铁素体和珠光体含量影响变形过程的原位研究

第36卷第8期 北京科技大学学报 Vol.36 No.8 2014年8月 Journal of University of Science and Technology Beijing Aug.2014 铁素体和珠光体含量影响变形过程的原位研究 段桂花，张平，李金许四，宿彦京，乔利杰 北京科技大学腐蚀与防护中心环境断裂教育部重点实验室，北京100083 ☒通信作者，E-mail:jxi65@ush.cdu.cm 摘要在扫描电镜下原位观察了两种钢的拉伸变形过程，两种钢分别为以铁素体为主、含少量珠光体的纯净高强钢和以珠 光体为主、含少量先共析铁素体的车轮钢。纯净钢拉伸时，不论试样厚度满足平面应变与否，均以铁素体的滑移变形为主，并 最终导致韧性开裂，裂纹连续扩展，少量的珠光体对整个变形断裂过程几乎没有影响：断口呈现韧窝状.对于车轮钢，当试样 厚度很薄不满足平面应变条件时，尽管先共析铁素体很少，拉伸时，仍以先共析铁素体的变形为先导过程，并在先共析铁素体 与珠光体的界面处优先开裂，成为不连续微裂纹，断口呈现韧窝和准解理两种混合特征：当试样厚度满足平面应变条件时，则 以珠光体中渗碳体片层的脆性开裂为主，断口呈现准解理特征. 关键词高强钢：车轮钢：铁素体：珠光体；原位拉伸：塑性变形 分类号TG142.1 In situ studies on the effect of ferrite and pearlite contents on the deformation process DUAN Gui-hua,ZHANG Ping,LI Jin-u,SU Yan-jing,QIAO Li-jie Key Laboratory of the Ministry of Education (MOE)for Environmental Fracture,Corrosion and Protection Center,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:jxli65@ustb.edu.cn ABSTRACT In situ tensile tests in a scanning electron microscope (SEM)were carried out using single-edge notched specimens for two types of steels:a pure high-strength steel (HSS)composed mainly of ferrite and a small amount of pearlite,and a wheel steel composed mainly of pearlite and a small amount of proeutectoid ferrite.Regardless of the specimen thickness meeting the plane strain condition or not,the process of deformation and cracking for the pure HSS starts at ferrite slip,then continuously propagates and finally results in ductile fracture;the small amount of pearlite has nearly no impact on the overall deformation process:and the fracture surface is composed of dimples.However,for the wheel steel,when the specimen thickness is thin,which means that it does not meet the plane strain condition,plastic deformation occurs firstly in proeutectoid ferrite,even though its amount is very small,and then microc- racks initiate and grow along the interface of proeutectoid ferrite and the pearlite colony,and finally evolves into discontinuous microc- racks.The fracture surface fractograph presents both dimple and quasi-cleavage characteristics.For a wheel steel