合金元素微觀偏析對(duì)車輪組織及斷裂韌性的影響

溫 麒，楚志兵，王旭東

(1.太原重工軌道交通設(shè)備有限公司，太原 030032；2.軌道交通輪軸系統(tǒng)山西省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，太原 030032；3.太原科技大學(xué)，太原 030024)

隨著軌道交通行業(yè)的不斷發(fā)展，對(duì)車輪服役性能的要求越來越高。斷裂韌性作為車輪重要的性能指標(biāo)之一，其對(duì)車輛運(yùn)行安全的影響備受關(guān)注。在生產(chǎn)實(shí)踐中，車輪斷裂韌性試驗(yàn)經(jīng)常會(huì)出現(xiàn)1至2個(gè)試樣的測(cè)試單值較低、影響車輪整體斷裂韌性水平的情況。因此，對(duì)車輪斷裂韌性均勻性的研究十分必要。相關(guān)研究顯示，車輪鋼組織狀態(tài)、非金屬夾雜物水平和車輪熱處理工藝制度均會(huì)對(duì)斷裂韌性產(chǎn)生不同程度的影響。馬躍等[1]研究認(rèn)為，在車輪鋼中添加S元素可形成MnS包裹Al2O3的復(fù)合夾雜，改善斷裂韌性。任學(xué)沖等[2]的研究認(rèn)為，尺寸在10 μm以下的Ti(C，N)類夾雜物對(duì)斷裂韌性基本沒有影響。沈曉輝等[3]在對(duì)車輪熱處理工藝進(jìn)行研究時(shí)發(fā)現(xiàn)，提高材料平均晶粒尺寸及均勻性可顯著提高斷裂韌性。魏澤民等[4]的研究發(fā)現(xiàn)，適量的先共析鐵素體和較細(xì)的珠光體片層間距有利于斷裂韌性的提高?？梢?，斷裂韌性影響因素眾多，作用機(jī)理復(fù)雜，不同材料成分、夾雜物水平和組織狀態(tài)下斷裂韌性的主要影響因素可能不盡相同。本文則以中碳微合金化車輪鋼為研究對(duì)象，從車輪組織狀態(tài)和材料成分微觀偏析的角度研究斷裂韌性單值低產(chǎn)生的原因，為實(shí)際生產(chǎn)中車輪斷裂韌性的提升提供理論參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料主要成分(wt%)為：C 0.56%，Si 0.85%，Mn 0.75%，Cr 0.20%，V 0.08%，其余為Fe.車輪生產(chǎn)用鋼為連鑄坯，車輪鋼經(jīng)電爐冶煉+真空脫氣處理。車輪輪徑為Φ920 mm，生產(chǎn)工藝流程為鋼坯加熱→鍛造→軋制→正火→淬火+回火，鍛造前鋼坯加熱溫度為(1 260±20)℃，熱處理時(shí)正火加入溫度為(880±10)℃，淬火加熱溫度為(850±10)℃，回火溫度為(520±10)℃.車輪熱處理后加工至成品尺寸，按照EN 13262標(biāo)準(zhǔn)在車輪上取金相組織及力學(xué)性能試樣：在輪輞上取金相組織試樣，按照GB/T 13298和GB/T 6394對(duì)金相組織和晶粒度進(jìn)行檢測(cè)分析；在車輪輪輞上間隔180°方向分別取拉伸、沖擊、斷面硬度試樣，分別按照ISO 6892-1、ISO 148-1及ISO 6506-1方法進(jìn)行室溫拉伸、+20 ℃和-20 ℃沖擊及踏面下35 mm處3點(diǎn)布氏硬度試驗(yàn)，沖擊試樣每組3個(gè)；在車輪輪輞上沿圓周方法均布取6個(gè)CT30斷裂韌性試樣，并在Landmark 250低周疲勞試驗(yàn)機(jī)上按照ASTM E399標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行斷裂韌性測(cè)試。此外，斷裂韌性測(cè)試后使用過飽和的苦味酸溶液腐蝕斷裂韌性試樣斷口，并采用掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)斷口進(jìn)行觀察分析。在斷裂韌性試樣上靠近斷口起裂位置處取金相試樣，檢驗(yàn)面垂直于斷裂面且平行于車輪輪輞面，用4%硝酸酒精溶液腐蝕后，用掃描電鏡及能譜(EDS)進(jìn)行觀察分析。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 金相組織及力學(xué)性能

如圖1(a)所示，車輪輪輞的金相組織為細(xì)珠光體和塊狀鐵素體，晶粒度為9.0級(jí)，使用二值分割法測(cè)定鐵素體含量約8.25%.在試樣上可見呈條帶狀分布的粗晶區(qū)，條帶方向與軋制流線平行。如圖1(b)、1(c)所示，顯微組織中細(xì)晶區(qū)的晶粒尺寸不超過20 μm，而粗晶區(qū)晶粒尺寸約50 μm.

