任學(xué)沖^1,2，金瑩¹，王莎莎³，宿彥京³，喬利杰³，張明如²，崔銀會(huì)²

　　1.北京科技大學(xué)國家材料服役安全科學(xué)中心，北京 100083；2. 馬鞍山鋼鐵股份有限公司技術(shù)中心， 馬鞍山 243000；3. 北京科技大學(xué)新材料技術(shù)研究院， 北京 100083)

　　基金項(xiàng)目：國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(50901010)

　　聯(lián)系人：任學(xué)沖(1978年生)、男、副研究員、博士，E-mail：xcren@ustb.edu.cn

       作者簡介

　　任學(xué)沖，1978年生，山東省莘縣人，工學(xué)博士，現(xiàn)為北京科技大學(xué)國家材料服役安全科學(xué)中心副研究員。主要從事金屬材料的氫脆、應(yīng)力腐蝕、疲勞和斷裂研究，目前主持 “高速鐵路用貝氏體車輪鋼氫脆敏感性規(guī)律和機(jī)理研究”等國家自然科學(xué)基金項(xiàng)目2項(xiàng)。發(fā)表研究論文20余篇。現(xiàn)為TMS(美國礦物、金屬和材料學(xué)會(huì))會(huì)員和中國腐蝕與防護(hù)學(xué)會(huì)會(huì)員。
 

　　摘要：用電解充氫試驗(yàn)方法研究了可擴(kuò)散氫濃度對貝氏體車輪鋼慢拉伸性能及氫致滯后開裂性能的影響，并與普通珠光體-鐵素體車輪鋼進(jìn)行對比。結(jié)果表明，在相同慢拉伸條件下，貝氏體車輪鋼材料的塑性損失高于珠光體-鐵素體車輪鋼，盡管貝氏體車輪鋼的斷裂韌性明顯高于珠光體-鐵素體車輪鋼，但在相同的充氫條件下，氫致開裂門檻應(yīng)力強(qiáng)度因子相對于斷裂韌性值的降低程度明顯高于珠光體-鐵素體車輪鋼。

　　關(guān)鍵詞：貝氏體；車輪鋼；氫脆；滯后開裂

　　中圖分類號：TG111.91 文獻(xiàn)標(biāo)識碼：A
 

　　0引言

　　貝氏體組織是一種中溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，由于貝氏體組織的優(yōu)良力學(xué)性能，貝氏體相變以及貝氏體的組織-性能關(guān)系受到廣泛的重視^[1]，貝氏體鋼也得到了越來越多的開發(fā)和應(yīng)用^[2]，貝氏體車輪鋼的開發(fā)便是貝氏體鋼發(fā)展的一個(gè)重要應(yīng)用^[3]。工業(yè)試制貝氏體車輪鋼的性能分析表明^[4]，其強(qiáng)度、硬度及韌性均明顯優(yōu)于傳統(tǒng)的珠光體-鐵素體車輪鋼，具有很大的應(yīng)用潛力。但由于貝氏組織屬于亞穩(wěn)態(tài)組織，同時(shí)具有較高的強(qiáng)度，以往的研究表明，此類鋼可能具有較珠光體-鐵素體鋼更高的環(huán)境斷裂敏感性^[5]。車輪服役的狀態(tài)不僅有載荷的作用，同時(shí)還處在自然大氣、雨水等介質(zhì)中，這些外界環(huán)境有可能對貝氏體車輪鋼的性能產(chǎn)生作用。車輪表面的水或水氣在一定的局部電化學(xué)作用下，會(huì)產(chǎn)生H，進(jìn)而擴(kuò)散進(jìn)入材料內(nèi)部，和材料內(nèi)部冶煉過程中殘留的H一起導(dǎo)致性能的劣化，因此有必要研究貝氏體車輪鋼在不同環(huán)境下的氫脆敏感性，為車輪鋼的服役安全評價(jià)提供基礎(chǔ)，同時(shí)為貝氏體車輪鋼的生產(chǎn)中的H含量控制提供指導(dǎo)。