specimen with the thickness meeting plane strain condition,plastic deformation and cracking mainly occurs in the pearlite colony,which results in cleav- age fracture KEY WORDS high-strength steel (HSS):wheel steel:ferrite;pearlite;in-situ tensile testing:plastic deformation 铁素体（或先共析铁素体）和珠光体是钢中最 含碳量高于0.6%的车轮钢，主要由大量的珠光体 常见的两种微观组织，并依据含碳量不同而占有不 和少量的铁素体组成.由于珠光体是由铁素体和渗 同的比例.对于含碳量低于0.2%（质量分数）的纯 碳体的片层组成，而渗碳体的硬度比铁素体高很多， 净高强钢，由大量的铁素体和少量的珠光体组成. 因此珠光体的硬度高于铁素体.对铁素体钢，基体 收稿日期：20130605 基金项目“油气藏地质及开发工程”国家重点实验室（西南石油大学）资助项目(PLN1204):国家自然科学基金资助项目(51171024) DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.08.007:http://journals.ustb.edu.cn

第 36 卷 第 8 期 2014 年 8 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 8 Aug． 2014 铁素体和珠光体含量影响变形过程的原位研究 段桂花，张 平，李金许，宿彦京，乔利杰 北京科技大学腐蚀与防护中心环境断裂教育部重点实验室，北京 100083  通信作者，E-mail: jxli65@ ustb． edu． cn 摘 要 在扫描电镜下原位观察了两种钢的拉伸变形过程，两种钢分别为以铁素体为主、含少量珠光体的纯净高强钢和以珠 光体为主、含少量先共析铁素体的车轮钢． 纯净钢拉伸时，不论试样厚度满足平面应变与否，均以铁素体的滑移变形为主，并 最终导致韧性开裂，裂纹连续扩展，少量的珠光体对整个变形断裂过程几乎没有影响; 断口呈现韧窝状． 对于车轮钢，当试样 厚度很薄不满足平面应变条件时，尽管先共析铁素体很少，拉伸时，仍以先共析铁素体的变形为先导过程，并在先共析铁素体 与珠光体的界面处优先开裂，成为不连续微裂纹，断口呈现韧窝和准解理两种混合特征; 当试样厚度满足平面应变条件时，则 以珠光体中渗碳体片层的脆性开裂为主，断口呈现准解理特征． 关键词 高强钢; 车轮钢; 铁素体; 珠光体; 原位拉伸; 塑性变形 分类号 TG 142. 1 In situ studies on the effect of ferrite and pearlite contents on the deformation process DUAN Gui-hua，ZHANG Ping，LI Jin-xu ，SU Yan-jing，QIAO Li-jie Key Laboratory of the Ministry of Education ( MOE) for Environmental Fracture，Corrosion and Protection Center，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China  Corresponding author，E-mail: jxli65@ ustb． edu． cn ABSTＲACT In situ tensile tests in a scanning electron microscope ( SEM) were carried out using single-edge notched specimens for two types of steels: a pure high-strength steel ( HSS) composed mainly of ferrite and a small amount of pearlite，and a wheel steel composed mainly of pearlite and a small amount of proeutectoid ferrite． Ｒegardless of the specimen thickness meeting the plane strain condition or not，the process of deformation and cracking for the pure HSS starts at ferrite slip，then continuously propagates