20CrMnTi齒輪鋼的應力腐蝕行為

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(1. 貴州大學 材料與冶金學院，貴陽 550025; 2. 貴州省材料結構與強度重點實驗室,貴陽 550025)

20CrMnTi鋼由于良好的淬透性與高強度常被作為齒輪與軸承用鋼，在閉式齒輪箱中，受潤滑油保護，齒面不可能發(fā)生大面積的宏觀腐蝕。但由于20CrMnTi鋼屬于中低碳鋼，耐蝕性較差，隨齒輪箱服役時間的延長，容易出現箱體密封失效，引入水蒸氣、鹽霧等侵蝕性介質，導致潤滑油劣化、乳化而腐蝕齒面。同時，部分潤滑油含有“極壓添加劑”，在工作溫度會釋放活性硫，氧化齒面而造成點蝕[1-4]。在重載條件下，微裂紋萌生對鋼表面的完整性極為敏感，微量腐蝕損傷亦會導致關鍵零部件的服役壽命驟減，引發(fā)嚴重的后續(xù)危害。

近年來，關于壓力容器用不銹鋼、管線鋼、高溫合金以及航空鋁合金等的應力腐蝕已有較多報道，并逐步形成理論體系。BREIMESSR等[5]利用電化學噪聲方法研究了敏化不銹鋼在恒載荷條件下沿晶應力腐蝕開裂的萌生和擴展，結果表明，裂紋的擴展是由于沿著晶界附近的基體出現貧Cr區(qū)，導致局部金屬溶解造成的。CALABRESE等[6]對恒載荷條件下17-4PH馬氏體不銹鋼在MgCl2溶液中的應力腐蝕開裂進行了研究，結果表明，在試驗過程中，腐蝕機制逐步由局部點蝕向應力腐蝕開裂演變，直至最終發(fā)生斷裂。KOVAC等[7]結合電化學噪聲，聲發(fā)射和伸長率三種研究手段對敏化型AISI 304奧氏體不銹鋼的沿晶應力腐蝕開裂進行了監(jiān)測，結果發(fā)現，電化學噪聲和伸長率與早期的裂紋擴展過程有關，而聲發(fā)射與最后階段的斷裂過程有關。

由于受到潤滑油保護，目前有關20CrMnTi齒輪鋼應力腐蝕開裂的報道較少，關于20CrMnTi齒輪鋼應力腐蝕機理尚不明確，因此本工作以20CrMnTi齒輪鋼為研究對象，結合前期工作中已得到的研究成果，利用電化學噪聲(Electrochemical noise,EN)[8-12]技術并結合ANSYS有限元和原位拉伸方法，研究了20CrMnTi齒輪鋼的應力腐蝕行為。

1 試驗

1.1 試樣與溶液

試驗材料為20CrMnTi鋼棒材，化學成分(質量分數)為1.2% Cr,1% Mn,0.08% Ti,0.2% C,0.3% Si,0.03% Ni,0.03% Cu，余量為Fe。將20CrMnTi鋼加工成如圖1所示的拉伸試樣，采用金相砂紙打磨試樣拉伸段至表面光亮后再用金相拋光機拋光，用無水乙醇去脂，再用蒸餾水清洗后冷風吹干，用硅膠將拉伸試樣涂封成如圖2所示實物，留出5 mm長的一段作為腐蝕表面，其腐蝕面積為1.4 cm2，將涂封好的試樣放進干燥器中使硅膠風干。

圖1 應力腐蝕電解池與拉伸試樣示意圖(單位：mm)Fig. 1 Schematics of stress corrosion cell and tensile specimen (unit: mm)

圖2 拉伸試樣實物圖Fig. 2 Physical map of tensile specimen

預先配置pH為8.45的硼酸鹽緩沖溶液，加入過飽和齒輪箱潤滑油充分混合后，提取下層清液作為試驗溶液的母液，再根據前期工作所得結果，配置含0.03mol·L-1NaCl的混合溶液模擬侵蝕性介質。

1.2 電化學噪聲測試

電化學噪聲測量采用20CrMnTi鋼試樣作為工作電極(WE)，Ag-AgCl電極作為參比電極插入電解池頂端的飽和KCl瓊脂鹽橋中，同種20CrMnTi鋼為輔助電極(CE)，WE與CE面面相對且相距5 mm。為了避免外部電磁噪聲干擾，采用鋁箔膠帶將電解池腔體外表面密封，這相當于將整個裝置置于Faraday屏蔽箱中。采用CST500電化學噪聲監(jiān)測儀(武漢科斯特儀器)進行電化學噪聲測量，采用萬能材料試驗機進行加載。由于20CrMnTi鋼的屈服強度為835 MPa，設置本試驗應力為400,600,800 MPa。試驗采用位移控制加載，位移速率為0.2 mm·min-1，待加載完成后，開啟電化學噪聲測試軟件開始測試。

