不同狀態(tài)590車輪鋼的疲勞裂紋原位分析

蔡 寧，董現(xiàn)春，李學(xué)濤，其其格，崔桂彬，張大偉

(首鋼集團(tuán)有限公司技術(shù)研究院，北京 100043)

車輪是汽車行駛的重要部件，其壽命對(duì)整車的安全行駛起到至關(guān)重要的作用[1-4]，而隨著新鋼種（微合金鋼HSLA、雙相鋼DP、貝氏體鋼等）、新工藝（旋壓成形）、新結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)（大通風(fēng)孔）的應(yīng)用[5-8]，不同因素對(duì)車輪疲勞壽命的影響還有待深入研究[9-11]。鋼制車輪由輪輞和輪輻兩部分組成，輪輞和輪胎組成的密閉體封閉空氣，用以承擔(dān)車體質(zhì)量和傳遞動(dòng)力；輪輻連接輪轂，傳遞來自發(fā)動(dòng)機(jī)的動(dòng)力；輪輞和輪輻通過焊接連接。輪輞制造的整個(gè)工藝流程[12]大致為定長(zhǎng)落料—滾邊—卷圓—壓平—閃光對(duì)焊—刨渣—焊縫滾壓—切斷頭—校圓—擴(kuò)口—1次滾型—2次滾型—3次滾型—擴(kuò)張精整—檢驗(yàn)是否漏氣及微裂紋情況—沖氣門孔。輪輻的生產(chǎn)工藝流程為落毛坯—拉延—反拉延—鐓壓整形—沖孔—沖螺栓孔—擠球面和翻邊—輪輻。車輪合成流程為輪輻壓入輪輞—電弧焊接—在線自動(dòng)檢測(cè)熔深并自動(dòng)分選—成品車輪。車輪制備的工藝難點(diǎn)主要包括成形（包括擴(kuò)口、滾型和擴(kuò)口）或焊接后變形開裂。此外，車輪在汽車行駛過程中，不但承載著整車重量的靜態(tài)載荷，而且還要經(jīng)受車輪加速、減速、轉(zhuǎn)彎和顛簸等動(dòng)態(tài)載荷，因此車企對(duì)車輪的力學(xué)性能提出了嚴(yán)苛的要求。大量的研究結(jié)果[13-17]表明，車輪的失效形式主要有強(qiáng)度斷裂和疲勞斷裂兩種，其中由疲勞斷裂引起的車輪失效比例占 80%以上。因此，開展車輪鋼的疲勞性能研究具有重要意義。

原位疲勞觀測(cè)技術(shù)可以直觀分析疲勞裂紋萌生及擴(kuò)展過程與組織、夾雜等的關(guān)系，對(duì)疲勞裂紋微觀機(jī)制的研究具有重要的價(jià)值。王習(xí)術(shù)等[18]采用掃描電鏡原位觀測(cè)了數(shù)微米大小夾雜物對(duì)超高強(qiáng)度鋼疲勞裂紋萌生及擴(kuò)展的影響，并用有限元法解釋了夾雜物尺寸和形狀對(duì)疲勞裂紋萌生及初期擴(kuò)展的影響程度。也有研究顯示夾雜物對(duì)疲勞裂紋的影響不顯著，如：吳海利等[19]在高應(yīng)力循環(huán)載荷作用下，觀察發(fā)現(xiàn)夾雜物的形狀和尺寸對(duì)疲勞裂紋的擴(kuò)展無明顯影響；夾雜物處萌生裂紋的擴(kuò)展速率小于晶界處萌生裂紋的擴(kuò)展速率，短裂紋群體效應(yīng)和滑移線快速增殖的共同作用是導(dǎo)致試樣疲勞破壞的主要原因。張鷗等[20]利用背散射電子衍射（EBSD）技術(shù)對(duì)16MnR鋼在不同疲勞周次下進(jìn)行“原位”EBSD試驗(yàn)，結(jié)果表明，疲勞循環(huán)次數(shù)與材料塑性變形程度并不是規(guī)則的線性關(guān)系。材料的塑性變形特點(diǎn)表明，晶界及微觀結(jié)構(gòu)不均勻處是疲勞塑性變形敏感區(qū)。Korda等[21]采用原位分析技術(shù)研究了鐵素體/珠光體鋼中帶狀組織對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，帶狀組織導(dǎo)致疲勞裂紋轉(zhuǎn)向和分叉，最終降低了疲勞裂紋的擴(kuò)展速率。

