yīng)變速率為5.0 s-1時，晶粒大小不一，這是因為應(yīng)變速率的提高會增大位錯密度，位錯累積而得不到回復(fù)再結(jié)晶的緩和，導(dǎo)致明顯的晶粒不均勻，這會嚴(yán)重降低材料的力學(xué)性能。通過SEM觀察可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)應(yīng)變速率為0.5 s-1和1 s-1時，材料內(nèi)部僅出現(xiàn)了輕微的晶界損傷[21]，但當(dāng)應(yīng)變速率為5.0 s-1時，材料內(nèi)部不僅晶界損傷加重，還出現(xiàn)了程度不一的微孔洞。

圖3 不同拉伸條件下光滑拉伸試樣RB6的顯微組織Fig.3 Microstructure of the smooth tensile specimen RB6 under different tensile conditions(a) 1050 ℃, 0.5 s-1; (b) 1050 ℃, 1.0 s-1; (c) 1050 ℃, 5.0 s-1; (d) 950 ℃, 1.0 s-1; (e) 1150 ℃, 1.0 s-1

由圖3(b, d, e)可知，當(dāng)應(yīng)變速率相同時，隨著變形溫度的增加，晶粒發(fā)生了明顯的長大。當(dāng)變形溫度為950 ℃時，晶粒尺寸約26 μm，晶粒度等級約為7。當(dāng)變形溫度升高為1050 ℃時，晶粒尺寸約38 μm，晶粒度等級約為6，即晶粒尺寸有所長大，但程度不明顯。當(dāng)變形溫度進一步升高至1150 ℃時，晶粒尺寸約70 μm，晶粒度等級約為4，此時的晶粒尺寸較950 ℃時增大了近3倍。通過SEM觀察可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)變形溫度為950 ℃時，材料內(nèi)部晶界損傷不明顯，并出現(xiàn)程度不一的動態(tài)再結(jié)晶，當(dāng)變形溫度為1050 ℃時，晶粒尺寸長大不明顯，內(nèi)部損傷也不明顯，且溫度的升高能在一定程度上提高材料的回復(fù)再結(jié)晶程度。當(dāng)變形溫度為1150 ℃時，晶粒已明顯長大，導(dǎo)致材料內(nèi)部出現(xiàn)較大的損傷孔洞。結(jié)合圖2可知，變形溫度在950～1050 ℃時已經(jīng)出現(xiàn)了一定的動態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶[22-23]，產(chǎn)生了一定程度的軟化作用，導(dǎo)致了峰值應(yīng)力的降低；而變形溫度在1050～1150 ℃時晶粒尺寸迅速長大，材料軟化程度加劇，導(dǎo)致材料的流變應(yīng)力降低。

2.2 缺口大小對材料性能的影響

材料在拉伸過程中，由于內(nèi)部各位置在各個方向上受力不均，而產(chǎn)生塑性損傷，這種受力不均勻程度可以用應(yīng)力三軸度進行量化，為方便研究應(yīng)力三軸度對材料塑性損傷的具體影響，可以在拉伸圓棒中間開不同大小的缺口，不同的缺口半徑對應(yīng)不同的應(yīng)力三軸度大小，從而得到不同應(yīng)力三軸度下材料的塑性損傷演變規(guī)律。在缺口試件的拉伸過程中，應(yīng)力三軸度恒為正值，在拉伸過程中材料的損傷機理為孔洞的形核、長大和聚集，該過程的每一步可以通過真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線表達，如圖4所示[24]。

圖4 材料的塑性損傷形成機理示意圖[24]Fig.4 Schematic diagram of plastic damage formation mechanism of the materials[24]

由圖1可知，缺口拉伸試樣的缺口半徑分別為5、10、15 mm，試樣最小截面處直徑為φ5 mm，可用公式(1)計算出不同缺口處所對應(yīng)的應(yīng)力三軸度：

(1)