1.3 點蝕真實形貌的應力分布模擬

試樣形狀如圖3所示，厚度為1 mm，最窄處2 mm，對試樣進行磨拋，除中間2 mm寬的部分外；其余部分用硅膠涂封。將試樣放入含有0.03 mol·L-1Cl-的硼酸鹽緩沖溶液中浸泡，溫度為25 ℃,至表面出現點蝕后取出，小心去除試樣表面硅膠并清洗吹干后得到預制點蝕試樣。采用掃描電鏡(SEM)觀察點蝕形貌，將板狀試樣的點蝕形貌導入ANSYS中的LS-DYNA動力學仿真模塊，模擬拉伸試驗中的應力變化過程，施加載荷為1 000 N。

圖3 原位拉伸試樣示意圖(單位：mm)Fig. 3 Schematic of in situ tensile specimen (unit: mm)

1.4 預制點蝕試樣的原位拉伸試驗

采用SUPRA 40型號的掃描電鏡中真空室內附帶的原位拉伸試驗臺對預制點蝕試樣進行原位拉伸試驗，采用SEM觀察試樣裂紋萌生和擴展直至試樣斷裂的全過程。

2 結果與討論

2.1 恒應力下20CrMnTi鋼的電化學噪聲

由圖4可見:隨著恒載荷的增加，基線電流密度(指未產生電流噪聲峰時的電流密度，即噪聲電流峰幅度量度的基準)逐漸由負值轉變?yōu)檎?。由于基線電流密度是工作電極(WE)和輔助電極(CE)腐蝕電流密度的差值，故隨恒應力水平的提高，拉伸試樣的腐蝕作用逐漸增強。這可能是因為當應力水平較低(400 MPa)時，載荷對拉伸試樣表面鈍化膜的破壞作用較小，不足以對其腐蝕產生明顯的促進作用，因此，基線電流密度一直為負值；當應力上升至600 MPa時，載荷對拉伸試樣表面鈍化膜破的壞作用增強，基線電流密度開始向正值方向轉變；當應力上升至800 MPa(接近20CrMnTi鋼的屈服強度)時，拉伸試樣表面鈍化膜的保護作用遭到嚴重破壞，工作電極上的腐蝕作用已占據主導地位，基線電流密度始終表現為正值。

圖4 不同應力條件下20CrMnTi鋼的電流噪聲譜Fig. 4 ECN spectra of 20CrMnTi steel under the condition of different stresses

由圖5和圖6可見:當應力由0升高到400 MPa，電流噪聲峰的幅值由0.028 μA·cm-2上升到0.231 μA·cm-2，提升了近10倍；同時電流噪聲峰的壽命也從24.6 s升高到100 s，提高了近5倍；另外，電流噪聲峰的形狀也有很大變化，從之前的快速上升快速下降過程轉變成在快速上升前有一段較長的積累期，該積累期即為Cl-向裂紋尖端擴散以達到促進鈍化膜活性溶解的臨界濃度所需的時間。這顯然不是亞穩(wěn)態(tài)點蝕造成的，可能與應力條件下裂紋的萌生和生長過程有關。筆者提出了兩種模型以解釋在含0.03 mol·L-1Cl-溶液中拉伸試樣在400 MPa應力條件下產生的特殊形態(tài)的電流噪聲峰，見圖7。

模型1如下:在應力作用下，金屬表面膜產生局部破裂暴露出活潑的新鮮基體，有膜和無膜的金屬及缺陷處形成鈍化-活化微電池，陽極溶解集中在局部區(qū)域，形成蝕坑，由于蝕坑底部應力集中顯著，導致裂紋形核。由于Cl-向裂紋尖端的擴散受到狹長裂縫的限制，Cl-需要較長時間的擴散積累才能達到臨界濃度來促進鈍化膜的溶解[13]，這在電流特征峰上顯示為存在較長積累期。而一旦其累積量超過臨界值，就將引起裂尖鈍化膜的快速溶解，并在應力作用下裂紋張開，這在電流特征峰上表現出快速上升的過程。隨后，由于裂紋張開，裂紋尖端體積增大，弱堿性溶液中所含的OH-擴散到裂紋尖端，從而使裂尖區(qū)域發(fā)生再鈍化，電流特征峰出現下降過程。

(a) 0 MPa,24 h

(b) 400 MPa,13 h

(c) 600 MPa,25～30 h

(d) 800 MPa,11～16 h

圖6 圖5(a),(b)方框中電流特征峰的局部放大結果Fig. 6 Enlarged view in the box of Fig. 5(a) and Fig. 5(b)

(a) 模型1

(b) 模型2

模型2如下:電流特征峰出現較長積累期也是由于Cl-需要在蝕坑底部擴散積累達到臨界濃度造成的，不同的是當Cl-含量超過臨界值后，在應力作用下，蝕坑底部由于應力集中顯著，萌生了新的微裂紋，導致新的基體暴露，從而發(fā)生劇烈的活性溶解，造成電流特征峰表現出快速上升過程。隨后，同樣由于腐蝕介質為弱堿性，其所含的OH-擴散到裂紋尖端，使得裂尖區(qū)域發(fā)生再鈍化，在電流特征峰上顯示出快速下降的過程。如此反復作用，就形成如了圖5(b)所示的規(guī)律性的電位與電流噪聲峰。