圖1 車輪輪輞金相組織Fig.1 Microstructure of the rim

車輪拉伸、沖擊及斷面硬度的測(cè)試結(jié)果如表1所示。在輪輞間隔180°方向的兩個(gè)位置上，車輪拉伸性能的一致性較好，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度的測(cè)試結(jié)果幾乎一致。車輪沖擊和斷面硬度測(cè)試結(jié)果略有差異，位置2處車輪+20 ℃及-20 ℃沖擊測(cè)試結(jié)果均優(yōu)于位置1，相應(yīng)位置2處踏面下35 mm斷面硬度值比位置1處低(4～5)HB.沖擊性能和斷面硬度測(cè)試結(jié)果顯示出一定的不均勻性。

表1 車輪拉伸、沖擊及硬度測(cè)試結(jié)果Tab.1 Tensile、impact and brinell hardness tests of wheel samples

2.2 斷裂韌性及其顯微組織

車輪6個(gè)斷裂韌性試樣的測(cè)試結(jié)果如表2所示?？梢钥吹酵卉囕喩喜煌恢脭嗔秧g性值偏差較大，其中2#試樣與5#試樣斷裂韌性差值達(dá)50 MPa·m0.5以上。為研究斷裂韌性結(jié)果偏差較大的產(chǎn)生原因，選取斷裂韌性值最大的2#試樣和最小的5#試樣進(jìn)行斷口及顯微組織觀察分析。

表2 車輪斷裂韌性測(cè)試結(jié)果Tab.2 Fracture toughness of wheel samples

2#及5#斷裂韌性試樣起裂源周圍斷口形貌分別如圖2(a)、2(b)所示，車輪斷裂韌性試樣的斷裂方式以解理斷裂為主。2#試樣在發(fā)生解理斷裂前有明顯的韌性斷裂過程，韌性斷裂區(qū)域平均寬度約140 μm；5#試樣韌性斷裂區(qū)較窄，平均寬度約15 μm.在圖2(a)韌性斷裂區(qū)域上可觀察到大量韌窩；而在圖2(b)中，可以看到起裂源位置附近存在兩個(gè)長(zhǎng)度超過100 μm的解理平面，解理平面上金相組織以珠光體為主，從解理平面珠光體片層以及撕裂棱方向判斷，同一解理平面由一個(gè)大的珠光體團(tuán)組成。此外，解理平面周圍存在與珠光團(tuán)尺寸相近的二次裂紋。

圖2 車輪斷裂韌性試樣斷口形貌Fig.2 Fractography of fracture toughness specimens

進(jìn)一步對(duì)斷裂試樣金相組織進(jìn)行分析，2#及5#斷裂試樣金相組織如圖3所示。同樣，車輪鋼金相組織為細(xì)珠光體和鐵素體，2#試樣金相組織較為均勻，平均晶粒尺寸約30 μm；5#試樣金相組織存在明顯混晶，可以看到尺寸超過150 μm的大晶粒存在，細(xì)晶區(qū)平均晶粒尺寸約15 μm，粗晶區(qū)平均晶粒尺寸超50 μm.

圖3 車輪斷裂韌性試樣金相組織Fig.3 Microstructures of fracture toughness specimens

有研究顯示[6]，顯微組織中最大晶粒尺寸對(duì)車輪鋼材料斷裂韌性起決定作用。如前所述，2#斷裂試樣的晶粒尺寸較為均勻，在材料受到外部載荷時(shí)，尺寸相對(duì)均勻的晶粒間可以協(xié)調(diào)應(yīng)力應(yīng)變，使材料不易發(fā)生斷裂。反觀5#斷裂試樣組織中存在有明顯混晶，在試驗(yàn)加載過程中，晶粒中的位錯(cuò)不斷向晶界滑移，無論是從晶界數(shù)量方面還是從珠光體團(tuán)角度方面考慮，大尺寸晶粒對(duì)位錯(cuò)的阻礙能力明顯弱于小尺寸晶粒，大晶粒附近位錯(cuò)密度也相對(duì)較高，因此在大晶粒附近更容易產(chǎn)生應(yīng)力集中并產(chǎn)生裂紋。此外，大尺寸的珠光體團(tuán)對(duì)于裂紋擴(kuò)展的阻礙能力較弱，如在圖2(b)所示的長(zhǎng)度為104 μm的解理平面中，其珠光體片層相位較為接近，且鐵素體含量較少，可視其為一個(gè)珠光體團(tuán)。單個(gè)珠光體對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻礙能力弱，裂紋極易穿過大尺寸珠光體團(tuán)形成解理平面，導(dǎo)致試樣局部提前發(fā)生斷裂。試樣局部的提前斷裂導(dǎo)致整個(gè)試樣應(yīng)力狀態(tài)失穩(wěn)，細(xì)晶區(qū)處的材料在未發(fā)生韌性斷裂前就已發(fā)生解理斷裂，導(dǎo)致整個(gè)試樣斷裂韌性值較低。