原位疲勞觀測(cè)技術(shù)常用于研究疲勞過程中材料的微觀組織演變，對(duì)揭示材料斷裂的機(jī)理具有重要意義。對(duì)材料疲勞斷裂過程的微觀動(dòng)態(tài)觀察有助于分析各種組織在斷裂過程中的作用和影響。但由于試驗(yàn)設(shè)備和操作難度等原因，目前關(guān)于疲勞試驗(yàn)的原位動(dòng)態(tài)觀察測(cè)試方面的研究還非常有限[22-25]，尤其對(duì)車輪鋼疲勞裂紋的研究尚未見相關(guān)報(bào)道。本文結(jié)合車輪鋼復(fù)雜的制備過程，利用激光共聚焦顯微鏡原位分析技術(shù)，系統(tǒng)研究了車輪鋼熱軋態(tài)、冷變形態(tài)和焊接態(tài)疲勞裂紋萌生及擴(kuò)展的過程。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料采用首鋼京唐公司生產(chǎn)的RS590車輪鋼，厚度規(guī)格5 mm，用于生產(chǎn)商用車輪輞。該材料的化學(xué)成分見表1。

表1 RS590車輪鋼的主要化學(xué)成分質(zhì)量組成Tab.1 Chemical compositions of the RS590 wheel steel%

試驗(yàn)材料的屈服強(qiáng)度為500 MPa，抗拉強(qiáng)度為600 MPa。分別沿著軋向厚度1/4位置取熱軋板、變形10%的冷變形板、閃光對(duì)焊的焊接板并加工成如圖1所示的缺口拉伸試樣，厚度為1 mm。疲勞試驗(yàn)前，試樣表面經(jīng)過機(jī)械細(xì)磨和拋光。

圖1 缺口拉伸試樣Fig.1 Notched tensile specimen

1.2 試樣表面處理方法

拋光后的試樣，采用日立IM4000離子研磨儀轟擊樣品表面，達(dá)到等離子拋光的目的。等離子拋光的試驗(yàn)參數(shù)：加速電壓6 V，離子束照射角度80°，偏心量0～2 mm，Ar離子流速為0.09 cm3/min，樣品臺(tái)旋轉(zhuǎn)速度為25 r/min，拋光時(shí)間為15 min。

1.3 疲勞試驗(yàn)

采用日本Lasertec VL2000型高溫激光共聚焦顯微鏡及其拉伸臺(tái)對(duì)拋光后的樣品實(shí)現(xiàn)疲勞裂紋原位觀測(cè)，即在疲勞載荷加載過程中采用共聚焦顯微鏡實(shí)時(shí)觀測(cè)試樣疲勞裂紋的形貌及長(zhǎng)度?？刹捎门恼蘸弯浵駜煞N功能記錄樣品及疲勞裂紋的形貌。

本次疲勞試驗(yàn)采用的最大力為610 N，以應(yīng)力比r=0的拉-拉加載方式進(jìn)行室溫原位疲勞試驗(yàn)。疲勞試驗(yàn)的周期為2.8 s，頻率為0.36 Hz。疲勞試驗(yàn)的載荷譜如圖2所示。根據(jù)計(jì)算，疲勞載荷最大強(qiáng)度為610 N/（寬2 mm×厚1 mm）=305 MPa，遠(yuǎn)低于材料的屈服強(qiáng)度。

圖2 疲勞試驗(yàn)載荷譜Fig.2 Fatigue load spectrum

1.4 分析方法

材料的顯微組織分析采用日立S4300型鎢燈絲掃描電鏡完成，疲勞裂紋的原位低倍形貌及裂紋長(zhǎng)度分析采用日本Lasertec VL2000型高溫激光共聚焦顯微鏡完成，疲勞裂紋與晶體取向及織構(gòu)等分析采用日本電子JSM7001F型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡及牛津儀器Symmetry背散射電子衍射儀（EBSD）完成。

2 結(jié)果與分析

2.1 SEM組織分析

所用材料的顯微組織如圖3所示，熱軋態(tài)組織為等軸鐵素體、珠光體及少量馬/奧島的多相組織，焊接接頭的組織為快冷后形成的貝氏體（鐵素體與馬/奧島的混合）組織。

圖3 SEM組織Fig.3 SEM microstructures

2.2 疲勞裂紋分析

2.2.1 熱軋態(tài)

采用高溫激光原位分析方法獲得的熱軋態(tài)不同疲勞周次下的疲勞裂紋的形貌如圖4所示。通過照片對(duì)疲勞裂紋長(zhǎng)度進(jìn)行測(cè)量，結(jié)果見表2。