and finally results in ductile fracture; the small amount of pearlite has nearly no impact on the overall deformation process; and the fracture surface is composed of dimples． However，for the wheel steel，when the specimen thickness is thin，which means that it does not meet the plane strain condition，plastic deformation occurs firstly in proeutectoid ferrite，even though its amount is very small，and then microc￾racks initiate and grow along the interface of proeutectoid ferrite and the pearlite colony，and finally evolves into discontinuous microc￾racks． The fracture surface fractograph presents both dimple and quasi-cleavage characteristics． For a wheel steel specimen with the thickness meeting plane strain condition，plastic deformation and cracking mainly occurs in the pearlite colony，which results in cleav￾age fracture． KEY WOＲDS high-strength steel ( HSS) ; wheel steel; ferrite; pearlite; in-situ tensile testing; plastic deformation 收稿日期: 2013--06--05 基金项目: “油气藏地质及开发工程”国家重点实验室( 西南石油大学) 资助项目( PLN1204) ; 国家自然科学基金资助项目( 51171024) DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 08． 007; http: / /journals． ustb． edu． cn 铁素体( 或先共析铁素体) 和珠光体是钢中最 常见的两种微观组织，并依据含碳量不同而占有不 同的比例． 对于含碳量低于 0. 2% ( 质量分数) 的纯 净高强钢，由大量的铁素体和少量的珠光体组成． 含碳量高于 0. 6% 的车轮钢，主要由大量的珠光体 和少量的铁素体组成． 由于珠光体是由铁素体和渗 碳体的片层组成，而渗碳体的硬度比铁素体高很多， 因此珠光体的硬度高于铁素体． 对铁素体钢，基体

第8期 段桂花等：铁素体和珠光体含量影响变形过程的原位研究 ·1033· 比第二相更软，而对珠光体钢，则基体往往比第二相 620℃等温5h后粗加工，经870℃淬火后在500℃ (如先共析铁素体)更硬.钢的微观组织结构不同， 回火4h再精加工.车轮钢的主要力学性能为：屈服 变形断裂过程也不同.铁素体为单纯的体心立方结 强度σ.=575MPa,抗拉强度o=960MPa,延伸率 构，而珠光体由于是片层组织且有不同的取向，使得 8=25%,断裂韧性Kc=56.9MPam1n 其变形更加复杂.到目前为止，微结构（如铁素体的 从纯净钢的钢板上和车轮钢的轮辋部位，分别 含量及分布，珠光体的形貌及片层间距)对钢的服 切取带单边缺口的工字形板状拉伸试样，中心部分 役寿命的影响并不十分清楚，有必要研究拉伸或疲 尺寸为5mm×10mm,缺口深约2mm,缺口半径为 劳时裂纹形核、扩展和微结构的相关性.例如，对车 0.15mm.纯净钢试样的厚度约为1.0mm,车轮钢的 轮钢的原位观察表明，疲劳裂纹在先共析铁素体中 厚度为0.5mm. 形核并沿品界上网状铁素体扩展，疲劳裂纹往往受 金相组织观察前用5%硝酸乙醇溶液进行金相 阻于珠光体山.若如此，则降低或细化先共析铁素 侵蚀.拉伸试样用1200#水砂纸机械抛光后，再在 体将有助于提高车轮钢的抗开裂性能.国内外己有 5%高氯酸乙醇溶液中电解抛光.然后将试样夹持 很多人在扫描电镜下对各种材料进行了原位拉 在JSM5800型扫描电镜配备的TEOL动态拉伸台 伸，研究了不同材料局部塑性变形以及裂纹形 上，通过手动螺旋逐步加载，跟踪观察加载过程中的 核、扩展和组织结构的关系.本文将通过对含碳量 组织变形及裂纹的形核、扩展过程，并用二次电子像 较低的纯净高强厚板钢（以下简称纯净钢）和含碳 摄照.