分享：交变载荷作用下无碳化物贝氏体钢中残余奥氏体的转变规律

0.   引言

车轮是轨道交通列车的核心组成部件，在列车运行中承受着较大载荷和热负荷作用，其安全服役性能对于保障轨道交通的稳定运行尤为重要[1]。目前，国内外车轮轮箍用钢均为中高碳钢，存在抵抗热损伤和抗内部疲劳裂纹扩展能力较差等问题，难以满足高速、重载条件下的使用要求[2]。为了改善车轮的性能以适应铁路运输提速的需求，我国高速列车车轮用钢正逐渐向降低碳含量并进行微合金化的方向发展[3]。 

无碳化物贝氏体钢是一种极具潜力的新型高强韧车轮钢，其组织主要为贝氏体铁素体板条及板条间较高碳含量的残余奥氏体，具有较高的强度、优良的抗热裂性和韧性[4-5]。研究无碳化物贝氏体钢中残余奥氏体演变对优化该钢性能、延长使用寿命意义重大。这是因为：应力作用下残余奥氏体转变为马氏体时，微观体积膨胀产生的压应力能够有效延长车轮钢的使用寿命[5-6]；残余奥氏体的形态和分布对疲劳裂纹的萌生与扩展影响显著，如力学稳定性低的块状残余奥氏体易成为疲劳裂纹萌生位点，而贝氏体铁素体板条间的薄膜状残余奥氏体则可抑制裂纹扩展[7]。此外，MI等[8]通过准原位电子背散射衍射（EBSD）观察发现，贝氏体铁素体板条长轴端的残余奥氏体在低周疲劳初期会率先变形并转变为马氏体，从而释放应力集中，降低裂纹扩展速率。目前，针对无碳化物贝氏体钢中残余奥氏体的研究，多集中在交变载荷下的转变机理方面，有关残余奥氏体应力诱发马氏体相变行为的研究较少。 

作者以我国自主研发的新型无碳化物贝氏体车轮钢为研究对象，在不同应力水平下对其进行疲劳试验，研究了试验钢中残余奥氏体的转变规律及机理，拟为无碳化物贝氏体车轮钢的组织结构稳定性及性能研究提供试验依据。 

1.   试样制备与试验方法

试样取自车轮轮辋踏面，其材料为马鞍山钢铁股份有限公司提供的无碳化物贝氏体钢，主要化学成分（质量分数/%）为0.23 C，1.57 Si，2.05 Mn，余Fe；显微组织见图1，主要由贝氏体铁素体板条以及板条间的薄膜状残余奥氏体组成，残余奥氏体体积分数约为13.07%。试验钢的屈服强度为958 MPa，抗拉强度为1 219 MPa，断后伸长率为14.5%。 

图  1  试验钢的显微组织

Figure  1.  Microstructure of test steel: (a) scanning electron microscope morphology and (b) transmission electron microscope morphology

按照GB/T 3075—2008《金属材料 疲劳试验 轴向力控制方法》，采用Instron Model 1341型电液伺服万能材料试验机进行室温疲劳试验，疲劳试样的形状与尺寸如图2所示，采用正弦波加载，应力比为−1，加载频率为20 Hz。疲劳试验分为两组：第一组研究应力幅对残余奥氏体转变规律的影响，应力幅分别为200，250，300，350，400，450，500，550 MPa，当循环次数达到106周次或试样发生疲劳断裂时停止试验；第二组研究交变载荷循环加载过程中残余奥氏体的稳定性和转变规律，由前一组试验可知，在应力幅不大于350 MPa下循环至106周次时试样均未发生断裂，高于350 MPa时未达106周次即断裂，选择应力幅350 MPa和450 MPa进行循环加载，根据应力幅450 MPa下断裂循环次数为5.2×105周次，将循环次数设置为104，5×104，105，5×105周次，达到循环次数时停止试验，观察组织变化。 