圖4 不同疲勞周次下熱軋板的疲勞裂紋形貌Fig.4 Fatigue crack morphology of hot-rolled plate under different fatigue cycles

表2 不同疲勞周次下熱軋板的疲勞裂紋長(zhǎng)度Tab.2 Crack length of hot-rolled plate under different fatigue cycles

由圖4可見：該試樣在疲勞5 700周次時(shí)最早萌生疲勞裂紋；但是，到13 000周次時(shí)，出現(xiàn)了另外一條疲勞裂紋。右側(cè)后萌生的疲勞裂紋快速擴(kuò)展，并且，其長(zhǎng)度在后續(xù)的疲勞過程中超過左側(cè)先萌生的疲勞裂紋并成為主裂紋，右側(cè)裂紋發(fā)生閉合效應(yīng)。

圖5為該試樣的EBSD分析結(jié)果。由圖5可見，因應(yīng)力集中，在疲勞載荷的作用下，樣品缺口位置表面出現(xiàn)一層與內(nèi)部晶粒尺寸明顯不同的細(xì)晶組織。通過有限元計(jì)算可知，該形狀缺口樣品的應(yīng)力集中系數(shù)為1.3，疲勞載荷最大強(qiáng)度為305 MPa，乘以應(yīng)力集中系數(shù)，缺口位置的最大強(qiáng)度為396.5 MPa，仍遠(yuǎn)低于該試驗(yàn)靜態(tài)加載下的屈服強(qiáng)度。該結(jié)果說明，在低于屈服強(qiáng)度的疲勞載荷作用下，基體晶粒組織仍然可能發(fā)生局部的塑性變形，塑性變形過程中位錯(cuò)的塞積形成新的晶界，最終形成細(xì)小的晶粒層。由圖5還可知，左側(cè)起裂位置的晶粒為藍(lán)色晶粒，反極圖（晶粒為藍(lán)色晶粒，反極圖（圖5（a））給出了晶粒的取向與顏色分布。該位置的{111}晶面法線平行于X軸方向，{111}晶面并不是鐵素體的滑移面，該疲勞裂紋在后續(xù)的擴(kuò)展過程中先是穿晶擴(kuò)展，在遇到紫色晶粒后轉(zhuǎn)向沿晶擴(kuò)展，裂紋方向也同時(shí)發(fā)生轉(zhuǎn)變。左側(cè)裂紋在擴(kuò)展過程中，遇到不同顏色的晶粒，擴(kuò)展路徑中晶體取向變化非常明顯，這可能是導(dǎo)致該側(cè)疲勞裂紋后續(xù)停止發(fā)展的原因。后出現(xiàn)的右側(cè)裂紋整個(gè)擴(kuò)展路徑基本上為綠色晶粒，即{110}晶面法線平行于X軸方向，疲勞裂紋剛好可以沿著{110}滑移面向前擴(kuò)展，這也很好地解釋了為何右側(cè)疲勞裂紋擴(kuò)展速度快。

圖5 熱軋板疲勞試樣的EBSD晶體取向分布Fig.5 EBSD crystal orientation distribution of hot-rolled plate fatigue sample

2.2.2 冷變形態(tài)

通過模擬計(jì)算，整個(gè)輪輞制造過程中最高的應(yīng)變約10%。結(jié)合該計(jì)算結(jié)果，這里將RS590鋼板進(jìn)行冷變形拉伸10%。圖6給出RS590試樣冷變形10%過程的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。冷變形前其屈服強(qiáng)度為500 MPa，冷變形后試樣的屈服強(qiáng)度增加到577 MPa。

圖6 RS590試樣冷變形10%的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.6 Stress-strain curve of RS590 specimen deformed by 10%

冷變形態(tài)疲勞試驗(yàn)的設(shè)置與熱軋態(tài)完全相同。圖7為冷變形10%板不同疲勞周次下用高溫激光顯微鏡觀察到的疲勞裂紋形貌。

圖7 不同疲勞周次下冷變形10%板的疲勞裂紋形貌Fig.7 Crack morphology of 10% deformed plate under different fatigue cycles

表3給出了不同疲勞周次下疲勞裂紋長(zhǎng)度。

表3 不同疲勞周次下冷變形10%板的疲勞裂紋長(zhǎng)度Tab.3 Crack length of 10% deformed plate under different fatigue cycles