2.3 能譜分析

圖4(a)為5#試樣在低倍數(shù)下金相組織形貌，可見粗晶區(qū)與細(xì)晶區(qū)呈交替的帶狀分布，帶狀方向與鍛造流線分布方向一致，且與斷裂韌性斷口面垂直。對(duì)試樣上細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)分別進(jìn)行EDS能譜面掃分析，其中區(qū)域1和區(qū)域2晶粒較為粗大，區(qū)域3和區(qū)域4晶粒較為細(xì)小，掃描結(jié)果如表3所示。可見細(xì)晶區(qū)Si、Mn、V、Cr合金的含量明顯高于粗晶區(qū)。

圖4 5#斷裂試樣SEM形貌及能譜分析Fig.4 SEM image of Sample 5# and the corresponding EDS

wt%SiMnVCr區(qū)域10.830.990.110.32區(qū)域20.941.030.160.32區(qū)域30.730.890.060.24區(qū)域40.800.760.040.20

在5#斷裂的金相試樣上，采用EDS能譜沿垂直于帶狀的方向進(jìn)行線掃描，其中Si、Mn、V、Cr元素的含量波動(dòng)趨勢(shì)如圖4(b)所示?？梢钥吹剑鲜龊辖鹪睾康牟▌?dòng)趨勢(shì)與材料晶粒尺寸的變化規(guī)律相吻合，在晶粒細(xì)小的區(qū)域合金元素含量相對(duì)較高，晶粒粗大的區(qū)域合金元素含量相對(duì)較低，說明材料的晶粒尺寸與合金元素含量具有強(qiáng)烈的關(guān)聯(lián)性。

一般來說，珠光體鋼中合金元素含量越高，對(duì)晶界的釘扎作用越強(qiáng)烈，材料晶粒尺寸就越細(xì)小，5#斷裂試樣的能譜分析結(jié)果也符合這一規(guī)律。在各合金元素中，V元素對(duì)車輪鋼組織的細(xì)化作用尤為明顯，V元素不僅可以釘扎奧氏體晶界，阻止淬火加熱過程中奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，還可以促進(jìn)淬火過程中鐵素體的析出，增加組織中鐵素體含量[7]。如圖2(c)、2(d)所示，在2#及5#斷裂試樣斷口上可以看到許多細(xì)小的析出相分布于鐵素體上，經(jīng)能譜分析析出相為碳化釩(VC).研究表明[8]，釩的碳氮化物與鐵素體存在共格結(jié)構(gòu)，易促進(jìn)鐵素體的析出。車輪在淬火時(shí)，先共析鐵素體以?shī)W氏體中未溶解的VC為形核質(zhì)點(diǎn)率先析出，分割?yuàn)W氏體晶粒，起到細(xì)化晶粒的作用。從圖3(b)和圖4也可以看出，鐵素體含量高的區(qū)域晶粒細(xì)小，其原因就是這些區(qū)域的V元素含量較高，鐵素體容易析出，晶粒得到了明顯細(xì)化。

5#斷裂試樣上存在的帶狀偏析，可能是由車輪鋼在凝固過程中產(chǎn)生的成分偏析所導(dǎo)致。連鑄坯在澆注時(shí)，過熱度高或拉速過快都可能加劇材料中合金元素的偏析，在后續(xù)車輪鍛造軋制工序中，成分偏析區(qū)域沿鍛造流線延伸為帶狀。這種偏析缺陷，在后續(xù)的熱處理工序中也很難得到消除，最終影響車輪斷裂韌性的均勻性。此外，同一件車輪上不同方向斷裂韌性值差異較大，可能與連鑄坯內(nèi)外弧的凝固速率不一致相關(guān)。因此，優(yōu)化車輪鋼連鑄工藝、改善材料組織均勻性是提升車輪斷裂韌性均勻性的有效手段。

3 結(jié)論

(1)車輪鋼中大尺寸晶粒的存在，導(dǎo)致材料提前發(fā)生解理斷裂，是車輪斷裂韌性低的直接原因。

(2)車輪鋼化學(xué)成分的微觀偏析可導(dǎo)致車輪金相組織的不均勻，影響車輪斷裂韌性的均勻性。