本实验所采用的试样为16MnCr5齿轮钢、SCM420齿轮钢、20CrMnTi齿轮钢，三者成分含量见下表：

        高温应力应变测试在美国DSI公司制造的Gleeble- 1500实验机上进行，试样水平放置，试样夹持好后，试样室用氩气保护. 整个系统由加热、力学测试、计算机控制和数据采集及分析处理几个部分组成，可实现温度及力学参数(载荷、变形量、应变等)的精确计算程序控制. 测试时，试样夹持好后，试样室通入流量为1 L/min的氩气流，以10℃/S的速度加热至1350℃并保温1 min，然后以3℃/s的速度降温到预定的实验测试温度，保温1 min后，以ε=1×10−3 s−1的形变速率对试样进行拉伸直至断裂，如图1所示. 试样拉断后，立即对断口部位大量喷水冷却，以保持测试温度下试样的组织形貌. 试样冷却后测量拉断部位横截面积，计算出其断面收缩率R.A.，并对部分试样进行扫描电镜和金相显微镜等的分析检验. 

        抗拉强度的变化

        图2为在相同的实验条件下，3种齿轮钢的强度随温度的变化曲线. 通过比较可以看出，温度在900℃以上3种钢的强度差别不大，几乎是相等的，并且随温度升高，试样的抗拉强度缓慢下降. 当温度低于900℃以后，试样的强度明显增加，其中20CrMnTi钢的强度比16MnCr5，SCM420钢上升得要快，强度最高值也高于另外两钢种，这可能是由于20CrMnTi中TiN析出物的存在，可以起到强化奥氏体晶粒的作用，使其强度升高. 

        断面收缩率的变化

        图3为在相同的实验条件下，3种钢断面收缩率随温度变化的曲线.20CrMnTi, 16MnCr5, SCM420 3种钢的零断面收缩率分别为1390, 1400, 1400℃，随温度的降低，3种钢试样的断面收缩率上升均很快，当温度降低到1200℃时，试样的断面收缩率值已超过80%，此后随温度的降低，试样的端面收缩率又再次降低，在725~750℃之间降到最低，其后随温度的降低又略有所回升. 其中以SCM420上升的最快. 传统研究表明，钢在熔点到600℃之间存在3个脆性温度区，即熔点至1200℃的第I脆性温度区，1200~900℃的第II脆性温度区和900~700℃的第III脆性温度区，其中第II脆性温度区只在应变速率大于10−2 s−1时出现. 本实验采用较底的应变速率(1×10−3 s−1)，没有出现第II脆性区. 如果以R.A.低于60%作为脆性判断依据，根据实验结果20CrMnTi的第I脆性温度区为熔点至1360℃，第III脆性温度区为600~975℃，16MnCr5的第I, III脆性温度区分别为熔点至1330℃, 600~1060℃，SCM420的第I, III脆性温度区分别为熔点至1370℃, 710~910℃. 3.3 试样断裂的原因 通过对比可以看出，3种钢在第I脆性区温度范围内延塑性相差不大，这是因为在此区域内，试样断口呈解理断裂形貌，断口处聚集分布着较多的夹杂物，经能谱分析为含Mn和Fe的夹杂物，凝固时在树枝晶间偏析，在晶界处形成了(Mn,Fe)S等析出物，这些杂质熔点较低，在此高温区域内，部分晶界开始熔化，在拉应力的作用下，沿晶界开裂并直至断裂，导致沿晶断裂. 3种钢在此区域内产生断裂的原因相似，所以它们的延塑 性相差不大.
 

        在第III脆性区，3种钢的延塑性存在明显的差别. 16MnCr5钢的第III脆性温度区间为600~1060℃，20CrMnTi钢的第III脆性温度区间为600~975℃，这两个温度范围都较宽，而SCM420钢的低塑性区为710~910℃，仅200℃的温度范围，比16MnCr5钢和20CrMnTi钢的塑性凹槽要窄得多. 这是因为三种钢在成分上存在着明显的差别，SCM420钢中的Mo含量明显高于其它两钢种，Mo属于强碳化物形成元素，形成的Mo2C在钢中的稳定性较差，约在500~650℃温度区间即可溶解，因此在SCM420钢的组织中碳化物含量少，碳化物的不均匀性也较小，在钢中仅发现了MnS夹杂物(图4).
 

         20CrMnTi钢中Ti含量很高，Ti属于强碳、氮化物 形成元素，如MC型碳化物在900℃以上才开始溶解 于γ-Fe中，1100℃以上才能大量溶解，所以，钢中除含有MnS夹杂外，还有TiN, Ti4C2S2等细小析出物(图5)，这些析出物钉扎晶界，阻止了晶界的迁移，促进了晶界滑移的产生使得裂纹得以沿晶界扩展，导致了20CrMnTi钢的低塑性区较宽. 16MnCr5钢的低塑性可能是由于钢中Al和N的含量较高(Al为0.05%，N为0.01%)，有关文献认为[Al]×[N]的溶度积大于2.5×10−4时可以析出AlN，本实验所用16MnCr5钢中[Al]×[N]已为5×10−4，因此有AlN析出，促进了因晶界滑移产生裂纹的相互连接，同时钢中铬的碳化物的析出，促进了裂纹的形成(图6)，导致16MnCr5钢的脆性区较宽. 

        3种钢形变诱导铁素体出现温度(A3)存在明显的差别，16MnCr5钢和20CrMnTi钢形变诱导铁素体在725~750℃温度范围内出现，而SCM420钢在800~850℃温度范围内出现铁素体. 钢中奥氏体向铁素体转变温度受钢的化学成分影响，3种钢除Cr, Mo, Ti含量不同外，其他成分基本相同，SCM420钢中Mo含量(0.24%)明显高于其他两钢种，Cr含量低于其他两钢种. 而Mo 属于缩小γ相区的元素，提高A3点，Cr也属于缩小奥氏体相区元素，但Cr含量低于7%时，随Cr含量的增加A3点下降， 所以SCM420钢的A3点温度高于其他两钢种，在800℃时就有铁素体出现，从而也导致其在第III脆性区凹槽最低点是由形变诱导铁素体的出现，导致应力在凹处集中，引起沿晶脆性断裂；而16MnCr5钢和20CrMnTi钢则是由晶界滑移引起的. 
    

        结论 
 

        (1) 在1×10−3 s−1应变速率下，16MnCr5, SCM420, 20CrMnTi 3种钢试样的第I脆性温度区分别为熔点至1330℃, 熔点至1370℃, 熔点至1360℃；第III脆性温度区分别为600~1060℃, 710~910℃, 600~975℃.

        (2) 在本实验的应变速率下3种钢均没有出现第II脆性区.

        (3) 因3种钢的成分不同，在第III脆性区产生断裂的原因不同，SCM420钢脆性区最低点是由形变诱导铁素体的产生引起的，而晶界滑移则是16MnCr5和20CrMnTi钢产生脆性最低点的原因.