图  2  疲劳试样的形状与尺寸

Figure  2.  Shape and size of fatigue specimen

在疲劳后的试样上取样，经表面研磨、电解抛光（抛光液为体积比1∶9的高氯酸和冰乙酸混合溶液，抛光电压为40 V，时间约为15 s）后，用体积分数2%硝酸乙醇溶液腐蚀，随后采用Hitachi SU-6600型扫描电子显微镜（SEM）观察显微组织。采用HXD-1000TMC/LCD型维氏硬度计测试表面显微硬度，载荷为0.98 N，保载时间为15 s，测5个点取平均值。将试样用砂纸磨至表面粗糙度为40 μm后，用TJ100-BE基本型电解双喷仪在双喷液（7%高氯酸+92%无水乙醇+1%正丁醇，体积分数）中进行减薄处理，工作电压为30 V，工作温度−30 ℃，再在JEM-2100F型透射电子显微镜（TEM）下观察微观形貌。采用ZEISS GEMINI 500型SEM观察疲劳前后试样的微观形貌，并进行电子背散射衍射（EBSD）分析。采用Bruker D8 ADVANCE型X射线衍射仪（XRD）分析物相组成，铜靶，Kα射线，扫描范围在40°~100°，扫描速率为2 （°）·min−1。使用Jade 6软件计算γ（200）、γ（220）、γ（311）、α（200）、α（211）5个衍射峰的积分强度，计算残余奥氏体的体积分数，计算公式[9]如下： 

式中：φγ为残余奥氏体的体积分数；Iγ为奥氏体衍射峰的平均积分强度；Iα为铁素体衍射峰的平均积分强度。 

2.   试验结果与讨论

2.1   不同应力幅疲劳后的残余奥氏体含量

由图3可知，不同应力幅下疲劳后，试验钢的组织与疲劳变形前相比没有显著变化，仍主要由贝氏体铁素体板条与薄膜状残余奥氏体组成。 

图  3  不同应力幅下疲劳后试验钢的显微组织

Figure  3.  Microstructure of test steel after fatigue at different stress amplitudes

由图4可见：不同应力幅下疲劳后试验钢的物相并未发生变化，仍主要由奥氏体和铁素体组成；当应力幅在200~300 MPa时，试验钢中残余奥氏体含量基本不变且与未疲劳试验钢相近，当应力幅在350~550 MPa时，残余奥氏体含量相比未疲劳试样明显降低，说明残余奥氏体发生转变，推测转变的临界应力幅约为300 MPa。在应力作用下，亚稳态的残余奥氏体会因转变为马氏体而减少[10]，但由于马氏体含量较少，XRD未能检测到。和未疲劳钢相比，应力幅350，450 MPa下疲劳后残余奥氏体体积分数分别降低了3.37%，3.47%。 

图  4  不同应力幅下疲劳后试验钢的XRD谱及残余奥氏体体积分数

Figure  4.  XRD patterns (a) and retained austenite volume fractions (b) of test steel after fatigue at different stress amplitudes

由图5可知，应力幅高于300 MPa时，试验钢的表面硬度相比未疲劳时（366 HV）明显提高，这是因为应力幅高于300 MPa时残余奥氏体发生了应力诱发相变，转变为高硬度的马氏体。试验钢硬度的增加与残余奥氏体含量减少的结果相对应。 

图  5  不同应力幅下疲劳后试验钢的表面硬度

Figure  5.  Surface hardness of test steel after fatigue at different stress amplitudes

由图6可知：在应力幅550 MPa下疲劳断裂后，试验钢组织中出现由应力诱发残余奥氏体转变形成的马氏体；该马氏体的晶格常数a=b=0.284 6 nm，c=0.305 3 nm，晶轴之间的夹角α=β=γ=90°[11-12]，应为富碳奥氏体转变形成的体心四方结构马氏体。 

图  6  550 MPa应力幅下疲劳断裂后试验钢的TEM形貌

Figure  6.  TEM morphology of test steel after fatigue fracture at stress amplitude of 550 MPa: (a) bright field image and (b) dark field image

2.2   疲劳过程中的组织演变

由图7可见，在同一应力水平下循环加载过程中（循环次数增加），试验钢组织形貌无明显变化，均主要为板条状贝氏体铁素体和板条间分布的薄膜状残余奥氏体。 

图  7  350 MPa和450 MPa应力幅下循环不同周次时试验钢的SEM形貌

Figure  7.  SEM morphology of test steel after cyclic loading for different times at stress amplitudes of 350 MPa (a–b) and 450 MPa (c–f)