由圖7可見，冷變形10%后，樣品在1 500周次下就產(chǎn)生了疲勞裂紋，在隨后的裂紋擴(kuò)展過程中裂紋出現(xiàn)明顯的分岔特征。這說明疲勞加載前的預(yù)變形導(dǎo)致的殘余應(yīng)力使得樣品在疲勞早期就迅速萌生裂紋，并且裂紋尖端出現(xiàn)多個(gè)滑移系同時(shí)開動(dòng)的塑性變形特征，導(dǎo)致疲勞裂紋呈現(xiàn)分岔特征。與熱軋態(tài)相比，冷變形態(tài)的疲勞載荷設(shè)置完全相同，但裂紋萌生時(shí)間縮短，說明通過變形強(qiáng)化提高屈服強(qiáng)度的方式將導(dǎo)致疲勞裂紋萌生時(shí)間縮短。由此可見，冷變形導(dǎo)致構(gòu)件的疲勞壽命降低。

圖8為冷變形后疲勞試樣的EBSD分析結(jié)果。由圖8可見，與熱軋態(tài)樣品相似，在缺口表面也形成了一層細(xì)晶粒組織層。疲勞裂紋的擴(kuò)展路徑也同樣沿著綠色的晶粒，即{101}晶面法線平行于X軸方向的晶粒。這些晶粒的{101}滑移面剛好與裂紋擴(kuò)展方向一致。這說明疲勞裂紋的萌生和擴(kuò)展與位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)、塑性變形密不可分。塑性變形導(dǎo)致樣品的屈服強(qiáng)度提高，但屈服強(qiáng)度提高并未如文獻(xiàn)資料[26]報(bào)道的使樣品的疲勞強(qiáng)度提高；正相反，塑性變形以變形強(qiáng)化方式提高屈服強(qiáng)度，導(dǎo)致疲勞裂紋在更早的疲勞周次下萌生，變形強(qiáng)化反而可能導(dǎo)致疲勞壽命縮短。

圖8 冷變形10%板疲勞試樣的EBSD分析Fig.8 EBSD analysis of fatigue specimen with 10% predeformation

2.2.3 焊接態(tài)

RS590焊接樣品取自某車輪廠，焊接方式采用閃光對(duì)焊。疲勞試驗(yàn)設(shè)置與前面樣品完全相同。在焊接區(qū)中心開缺口，考察焊接區(qū)組織的疲勞性能。不同疲勞周次下疲勞裂紋形貌如圖9所示，裂紋長(zhǎng)度見表4。

圖9 不同疲勞周次下焊接接頭的疲勞裂紋形貌Fig.9 Crack morphology of welded sample under different fatigue cycles

表4 不同疲勞周次下焊接接頭疲勞裂紋長(zhǎng)度Tab.4 Fatigue crack length of welded sample under different fatigue cycles

由疲勞周次與疲勞裂紋長(zhǎng)度變化可見，焊接接頭的疲勞裂紋萌生壽命最高，當(dāng)疲勞周次達(dá)到11 400時(shí)才出現(xiàn)疲勞裂紋。裂紋形貌與冷變形10%板相似，呈現(xiàn)分岔式特征。

圖10給出了焊接樣品疲勞裂紋區(qū)的EBSD分析結(jié)果。由圖10可見，在試樣表面也形成了明顯的細(xì)晶組織層。裂紋分叉區(qū)域附近的晶粒內(nèi)部存在大量的滑移線，通過滑移線所在晶粒的極圖（圖11）分析可知，滑移面為{112}晶面。從EBSD結(jié)果分析可知，裂紋擴(kuò)展初期萌生在晶界位置，然后沿晶界擴(kuò)展，并在晶界處分叉。

圖10 焊接接頭裂紋附近EBSD分析結(jié)果Fig.10 EBSD analysis of the crack for welded joint sample

圖11 圖10中十字晶粒的極圖Fig.11 Polar diagrams of cross marked grain in Fig.10

2.3 疲勞裂紋對(duì)比分析

圖12給出了3種不同狀態(tài)樣品的疲勞裂紋長(zhǎng)度隨疲勞周次的變化規(guī)律。由圖12可見，熱軋板兩側(cè)裂紋正好相互銜接，左側(cè)停止生長(zhǎng)，裂紋生長(zhǎng)轉(zhuǎn)到右側(cè)裂紋上，形成完整的疲勞裂紋生長(zhǎng)曲線。3種材料對(duì)比可知，焊接接頭的疲勞裂紋起裂最晚，冷變形10%板的裂紋萌生最早，熱軋板介于二者之間。