拉断后对试样断口进行观察.由于TEOL动 量较高的车轮钢的原位拉伸，揭示铁素体和珠光体 态拉伸台的加载能力最大为1.96N,而两种试样的 两种组织不同含量如何影响钢的变形和开裂过程. 强度不同，所以选取不同的试样厚度 对于缺口试样，应力场强度因子为K=σY√a. 1 实验材料和方法 式中σ为试样所受应力，MPa;Y为与裂纹形状、加 纯净钢的化学成分（质量分数)为：0.145%C, 载方式以及试样几何相关的因子：a为裂纹长度，m. 1.4%Mn,0.296%Si,0.001%P,0.005%S, 对于无限大试样中心贯穿裂纹，Y=√石，则K= 0.01%Cu,0.015%Nb,0.02%Ni,0.02%Cr,其 σ√Ta,K,和外加应力以及裂纹长度有关 余为F.采用一般的控制轧制工艺：先高温热轧，在 利用Hysitron公司的Tribolndenter”纳米压痕 板坯轧制到68mm的时候待温度降到900℃后，再 仪，对两种钢进行了微区硬度和模量测试 进行第二阶段轧制.纯净钢的主要力学性能：屈服 强度g.=338MPa,抗拉强度σb=520MPa,延伸率 2实验结果 6=22%,条件断裂韧性K0=53.7 MPa-m回. 2.1微观组织 车轮钢的成分（质量分数)为：0.62%C, 图1(a)为纯净钢和车轮钢的微观组织扫描电 0.29%Si,0.74%Mn,0.18%Cr,0.015%P, 镜(scanning electron microscopy,SEM)照片.可以 0.011%S,0.005%Al,其余为Fe.热轧车轮钢经 明显的看出，纯净钢以铁素体相为主，有少量的珠光 a (b) 10m 图1钢的微观组织扫描电镜像，灰黑色为铁素体或先共析铁素体，浅色为珠光体.()纯净钢：(b)车轮钢 Fig.1 SEM microstructures of test steels,which are all composed of pearlite (bright areas)and proeutectoid ferrite (dark gray regions):(a)pure HSS:(b)wheel steel

第 8 期 段桂花等: 铁素体和珠光体含量影响变形过程的原位研究 比第二相更软，而对珠光体钢，则基体往往比第二相 ( 如先共析铁素体) 更硬． 钢的微观组织结构不同， 变形断裂过程也不同． 铁素体为单纯的体心立方结 构，而珠光体由于是片层组织且有不同的取向，使得 其变形更加复杂． 到目前为止，微结构( 如铁素体的 含量及分布，珠光体的形貌及片层间距) 对钢的服 役寿命的影响并不十分清楚，有必要研究拉伸或疲 劳时裂纹形核、扩展和微结构的相关性． 例如，对车 轮钢的原位观察表明，疲劳裂纹在先共析铁素体中 形核并沿晶界上网状铁素体扩展，疲劳裂纹往往受 阻于珠光体［1］． 若如此，则降低或细化先共析铁素 体将有助于提高车轮钢的抗开裂性能． 国内外已有 很多人在扫描电镜下对各种材料进行了原位拉 伸［2--11］，研究了不同材料局部塑性变形以及裂纹形 核、扩展和组织结构的关系． 本文将通过对含碳量 较低的纯净高强厚板钢( 以下简称纯净钢) 和含碳 量较高的车轮钢的原位拉伸，揭示铁素体和珠光体 两种组织不同含量如何影响钢的变形和开裂过程． 图 1 钢的微观组织扫描电镜像，灰黑色为铁素体或先共析铁素体，浅色为珠光体． ( a) 纯净钢; ( b) 车轮钢 Fig． 1 SEM microstructures of test steels，which are all composed of pearlite ( bright areas) and proeutectoid ferrite ( dark gray regions) : ( a) pure HSS; ( b) wheel steel 1 实验材料和方法 纯净钢的化学成分( 质量分数) 为: 0. 145% C， 1. 4% Mn，0. 296% Si，0. 001% P，0. 005% S， 0. 01% Cu，0. 015% Nb，0. 02% Ni，0. 02% Cr，其 余为 Fe． 采用一般的控制轧制工艺: 先高温热轧，在 板坯轧制到 68 mm 的时候待温度降到 900 ℃ 后，再 进行第二阶段轧制． 纯净钢的主要力学性能: 屈服 强度 σs = 338 MPa，抗拉强度 σb = 520 MPa，延伸率 δ = 22% ，条件断裂韧性 KIQ = 53. 7 MPa·m1 /2［12］． 车轮 钢 的 成 分 ( 质 量 分 数) 为: 0. 62% C， 0. 29% Si，0. 74% Mn，0. 18% Cr，0. 015% P， 0. 011% S，0. 005% Al，其余为 Fe． 热轧车轮钢经 620 ℃等温 5 h 后粗加工，经 870 ℃ 淬火后在 500 ℃ 回火 4 h 再精加工． 