　　1試驗(yàn)過程

　　貝氏體車輪鋼的化學(xué)成分如表1，余量為Fe。車輪軋制后在910 ℃下進(jìn)行奧氏體化，采用間歇淬火工藝得到貝氏體組織。從輪輞上取金相試樣，經(jīng)過磨制和拋光后用3 %的硝酸酒精溶液浸蝕，然后利用金相顯微鏡觀察浸蝕后的顯微組織。用10%高氯酸+90%甲醇溶液進(jìn)行電解雙噴制作透射電鏡樣品，在JEOL-H800透射電鏡下觀察貝氏體板條的顯微結(jié)構(gòu)。

　　表1 試驗(yàn)用貝氏體車輪鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

　　拉伸試樣在車輪輪輞上沿輪輞厚度方向取樣，試樣尺寸如圖1所示。試樣在0.5 mol/L H₂SO₄+1 g/L硫脲溶液中用不同電流密度充氫24h后進(jìn)行慢拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速率為5×10^-6s^-1，研究氫濃度對貝氏體車輪鋼慢拉伸性能的影響。為了獲得不同電流密度下試樣中的可擴(kuò)散氫濃度，從車輪上取樣加工成5 mm×10 mm×20 mm的試樣，表面經(jīng)過磨制、拋光，在0.5 mol/LH₂SO₄+1 g/L硫脲溶液中通不同的電流密度i充氫24 h，試樣為陰極，Pt絲為陽極，用排油集氣法測出試樣中的可擴(kuò)散氫含量。測出可擴(kuò)散氫含量后在光學(xué)顯微鏡下觀察試樣表面的氫鼓泡形貌或氫致裂紋。

　　用楔形張開加載(WOL)預(yù)裂紋試樣根據(jù)國標(biāo)GB 12445.3-90測量貝氏體車輪鋼的氫致滯后開裂門檻應(yīng)力強(qiáng)度因子K_IH。WOL試樣形狀及尺寸如圖2，WOL試樣裂紋面法向與輪輞踏面切線平行。試樣在0.5 mol/L H₂SO₄+1 g/L 硫脲溶液中用不同的電流密度i充氫72 h。通過螺釘加載，使裂紋尖端具有一定的應(yīng)力強(qiáng)度因子K_I，K_I按式(1)計(jì)算得到。

圖1 拉伸試樣形狀及尺寸(單位：mm)

圖2 WOL預(yù)裂紋試樣形狀及尺寸(單位：mm)

 (1)
　　其中，V₀為螺釘加載引起的千分表中心線處試樣張開位移，E為楊氏模量，a為裂紋長度，w為從試樣加載中心線到試樣末端的距離。試樣加載后繼續(xù)在溶液中充氫，記錄裂紋長度a隨時(shí)間t的變化，獲得a-t曲線。等裂紋停止擴(kuò)展后測出止裂裂紋長度a_c，就可算出氫致滯后擴(kuò)展門檻應(yīng)力強(qiáng)度因子K_IH。

　　2 結(jié)果與討論

　　貝氏體車輪鋼的金相如圖3所示，主要為條狀貝氏體組織。透射電鏡下組織形貌如圖4所示。

圖3 貝氏體車輪鋼的金相組織

 
圖4貝氏體車輪鋼微觀組織的TEM照片

　　不同充氫電流密度i下，室溫下測出的可擴(kuò)散氫濃度C₀如圖5所示。充氫試樣中的可擴(kuò)散氫濃度隨充氫電流密度i的增加而增加。在測出可擴(kuò)散氫濃度后，通過光學(xué)顯微鏡觀察試樣表面的形貌。當(dāng)電流密度i小于0.5 mA/cm²時(shí)，試樣表面不出現(xiàn)氫鼓泡。當(dāng)電流密度i≥0.5 mA/cm²時(shí)，試樣表面將出現(xiàn)氫鼓泡，且試樣表面的鼓泡密度隨電流密度的增加而增加，如圖6，氫鼓泡的形貌如圖7所示。#p#副標(biāo)題#e#