式中：η是應(yīng)力三軸度；a是試件最小截面處半徑；R是缺口半徑。應(yīng)力三軸度的值會隨著應(yīng)變的增加而發(fā)生變化，從而導(dǎo)致材料發(fā)生損傷的程度也有所不同。本研究把光滑和缺口試樣的初始應(yīng)力三軸度視為不在整個拉伸過程中發(fā)生變化的恒定值，雖然結(jié)果可能與實際情況有所偏差，但是這并不影響應(yīng)力三軸度與塑性損傷之間的變化關(guān)系。根據(jù)式(1)計算得出光滑和缺口試樣的應(yīng)力三軸度及對應(yīng)的斷裂應(yīng)變值如表2和圖5 所示。

表2 拉伸試樣的應(yīng)力三軸度和斷裂應(yīng)變(應(yīng)變速率1.0 s-1)

圖5 拉伸試樣的應(yīng)力三軸度和斷裂應(yīng)變Fig.5 Stress triaxiality and fracture strain of the tensile specimens

由圖5可知，隨著應(yīng)力三軸度的增大，斷裂應(yīng)變基本上減小。這是因為應(yīng)力三軸度的增大導(dǎo)致材料內(nèi)部各點在3個方向上的受力不均勻程度變大。在拉伸過程中損傷更容易在應(yīng)力三軸度較大的地方開始形核、長大并形成微裂紋。圖6為變形溫度1050 ℃、應(yīng)變速率1.0 s-1下缺口拉伸試樣的顯微形貌，結(jié)合圖3(b)光滑試樣的顯微組織可以看出，隨著缺口半徑的減小，材料內(nèi)部的塑性損傷也越明顯，宏觀上會導(dǎo)致材料的斷裂應(yīng)變隨之減小。即應(yīng)力三軸度的增加會導(dǎo)致材料內(nèi)部更容易產(chǎn)生損傷的形核、長大及匯聚成微裂紋，從而導(dǎo)致材料的斷裂應(yīng)變降低，材料在實際使用過程中更容易失效。在車軸實際軋制過程中，在保證一定生產(chǎn)效率的前提下，可以通過盡可能減小楔橫軋模具的成形角，并適當(dāng)增大展寬角的方法，來降低材料塑性變形時內(nèi)部各處的動態(tài)應(yīng)力三軸度值，降低損傷發(fā)生的概率。

圖6 變形溫度1050 ℃，應(yīng)變速率1.0 s-1時缺口拉伸試樣的顯微形貌Fig.6 Morphologies of the notched tensile specimens deformed at 1050 ℃ with strain rate of 1.0 s-1(a) NRB15; (b) NRB10; (c) NRB5

3 結(jié)論

1) 應(yīng)變速率從0.5 s-1增大至5 s-1，40CrNiMo鋼光滑圓棒試樣的峰值應(yīng)力隨之增加，位錯密度增加，導(dǎo)致加工硬化，晶粒大小不均勻程度增加，降低材料的力學(xué)性能。材料更容易產(chǎn)生塑性損傷。

2) 拉伸試驗溫度從950 ℃提高到1150 ℃，試件的拉伸峰值應(yīng)力下降，且晶粒尺寸增大了近3倍。峰值應(yīng)力的降低是由于變形溫度的提高使得材料發(fā)生一定程度的軟化，晶粒長大也加劇了晶界損傷的形成，共同導(dǎo)致峰值應(yīng)力的降低。

3) 拉伸試件的初始應(yīng)力三軸度與缺口半徑成負(fù)相關(guān)關(guān)系，且應(yīng)力三軸度值的增加會加劇材料塑性損傷的形成，更容易導(dǎo)致?lián)p傷形核、長大及匯聚成微裂紋，從而使得拉伸試件的斷裂應(yīng)變值降低。

4) 在車軸實際軋制過程中，在保證一定生產(chǎn)效率的前提下，可以通過盡可能減小楔橫軋模具的成形角，并適當(dāng)增大展寬角的方法，來降低材料塑性變形時內(nèi)部各處的動態(tài)應(yīng)力三軸度值，降低損傷發(fā)生的概率。