车轮钢的主要力学性能为: 屈服 强度 σs = 575 MPa，抗拉强度 σb = 960 MPa，延伸率 δ = 25% ，断裂韧性 KIC = 56. 9 MPa·m1 /2［13］． 从纯净钢的钢板上和车轮钢的轮辋部位，分别 切取带单边缺口的工字形板状拉伸试样，中心部分 尺寸为 5 mm × 10 mm，缺口深约 2 mm，缺口半径为 0. 15 mm． 纯净钢试样的厚度约为 1. 0 mm，车轮钢的 厚度为 0. 5 mm． 金相组织观察前用 5% 硝酸乙醇溶液进行金相 侵蚀． 拉伸试样用 1200 #水砂纸机械抛光后，再在 5% 高氯酸乙醇溶液中电解抛光． 然后将试样夹持 在 JSM 5800 型扫描电镜配备的 TEOL 动态拉伸台 上，通过手动螺旋逐步加载，跟踪观察加载过程中的 组织变形及裂纹的形核、扩展过程，并用二次电子像 摄照． 拉断后对试样断口进行观察． 由于 TEOL 动 态拉伸台的加载能力最大为 1. 96 N，而两种试样的 强度不同，所以选取不同的试样厚度． 对于缺口试样，应力场强度因子为 KI = σY a槡． 式中 σ 为试样所受应力，MPa; Y 为与裂纹形状、加 载方式以及试样几何相关的因子; a 为裂纹长度，m． 对于无限大试样中心贯穿裂纹，Y = 槡π，则 KI = σ 槡πa，KI 和外加应力以及裂纹长度有关． 利用 Hysitron 公司的 TriboIndenter 纳米压痕 仪，对两种钢进行了微区硬度和模量测试． 2 实验结果 2. 1 微观组织 图 1( a) 为纯净钢和车轮钢的微观组织扫描电 镜( scanning electron microscopy，SEM) 照片． 可以 明显的看出，纯净钢以铁素体相为主，有少量的珠光 · 3301 ·

·1034 北京科技大学学报 第36卷 体，并且珠光体靠近铁素体的相界.铁素体平均晶 (体积分数)铁素体+5%（体积分数）珠光体，而车 粒尺寸为20~30m.图1(b)为车轮钢形貌，由细 轮钢的组织约为92%（体积分数)珠光体+8%（体 小的珠光体以及条带状的先共析铁素体组成，先共 积分数)先共析铁素体 析铁素体不连续分布在原始奥氏体晶界以及珠光体 2.2纳米压痕力学性能 团的边界.原始奥氏体晶粒尺寸约50~60μm.由 利用纳米压痕仪分别对两种钢的组成相分别进 珠光体的片层状结构可以看出，其内部铁素体渗碳 行微区纳米压痕测试，每相压入6~8个点，图2显 体片层取向复杂.利用定量金相法对两种钢的相含 示了在两种钢中铁素体和珠光体相内部的载荷一位 量进行分析.结果表明，纯净钢的组织约为95% 移曲线，测得的硬度和弹性模量值如表1. 350 1200 a b) 300 1铁素体 1000 一1先共析铁素体 一2珠光体 一2珠光体 250 800 200- 600 150 400- 100 50 200 10152025 30 35 01020304050607080 位移m 位移/mm 图2纯净钢(a)和车轮钢(b)的载荷-位移曲线 Fig.2 Load-displacement curves of the pure HSS (a)and wheel steel (b) 表1纯净钢和车轮钢微观组成相的纳米硬度和简约模量 时缺口顶端出现微裂尖C,而此时珠光体团P没有 Table 1 Nanohardness and reduced modulus of phase compositions in 明显变化，如图3(b).进一步加大载荷至K= the two steels 38.56MPam2,形变带S加宽，同时珠光体团P中 纳米硬度 简约模量， 钢种 相成分 一条白色的滑移带横贯其中，该滑移带下方的珠光 H/CPa E,/GPa 体片层间距增大，如图3(c).再继续加载到K= 铁素体 4.1±0.1 196.5±4.4 纯净钢 珠光体 40.47MPa·m2,珠光体团P中滑移带下方的渗碳 4.3±0.3 198.2±4.5 体片层被完全拉开破碎，只剩下渗碳体的点状物，片 先共析铁素体 4.1±0.1 206.6±4.1 车轮钢 层状组织不复存在，并在缺口顶端形成张开的微裂 珠光体 5.7±0.2 216.9±5.2 尖C2,如图3（d).再进一步加大载荷到K= 由表1可以看出，两种钢中的铁素体或先共析 58.43MPam2,主裂纹形成，主裂尖C前方所有铁 铁素体的硬度基本相同，且都小于珠光体的硬度，这 素体均发生严重塑性变形，在裂尖C的上方，可看 是可以理解的，因为它们都是bcc的aFe.但是，纯 到被拉伸破碎的渗碳体片层，如图3()；对主裂纹 净钢中珠光体的硬度比车轮钢中要小，可能是由于 前方较远处一珠光体团放大，观察发现，由于拉伸变 纯净钢中的珠光体含量很少，珠光体团尺寸也较小， 形，处于表层的珠光体团裂开，渗碳体片层破碎，露 所以表面为珠光体的地方，下方有可能是铁素体，所 出下方己发生严重塑性变形的铁素体组织，如 以压痕周围的塑性区可能包含着铁素体，因而造成 图3()中F处.