任學沖^1,2，金瑩¹，王莎莎³，宿彥京³，喬利杰³，張明如²，崔銀會²

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

　　基金項目：國家自然科學基金資助項目(50901010)

　　聯系人：任學沖(1978年生)、男、副研究員、博士，E-mail：xcren@ustb.edu.cn

       作者簡介

　　任學沖，1978年生，山東省莘縣人，工學博士，現為北京科技大學國家材料服役安全科學中心副研究員。主要從事金屬材料的氫脆、應力腐蝕、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律和機理研究”等國家自然科學基金項目2項。發表研究論文20余篇?，F為TMS(美國礦物、金屬和材料學會)會員和中國腐蝕與防護學會會員。
 

　　摘要：用電解充氫試驗方法研究了可擴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-鐵素體車輪鋼進行對比。結果表明，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，氫致開裂門檻應力強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。

　　關鍵詞：貝氏體；車輪鋼；氫脆；滯后開裂

　　中圖分類號：TG111.91 文獻標識碼：A
 

　　0引言

　　貝氏體組織是一種中溫轉變產物，由于貝氏體組織的優良力學性能，貝氏體相變以及貝氏體的組織-性能關系受到廣泛的重視^[1]，貝氏體鋼也得到了越來越多的開發和應用^[2]，貝氏體車輪鋼的開發便是貝氏體鋼發展的一個重要應用^[3]。工業試制貝氏體車輪鋼的性能分析表明^[4]，其強度、硬度及韌性均明顯優于傳統的珠光體-鐵素體車輪鋼，具有很大的應用潛力。但由于貝氏組織屬于亞穩態組織，同時具有較高的強度，以往的研究表明，此類鋼可能具有較珠光體-鐵素體鋼更高的環境斷裂敏感性^[5]。車輪服役的狀態不僅有載荷的作用，同時還處在自然大氣、雨水等介質中，這些外界環境有可能對貝氏體車輪鋼的性能產生作用。車輪表面的水或水氣在一定的局部電化學作用下，會產生H，進而擴散進入材料內部，和材料內部冶煉過程中殘留的H一起導致性能的劣化，因此有必要研究貝氏體車輪鋼在不同環境下的氫脆敏感性，為車輪鋼的服役安全評價提供基礎，同時為貝氏體車輪鋼的生產中的H含量控制提供指導。

　　1試驗過程

　　貝氏體車輪鋼的化學成分如表1，余量為Fe。車輪軋制后在910 ℃下進行奧氏體化，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構。

　　表1 試驗用貝氏體車輪鋼的化學成分(質量分數，%)

　　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后進行慢拉伸實驗，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散氫含量。測出可擴散氫含量后在光學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)預裂紋試樣根據國標GB 12445.3-90測量貝氏體車輪鋼的氫致滯后開裂門檻應力強度因子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力強度因子K_I，K_I按式(1)計算得到。

圖1 拉伸試樣形狀及尺寸(單位：mm)

圖2 WOL預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。試樣加載后繼續在溶液中充氫，記錄裂紋長度a隨時間t的變化，獲得a-t曲線。等裂紋停止擴展后測出止裂裂紋長度a_c，就可算出氫致滯后擴展門檻應力強度因子K_IH。

　　2 結果與討論

　　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，室溫下測出的可擴散氫濃度C₀如圖5所示。充氫試樣中的可擴散氫濃度隨充氫電流密度i的增加而增加。在測出可擴散氫濃度后，通過光學顯微鏡觀察試樣表面的形貌。當電流密度i小于0.5 mA/cm²時，試樣表面不出現氫鼓泡。當電流密度i≥0.5 mA/cm²時，試樣表面將出現氫鼓泡，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#副標題#e#