圖5 可擴(kuò)散氫濃度隨電流密度的變化


圖6 試樣表面氫鼓泡密度隨充氫電流密度的變化

　　試樣在不同的可擴(kuò)散氫濃度下慢拉伸時(shí)所對應(yīng)的延伸率如圖8，圖中實(shí)線所示為貝氏體車輪鋼材料延伸率隨平均可擴(kuò)散氫濃度的變化，由圖可見，對未充氫試樣，即可擴(kuò)散氫濃度C₀=0時(shí)，試樣的延伸率為12.5%，而當(dāng)可擴(kuò)散氫濃度為0.4×10^-6時(shí)，試樣的延伸率迅速降低到3.6%。隨著可擴(kuò)散氫濃度增加到1.6×10^-6、2.6××10^-6和4.0×10^-6時(shí)，慢拉伸試樣的延伸率逐漸降低到2.8 %、2.2%和1.3%。圖中虛線為普通珠光體-鐵素體組織CL60車輪鋼慢拉伸性能隨可擴(kuò)散氫濃度的變化^[6]，由圖可見，盡管對未充氫試樣，CL60車輪鋼的延伸率略低于貝氏體車輪鋼，但在各種可擴(kuò)散氫濃度下，CL60鋼的延伸率均高于貝氏體車輪鋼。當(dāng)可散氫濃度增加到1.3×10^-6、1.4×10^-6、2.5×10^-6和4.0×10^-6時(shí)，CL60鋼的延伸率分別為8.4%、7.6%、6.7%和4.5%。

圖7 充氫后試樣表面的氫鼓泡


 圖8 慢拉伸試樣的延伸率隨可擴(kuò)散氫濃度的變化

　　圖9為貝氏體車輪鋼未充氫試樣慢拉伸試樣斷口，圖9(a)為宏觀斷口，斷口中心部位為韌窩型延性斷口，如圖9(a)中的A區(qū)，A區(qū)以外為解理斷口，如圖9(b)中的B區(qū)，圖9(c)為圖9(b)中B區(qū)的放大。

(a) 宏觀斷口                                             (b)韌窩區(qū)與解理區(qū)的交界處                         (c)解理斷裂區(qū)形貌

圖9 貝氏體車輪鋼未充氫試樣拉伸斷口

　　圖10為試樣平均可擴(kuò)散氫濃度C₀=0.4×10^-6(對應(yīng)的電流密度為0.1 mA/cm²)時(shí)慢拉伸斷口，圖10(a)為試樣斷口的宏觀形貌，其中A區(qū)為準(zhǔn)解理斷口形貌，如圖10(b)所示，它是由慢拉伸過程中氫致裂紋擴(kuò)展所形成的斷口形貌，而A區(qū)以外的區(qū)域則為解理斷口，如圖10(c)所示，它是由試樣的快速斷裂所形成的斷口形貌，這說明當(dāng)氫致裂紋逐漸擴(kuò)展到A區(qū)大小時(shí)，導(dǎo)致裂紋尖端的應(yīng)力強(qiáng)度因子達(dá)到斷裂韌性門檻值，導(dǎo)致試樣發(fā)生快速斷裂。與圖9(c)相比較，充氫后試樣的解理特征更明顯。在氫致開裂的A區(qū)有一亮色區(qū)域，如圖10(a)中S所示。放大后如圖10(d)所示，為一夾雜物的聚集區(qū)，長約250 μm，寬約80 μm。能譜分析表明，這些夾雜物主要為Al2O3、CaS及MnS等，如圖10(e)和(f)所示。圖10(e)為圖10(d)中M點(diǎn)的能譜分析結(jié)果，這些形狀規(guī)則、尺寸較大且有棱角形的夾雜物主要為Al₂O₃。圖10(f)為圖10(d)中N點(diǎn)的能譜分析結(jié)果，主要為CaS和MnS的復(fù)合夾雜物，一般呈顆粒狀。

　　(a)拉伸斷口宏觀形貌                                                                           (b)氫致開裂形成的準(zhǔn)解理區(qū)形貌

(c)快速斷裂解理區(qū)形貌                                                                                     (d)斷口上夾雜物聚集區(qū)形貌