由此也可以证明在用压痕法测纯 表观硬度值较低：而车轮钢以珠光体为主，所以压痕 净钢中珠光体的硬度时受到了下层铁素体的影响， 的塑性区可全部处在珠光体内，因而硬度值较大 因而硬度值较小. 2.3纯净钢的拉伸变形及微裂纹形核 由上述拉伸变形过程可以看出，在纯净钢的变 加载初始阶段(980N,对应的K,=36.98MPa· 形中，变形主要发生在铁素体中.铁素体具有体心 m2),缺口处的铁素体首先发生塑性变形，晶粒内 立方结构，有多个滑移系，容易发生交滑移，具有良 部产生滑移带S,如图3(a),其中P为缺口前方不 好的滑移变形能力和变形协调性，因而拉伸时，在缺 远处的一个珠光体团.继续加载到K,=37.54MPa· 口前方的铁素体品粒可以发生很大的塑性变形并相 m2,滑移带S逐渐发展并加宽累积成一形变带，同 互协调，最终导致像图3()那样，裂尖前下方有大

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 体，并且珠光体靠近铁素体的相界． 铁素体平均晶 粒尺寸为 20 ～ 30 μm． 图 1( b) 为车轮钢形貌，由细 小的珠光体以及条带状的先共析铁素体组成，先共 析铁素体不连续分布在原始奥氏体晶界以及珠光体 团的边界． 原始奥氏体晶粒尺寸约 50 ～ 60 μm． 由 珠光体的片层状结构可以看出，其内部铁素体渗碳 体片层取向复杂． 利用定量金相法对两种钢的相含 量进行分析． 结果表明，纯净钢的组织约为 95% ( 体积分数) 铁素体 + 5% ( 体积分数) 珠光体，而车 轮钢的组织约为 92% ( 体积分数) 珠光体 + 8% ( 体 积分数) 先共析铁素体． 2. 2 纳米压痕力学性能 利用纳米压痕仪分别对两种钢的组成相分别进 行微区纳米压痕测试，每相压入 6 ～ 8 个点，图 2 显 示了在两种钢中铁素体和珠光体相内部的载荷--位 移曲线，测得的硬度和弹性模量值如表 1． 图 2 纯净钢( a) 和车轮钢( b) 的载荷--位移曲线 Fig． 2 Load-displacement curves of the pure HSS ( a) and wheel steel ( b) 表 1 纯净钢和车轮钢微观组成相的纳米硬度和简约模量 Table 1 Nanohardness and reduced modulus of phase compositions in the two steels 钢种 相成分 纳米硬度， Hn /GPa 简约模量， Er /GPa 纯净钢 铁素体 4. 1 ± 0. 1 196. 5 ± 4. 4 珠光体 4. 3 ± 0. 3 198. 2 ± 4. 5 车轮钢 先共析铁素体 4. 1 ± 0. 1 206. 6 ± 4. 1 珠光体 5. 7 ± 0. 2 216. 9 ± 5. 2 由表 1 可以看出，两种钢中的铁素体或先共析 铁素体的硬度基本相同，且都小于珠光体的硬度，这 是可以理解的，因为它们都是 bcc 的 α-Fe． 但是，纯 净钢中珠光体的硬度比车轮钢中要小，可能是由于 纯净钢中的珠光体含量很少，珠光体团尺寸也较小， 所以表面为珠光体的地方，下方有可能是铁素体，所 以压痕周围的塑性区可能包含着铁素体，因而造成 表观硬度值较低; 而车轮钢以珠光体为主，所以压痕 的塑性区可全部处在珠光体内，因而硬度值较大． 2. 3 纯净钢的拉伸变形及微裂纹形核 加载初始阶段( 980 N，对应的 KI = 36. 98 MPa· m1 /2 ) ，缺口处的铁素体首先发生塑性变形，晶粒内 部产生滑移带 S，如图 3( a) ，其中 P 为缺口前方不 远处的一个珠光体团． 继续加载到 KI = 37. 54 MPa· m1 /2，滑移带 S 逐渐发展并加宽累积成一形变带，同 时缺口顶端出现微裂尖 C1，而此时珠光体团 P 没有 明显变化，如 图 3 ( b) ． 进一步加大载荷至 KI = 38. 56 MPa·m1 /2，形变带 S 加宽，同时珠光体团 P 中 一条白色的滑移带横贯其中，该滑移带下方的珠光 体片层间距增大，如图 3 ( c) ． 再继续加载到 KI = 40. 47 MPa·m1 /2，珠光体团 P 中滑移带下方的渗碳 体片层被完全拉开破碎，只剩下渗碳体的点状物，片 层状组织不复存在，并在缺口顶端形成张开的微裂 尖 C2，如 图 3 ( d ) ． 再 进 一 步 加 大 载 荷 到 KI = 58. 43 MPa·m1 /2，主裂纹形成，主裂尖 C 前方所有铁 素体均发生严重塑性变形，在裂尖 C 的上方，可看 到被拉伸破碎的渗碳体片层，如图 3( e) ; 对主裂纹 前方较远处一珠光体团放大，观察发现，由于拉伸变 形，处于表层的珠光体团裂开，渗碳体片层破碎，露 出下方已发生严重塑性变形的铁素体组织，如 图 3( f) 中 F 处． 由此也可以证明在用压痕法测纯 净钢中珠光体的硬度时受到了下层铁素体的影响， 因而硬度值较小． 由上述拉伸变形过程可以看出，在纯净钢的变 形中，变形主要发生在铁素体中． 铁素体具有体心 立方结构，有多个滑移系，容易发生交滑移，具有良 好的滑移变形能力和变形协调性，因而拉伸时，在缺 口前方的铁素体晶粒可以发生很大的塑性变形并相 互协调，最终导致像图 3( e) 那样，裂尖前下方有大 · 4301 ·