圖5 可擴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

　　試樣在不同的可擴散氫濃度下慢拉伸時所對應的延伸率如圖8，圖中實線所示為貝氏體車輪鋼材料延伸率隨平均可擴散氫濃度的變化，由圖可見，對未充氫試樣，即可擴散氫濃度C₀=0時，試樣的延伸率為12.5%，而當可擴散氫濃度為0.4×10^-6時，試樣的延伸率迅速降低到3.6%。隨著可擴散氫濃度增加到1.6×10^-6、2.6××10^-6和4.0×10^-6時，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，但在各種可擴散氫濃度下，CL60鋼的延伸率均高于貝氏體車輪鋼。當可散氫濃度增加到1.3×10^-6、1.4×10^-6、2.5×10^-6和4.0×10^-6時，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，A區以外為解理斷口，如圖9(b)中的B區，圖9(c)為圖9(b)中B區的放大。

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

圖9 貝氏體車輪鋼未充氫試樣拉伸斷口

　　圖10為試樣平均可擴散氫濃度C₀=0.4×10^-6(對應的電流密度為0.1 mA/cm²)時慢拉伸斷口，圖10(a)為試樣斷口的宏觀形貌，其中A區為準解理斷口形貌，如圖10(b)所示，它是由慢拉伸過程中氫致裂紋擴展所形成的斷口形貌，而A區以外的區域則為解理斷口，如圖10(c)所示，它是由試樣的快速斷裂所形成的斷口形貌，這說明當氫致裂紋逐漸擴展到A區大小時，導致裂紋尖端的應力強度因子達到斷裂韌性門檻值，導致試樣發生快速斷裂。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區有一亮色區域，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，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點的能譜分析結果，這些形狀規則、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點的能譜分析結果，主要為CaS和MnS的復合夾雜物，一般呈顆粒狀。

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

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

　　(e)圖10(d)中M點所對應的能譜                                                               (f)圖10(d)中N點所對應的能譜
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為平均可擴散氫濃度為2.6×10^-6(所對應的充氫電流密度為0.5 mA/cm²)時，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區為氫致開裂導致的脆性斷口?？梢婋S著可擴散氫濃度的增加，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，除了穿晶的準解理斷裂外，還有部分的沿晶斷裂，這也是氫濃度升高所導致的。在該試樣斷口上也發現有夾雜物的聚集，如圖11(a)中S所指的白亮區域，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，但這些夾雜物為氫的陷阱，容易導致氫的聚集，從而誘發氫致開裂，同時，這些夾雜物也可能導致車輪鋼力學性能的下降，因此，在冶煉中應予以降低或消除。#p#副標題#e#

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

 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力強度因子K_IH隨可擴散氫濃度C₀的變化，圖中實線為貝氏體車輪鋼K_IH隨可擴散氫濃度的變化，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。當可擴散氫濃度為0.4×10^-6時(所對應的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%。當可擴散氫濃度等于1.6×10^-6時，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。繼續增加氫濃度，CL60車輪鋼的KIH隨可擴散氫濃度呈線性下降趨勢，而貝氏體車輪鋼的K_IH隨可擴散氫濃度則呈指數下降趨勢。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力強度因子K_IH隨可擴散氫濃度C₀的變化

　　圖13為貝氏體車輪鋼C₀=1.6×10^-6時的氫致滯后開裂斷口形貌。試樣加載致開裂時的斷口為解理斷口，如圖13(a)中的A區所示，充氫試樣加載之斷裂后，在空氣中放置一段時間，裂紋開始發生滯后擴展，滯后擴展初期斷口形貌為穿晶準解理斷口，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展，即裂紋尖端的應力強度因子的降低，斷口形貌逐漸變為穿晶準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         (b)氫致滯后開裂形成的準解理斷口    (c) 氫致滯后開裂形成的沿晶與準解理的混合斷口

　圖13 C₀=1.6×10^-6時貝氏體車輪鋼的氫致滯后開裂斷口形貌

　　3 結論

　　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。而當試樣中可擴散氫濃度為0.4×10^-6時，貝氏體車輪鋼試樣的延伸率迅速降低到3.6%，遠低于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力強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。

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