　　(e)圖10(d)中M點(diǎn)所對應(yīng)的能譜                                                               (f)圖10(d)中N點(diǎn)所對應(yīng)的能譜
圖10 0.1 mA/cm²電流密度充氫后的慢拉伸斷口形貌及能譜分析

　　圖11為平均可擴(kuò)散氫濃度為2.6×10^-6(所對應(yīng)的充氫電流密度為0.5 mA/cm²)時(shí)，試樣慢拉伸后的斷口形貌。圖11(a)為斷口的宏觀形貌，其中A區(qū)為氫致開裂導(dǎo)致的脆性斷口。可見隨著可擴(kuò)散氫濃度的增加，試樣氫致開裂斷口所占的比例也明顯增加。圖11(b)為圖11(a)的局部放大，可以看出，除了穿晶的準(zhǔn)解理斷裂外，還有部分的沿晶斷裂，這也是氫濃度升高所導(dǎo)致的。在該試樣斷口上也發(fā)現(xiàn)有夾雜物的聚集，如圖11(a)中S所指的白亮區(qū)域，放大后如圖11(c)所示，能譜分析表明，其成分與圖10(d)中的夾雜物相似，主要為Al₂O₃，也包含CaS和MnS的復(fù)合夾雜物。盡管不是所有的慢拉伸試樣斷口上都有這樣的夾雜物聚集區(qū)，但這些夾雜物為氫的陷阱，容易導(dǎo)致氫的聚集，從而誘發(fā)氫致開裂，同時(shí)，這些夾雜物也可能導(dǎo)致車輪鋼力學(xué)性能的下降，因此，在冶煉中應(yīng)予以降低或消除。#p#副標(biāo)題#e#

 (a) 斷口宏觀形貌                              (b)準(zhǔn)解理和沿晶混合斷口                                  (c)夾雜物聚集區(qū)

 圖11 0.5 mA/cm²電流密度充氫后的慢拉伸斷口形貌
 

　　圖12為車輪鋼氫致滯后開裂門檻應(yīng)力強(qiáng)度因子K_IH隨可擴(kuò)散氫濃度C₀的變化，圖中實(shí)線為貝氏體車輪鋼K_IH隨可擴(kuò)散氫濃度的變化，虛線為珠光體-鐵素體CL60車輪鋼K_IH隨可擴(kuò)散氫濃度的變化^[6]。由圖可見，對未充氫試樣，貝氏體車輪鋼的斷裂韌性K_IC明顯高于CL60車輪鋼。貝氏體車輪鋼的K_IC平均值為117  MPa•m^1/2，而CL60車輪鋼的KIC平均值僅為58  MPa•m^1/2。當(dāng)可擴(kuò)散氫濃度為0.4×10^-6時(shí)(所對應(yīng)的i=0.1 mA/cm²)，貝氏體車輪鋼的K_IH和CL60車輪鋼的K_IH已很接近分別為59 MPa•m1/2和55  MPa•m^1/2，分別較斷裂韌性下降了50%和5%。當(dāng)可擴(kuò)散氫濃度等于1.6×10^-6時(shí)，貝氏體車輪鋼的K_IH明顯低于CL60車輪鋼的K_IH，分別為39 MPa•m^1/2和51  MPa•m^1/2。繼續(xù)增加氫濃度，CL60車輪鋼的KIH隨可擴(kuò)散氫濃度呈線性下降趨勢，而貝氏體車輪鋼的K_IH隨可擴(kuò)散氫濃度則呈指數(shù)下降趨勢。可見貝氏體車輪鋼氫致滯后開裂的敏感性明顯高于珠光體-鐵素體的CL60車輪鋼。