由图8可知，随着循环次数增加，试验钢中残余奥氏体含量呈减小趋势。 

图  8  不同应力幅下循环不同周次时试验钢的残余奥氏体体积分数

Figure  8.  Retained austenite volume fractions of test steel after cyclic loading for different times at different stress amplitudes

2.3   残余奥氏体转变规律与机制

相图中浅色（黄色）区域代表残余奥氏体组织，深色（深灰色）区域代表贝氏体铁素体组织。由图9可知：未疲劳试验钢中存在大量残余奥氏体，应力幅350 MPa下疲劳后残余奥氏体含量明显减少，应力幅增至550 MPa时残余奥氏体含量进一步减少，仅有少量残余奥氏体零星分布在贝氏体铁素体板条之间，其尺寸在200~600 nm（受EBSD分辨率的影响，部分薄膜状残余奥氏体无法识别）。核平均取向差（KAM）通常用于分析材料变形后局部应变分布[13]，KAM值越大说明变形越严重。未疲劳试验钢中的应变均匀分布于贝氏体铁素体板条中，疲劳后应变向贝氏体铁素体板条交界处集中，并且随着应力幅增大，板条界处应力集中的现象越明显。 

图  9  未疲劳和不同应力幅下疲劳后试验钢的相图与KAM图

Figure  9.  Phase maps (a–c) and KAM maps (d–f) of test steel before (a, d) and after fatigue at different stress amplitudes (b–c, e–f)

图10（b）中黑圈代表残余奥氏体，箭头指向位置代表应变较高位置。由图10可知：550 MPa应力幅下疲劳后残余奥氏体的KAM值相较于贝氏体铁素体更高，这说明在疲劳过程中，残余奥氏体比贝氏体铁素体更容易发生变形；贝氏体铁素体和残余奥氏体边界处的KAM值较高。疲劳过程中，残余奥氏体会发生马氏体相变，体积发生膨胀，诱发局部塑性变形，导致贝氏体铁素体和残余奥氏体边界处存在较高的KAM值[8]。 

图  10  550 MPa应力幅下疲劳后试验钢的相图与KAM图放大

Figure  10.  Enlarged phase maps (a) and enlarged KAM maps (b) of test steel after fatigue at stress amplitude of 550 MPa

图11中黑色区域代表残余奥氏体。由图11可知，高施密特因子的贝氏体铁素体板条之间几乎不存在残余奥氏体，低施密特因子的贝氏体铁素体板条束包围着未发生相变的残余奥氏体晶粒（方框所示）。被高施密特因子板条包围的残余奥氏体容易发生相变，这是因为沿板条方向至少存在一个高施密特因子滑移系，使得位于板条末端的奥氏体晶粒更容易受到沿板条滑移系传递的变形的影响，同时贝氏体铁素体与残余奥氏体边界处的局部应变较高，导致应力无法有效释放，进而在该边界处形成应力集中，上述两种因素的共同作用，促使高施密特因子板条间的残余奥氏体转变为马氏体[14]。稳定性较低的残余奥氏体在循环加载过程中变形时，会发生应力诱发相变生成马氏体，释放应力，钝化裂纹尖端，从而降低裂纹的扩展速率，阻碍裂纹的扩展[15]；这有利于疲劳性能的提升。 

图  11  350 MPa应力幅下疲劳后试验钢的施密特因子图

Figure  11.  Schmid factor map of test steel after fatigue at stress amplitude of 350 MPa

3.   结论

（1）在拉压循环载荷作用下，无碳化物贝氏体钢中残余奥氏体发生转变的临界应力幅为300 MPa。与未疲劳试验钢相比，在小于300 MPa应力幅下疲劳后试验钢中的残余奥氏体含量基本不变，硬度也基本不变；在大于300 MPa应力幅下疲劳后残余奥氏体因应力诱发转变为马氏体，残余奥氏体含量下降，试验钢硬度提高。 

（2）相同应力水平下随着循环加载过程的进行（循环次数增加），试验钢中的残余奥氏体含量减少。疲劳后试验钢中残余奥氏体的KAM值高于贝氏体铁素体，在疲劳过程中残余奥氏体比贝氏体铁素体更易发生塑性变形。相较于低施密特因子贝氏体铁素体板条间的残余奥氏体，高施密特因子贝氏体铁素体板条间的残余奥氏体更易转变为马氏体。

文章来源——材料与测试网