當應力繼續(xù)升高到600和800 MPa時，電流噪聲峰的形成速率很低，故各選取了6 h內的噪聲信號進行分析。與400 MPa條件下的電流噪聲峰相比，應力為600，800 MPa時的電流噪聲峰均表現出高幅值、長壽命的特點，且隨應力的提高，峰的幅值和壽命也有所上升，同時在電流峰快速上升之前不再出現積累期。這可能是因為隨著應力的升高，其對金屬表面膜產生的局部破壞作用增強，點蝕尺寸增大，裂紋寬度增加，Cl-更容易擴散到裂尖區(qū)域引起鈍化膜的快速溶解，使得電流噪聲峰無需積累即快速上升。同時，由于應力水平接近屈服強度，且裂尖區(qū)域Cl-含量比較充足，因此，裂尖區(qū)域快速溶解加劇，鈍化膜的再鈍化能力也被削弱，從而使得電流噪聲峰幅值和壽命都顯著增加。

2.2 應力與腐蝕的交互作用

2.2.1 模擬分析結果

由圖8可見：點蝕試樣的蝕點邊緣明顯出現了應力集中現象，距離蝕點較遠的區(qū)域，應力迅速衰減。當施加水平方向的拉應力時，蝕點的上下邊緣處會出現最大的拉應力，尤其在蝕點形狀比較尖銳的部位,拉應力更高。這表明蝕點處的應力峰值不僅與蝕點直徑有關，而且與蝕點的形狀有關，蝕點的形狀越是規(guī)則圓滑，應力集中現象越小，反之，則越大。

圖8 在含0.03 mol·L-1 Cl-溶液中水平拉應力作用下真實點蝕坑附近的應力分布Fig. 8 Stress distributions near real pits under horizontal tensile stress in the solution containing 0.03 mol·L-1 Cl-

2.2.2 拉伸試驗結果

由圖9可見:拉伸試樣經水平方向加載后，局部組織發(fā)生不均勻塑性變形，產生了如圖9(a)所示的白亮色變形帶，這些區(qū)域的應力集中顯著，會相繼成為裂紋源和潛在的裂紋擴展路徑。如圖9(b)所示，塑性變形的不均勻性導致應力集中，于是沿著白亮色的變形帶，產生了一些微裂紋。除此之外，白亮色變形帶的微裂紋，也會選擇性地成為主裂紋的擴展通道之一。按照材料斷裂力學里的應力與強度原則，主裂紋會優(yōu)先選擇應力較高或者強度較低的區(qū)域，這些區(qū)域可以是晶界，因為各個晶粒之間的取向有差異，晶界處的原子結合力較低，易發(fā)生斷裂；也可能是組織中的缺陷處，如夾雜物和點蝕坑，這是因為這些區(qū)域由于破壞了組織結構的完整性，容易在接觸的界面處產生應力集中。

(a) 白亮色變形帶(b) 微裂紋(c) 宏觀點蝕坑

(d) 點蝕裂紋穿過(e) 微裂紋連接張開(f) 宏觀裂紋

因此，當組織表面由于腐蝕作用，產生了一個宏觀點蝕坑以后，如圖9(c)所示，此時，點蝕坑恰好位于裂紋可能要穿過的區(qū)域。如圖9(d)所示，點蝕坑的上下部位在主裂紋穿過之前，就已經發(fā)生了較為劇烈的塑性變形，變形程度也不均勻，產生了大量的白亮色變形帶。尤其是點蝕坑的尖銳區(qū)域，這些區(qū)域的曲率半徑較小，應力集中更顯著。但是，對比點蝕水平位置的組織，并未出現白亮色的變形帶。繼續(xù)加載，靠近點蝕坑附近的微裂紋相互連接，并且發(fā)生了明顯的張開，如圖9(e)所示，最后變成了一條宏觀的裂紋，并與前方的主裂紋相連接，貫穿了整個點蝕坑，如圖9(f)所示。

3 結論

(1) 提高應力會促進20CrMnTi鋼的腐蝕。與無應力條件下的相比，恒應力下20CrMnTi鋼的電流噪聲峰的幅值和壽命均有大幅提高，這可能與應力條件下裂紋的萌生和生長過程有關。低應力條件下，電流噪聲峰的上升有一段較長的積累期，這可能主要與裂紋的寬度和Cl-擴散到裂尖區(qū)域的速率有關。

(2) 蝕點周邊的應力分布模擬結果與預制點蝕試樣的原位拉伸試驗均表明，由于點蝕的存在，垂直于拉伸方向的區(qū)域出現了明顯的應力集中現象，且距離蝕點較遠的區(qū)域，應力集中迅速衰減。