　　圖12 車輪鋼氫致滯后開裂門檻應(yīng)力強(qiáng)度因子K_IH隨可擴(kuò)散氫濃度C₀的變化

　　圖13為貝氏體車輪鋼C₀=1.6×10^-6時(shí)的氫致滯后開裂斷口形貌。試樣加載致開裂時(shí)的斷口為解理斷口，如圖13(a)中的A區(qū)所示，充氫試樣加載之?dāng)嗔押螅诳諝庵蟹胖靡欢螘r(shí)間，裂紋開始發(fā)生滯后擴(kuò)展，滯后擴(kuò)展初期斷口形貌為穿晶準(zhǔn)解理斷口，如圖13(b)所示，這與CL60車輪鋼的滯后開裂斷口形貌相似。但隨著貝氏體車輪鋼試樣裂紋的擴(kuò)展，即裂紋尖端的應(yīng)力強(qiáng)度因子的降低，斷口形貌逐漸變?yōu)榇┚?zhǔn)解理和沿晶的混合斷口，如圖13(c)。這是CL60車輪鋼所不具有的特征，可能也是貝氏體車輪鋼滯后開裂敏感性較高的原因。

                    (a)滯后開裂與快速斷裂的分界區(qū)         (b)氫致滯后開裂形成的準(zhǔn)解理斷口    (c) 氫致滯后開裂形成的沿晶與準(zhǔn)解理的混合斷口

　圖13 C₀=1.6×10^-6時(shí)貝氏體車輪鋼的氫致滯后開裂斷口形貌

　　3 結(jié)論

　　1)對未充氫試樣，貝氏體車輪鋼慢拉伸試樣的延伸率為12.5%，略高于珠光體-鐵素體的CL60車輪鋼。而當(dāng)試樣中可擴(kuò)散氫濃度為0.4×10^-6時(shí)，貝氏體車輪鋼試樣的延伸率迅速降低到3.6%，遠(yuǎn)低于CL60車輪鋼在該氫濃度下的延伸率8.4%。隨著氫濃度的增加，貝氏體車輪鋼的延伸率繼續(xù)降低，均低于CL60車輪鋼在相同氫濃度下的延伸率，具有較高的氫致塑性損失。

　　2)盡管貝氏體車輪鋼的斷裂韌性明顯高于珠光體-鐵素體車輪鋼，但在相同的充氫條件下，氫致滯后開裂門檻應(yīng)力強(qiáng)度因子相對于斷裂韌性的降低明顯高于珠光體-鐵素體車輪鋼，具有較高的氫致滯后開裂敏感性。

　　參考文獻(xiàn)

　　[1] 劉宗昌，任慧平. 貝氏體與貝氏體相變[M]. 北京：冶金工業(yè)出版社，2009.

　　Liu Z C, Ren H P. Bainite and bainitic transformation[M].Beijing, Metallurgical Industry Press, 2009.

　　[2] 賀信萊，尚成嘉，楊善武等. 高性能低碳貝氏體鋼[M]. 北京: 冶金工業(yè)出版社, 2008.

　　He X L, Shang C J, Yang S W, et al. High performance ultra-low carbon bainitic steels[M]. Beijing, Metallurgical Industry Press, 2008.

　　[3] Zhang M R, Gu H C. Microsturcture and properties of carbide free bainite railway wheels produced by programmed quenching[J]. Materials Science an Technology, 2007,23(8): 970-974

　　[4] 張明如. 貝氏體鐵道車輪的研制和開發(fā)[D]. 西安: 西安交通大學(xué)博士學(xué)位論文,2007.

　　Zhang M R. The Investigation and Development of Bainitic Railway Wheels[D]. Xi’an, Doctoral Thesis of Xi’an Jiaotong University, 2007.

　　[5] 江波, 陳剛, 劉芬斌等. 含硅低合金高強(qiáng)度貝氏體鋼的環(huán)境斷裂敏感性[J], 腐蝕與防護(hù),2010, 31(9):665-669.

　　Jang B, Chen G, Liu F B, et al. Environmental fracture sensitivity of low alloy high-strength bainitic steels containing silicon[J]. Corrosion & Protection, 2010, 31(9), 665-669

　　[6] Ren X C, Chu W Y, Su Y J, et al. Effects of atomic hydrogen and flacking on mechanical properties of wheel steel[J]. Metallurgical and Materials Transactions, 2007, 38(A): 1004-1011.