圖12 疲勞裂紋長(zhǎng)度隨疲勞周次的變化Fig.12 Relationships between crack length and fatigue cycles

對(duì)圖12曲線求導(dǎo)，可以獲得不同疲勞周次下疲勞裂紋的擴(kuò)展速度曲線，結(jié)果如圖13所示。由圖13可見：冷變形10%板不僅疲勞裂紋萌生早，而且裂紋的擴(kuò)展速度也相對(duì)較快，尤其在初始階段。熱軋板的疲勞裂紋擴(kuò)展速度呈現(xiàn)由慢到快的逐漸變化過程，開始階段擴(kuò)展速率較低，然后進(jìn)入緩慢增長(zhǎng)區(qū)；隨著裂紋長(zhǎng)度的增加，應(yīng)力強(qiáng)度因子也必然隨之增大，裂紋擴(kuò)展速度迅速提高。焊接區(qū)的裂紋萌生最晚，但是裂紋擴(kuò)展的速度比熱軋板快，比冷變形10%板慢。

圖13 疲勞裂紋生長(zhǎng)速度隨疲勞周次的變化規(guī)律Fig.13 Relationship between fatigue crack growth rate and fatigue cycles

通過2.2節(jié)的分析可知，疲勞裂紋的萌生與滑移面有密切關(guān)系。如果{110}晶面法線與應(yīng)力加載方向平行，滑移面則剛好平行于裂紋擴(kuò)展方向，則疲勞裂紋容易萌生。采用EBSD分析軟件分別統(tǒng)計(jì)分析3種不同狀態(tài)下樣品{110}晶面平行于X軸方向的晶粒比例，結(jié)果如圖14所示。

圖14 不同形態(tài){110}晶面平行與X軸的晶粒Fig.14 Different statute of grains with {110} normal of crystal plane parallel to X axis of weld plate

由統(tǒng)計(jì)結(jié)果可見：冷變形10%板{110}晶面平行于X軸的晶粒比例最高，為57.7%；熱軋板次之（48.4%）；焊接接頭比例最低，只有31.9%。繪制該晶粒比例與裂紋萌生壽命關(guān)系曲線，如圖15所示。由圖15可見，兩者呈線性關(guān)系。這一結(jié)果進(jìn)一步驗(yàn)證了晶體取向是影響材料疲勞壽命的重要因素之一。

圖15 {110}晶面比例與疲勞裂紋萌生壽命的關(guān)系Fig.15 Relationship between {110} crystal plane ratio and fatigue crack initiation life

圖16為3種樣品的取向分布函數(shù)，可以看出樣品織構(gòu)類型。由圖16可見：焊接態(tài)樣品織構(gòu)強(qiáng)度最高，主要為{111}＜112＞型織構(gòu)；冷變形態(tài)樣品織構(gòu)強(qiáng)度次之，織構(gòu)類型為{001}＜110＞織構(gòu)；熱軋態(tài)樣品織構(gòu)強(qiáng)度最低，主要表現(xiàn)為較弱的{112}＜110＞和{111}＜112＞型織構(gòu)。結(jié)合前面對(duì)疲勞萌生壽命的分析推測(cè)，{001}＜110＞型織構(gòu)強(qiáng)度與疲勞裂紋萌生壽命直接相關(guān)。

圖16 3種樣品取向分布函數(shù)Fig.16 Orientation distribution function diagrams of three samples

3 結(jié) 論

通過對(duì)590 MPa車輪鋼熱軋態(tài)、焊接態(tài)、冷變形態(tài)3種樣品的原位疲勞分析可以得出以下結(jié)論：

1）3種狀態(tài)疲勞裂紋起裂時(shí)間由早到晚依次為冷變形態(tài)、熱軋態(tài)、焊接態(tài)。

2）3種狀態(tài)裂紋擴(kuò)展速率由高到低依次為冷變形態(tài)、焊接態(tài)、熱軋態(tài)。

3）疲勞裂紋的萌生與位錯(cuò)滑移過程密不可分，鐵素體組織中{001}＜110＞織構(gòu)強(qiáng)度是影響材料疲勞壽命的重要因素。

4）3種不同狀態(tài)材料的疲勞斷裂都與鐵素體的局部塑性變形有關(guān)，塑性變形引起位錯(cuò)滑移、塞積并形成疲勞裂紋。

5）降低位錯(cuò)密度及{001}＜110＞織構(gòu)強(qiáng)度可以提高疲勞壽命。