第8期 段桂花等：铁素体和珠光体含量影响变形过程的原位研究 ·1035· 面积的严重塑性变形区，图中G,、G,和G是三个己 形时与拉伸方向垂直的片层间距增大（如图3(c) 被拉长的铁素体晶粒，每个品粒中都分布着一排排 中P处)；而与拉伸方向平行的片层受剪切变形而 大约平行的波浪形滑移台阶，是典型的bcc结构中 发生碎化（如图3(）中的F处)，这种取向的珠光 铅笔式滑移，之间的白亮色脊背线是铁素体晶粒间 体片层对变形起到一定的阻碍作用.这种结构在 的晶界 保证材料优异韧性的同时，在某种程度上提高了 同时也可以看出：珠光体团中片层取向复杂，变 材料强度. 50 um 50m (a (c) (e) () 图3纯净钢缺口试样拉伸时塑形变形及裂纹的形核扩展过程.(a)980N,K1=36.98MPa"m2,产生局部塑性变形带：(b)K1=37.54MPa m2:(c)K1=38.56MPa·m2:(d)K1=40.47MPa·mP:(e)失稳扩展，K1=58.43 MPa-mR:(0主裂纹前方一变形开裂的珠光体F Fig.3 In situ SEM micrographs on the processes of plastic deformation and cracking in the pure HSS sample with a notch:(a)980 N,K= 36.98 MPa*m,localized plastic deformation slip appearing:(b)K1=37.54 MPa"m (c)K=38.56 MPa"m (d)K=40.47 MPa"m; (e)K=58.43 MPam,unstable and rapid propagation:(f a pearlite colony,F,separated in front of the main crack

第 8 期 段桂花等: 铁素体和珠光体含量影响变形过程的原位研究 面积的严重塑性变形区，图中 G1、G2和 G3是三个已 被拉长的铁素体晶粒，每个晶粒中都分布着一排排 图 3 纯净钢缺口试样拉伸时塑形变形及裂纹的形核扩展过程． ( a) 980 N，KI = 36. 98 MPa·m1 /2，产生局部塑性变形带; ( b) KI = 37. 54 MPa· m1 /2 ; ( c) KI = 38. 56 MPa·m1 /2 ; ( d) KI = 40. 47 MPa·m1 /2 ; ( e) 失稳扩展，KI = 58. 43 MPa·m1 /2 ; ( f) 主裂纹前方一变形开裂的珠光体 F Fig． 3 In situ SEM micrographs on the processes of plastic deformation and cracking in the pure HSS sample with a notch: ( a) 980 N，KI = 36. 98 MPa·m1 /2，localized plastic deformation slip appearing; ( b) KI = 37. 54 MPa·m1 /2 ; ( c) KI = 38. 56 MPa·m1 /2 ; ( d) KI = 40. 47 MPa·m1 /2 ; ( e) KI = 58. 43 MPa·m1 /2，unstable and rapid propagation; ( f) a pearlite colony，F，separated in front of the main crack 大约平行的波浪形滑移台阶，是典型的 bcc 结构中 铅笔式滑移，之间的白亮色脊背线是铁素体晶粒间 的晶界． 同时也可以看出: 珠光体团中片层取向复杂，变 形时与拉伸方向垂直的片层间距增大( 如图 3( c) 中 P 处) ; 而与拉伸方向平行的片层受剪切变形而 发生碎化( 如图 3( f) 中的 F 处) ，这种取向的珠光 体片层对变形起到一定的阻碍作用． 这种结构在 保证材料优异韧性的同时，在某种程度上提高了 材料强度． · 5301 ·

·1036 北京科技大学学报 第36卷 2.4车轮钢的拉伸变形及微裂纹形核 使得二者更加容易区分，这为在电解抛光表面分辨 拉伸开始(1054N,K,=110.0MPa·m2)时，缺 先共析铁素体和珠光体提供了方便.升高载荷至 口顶端附近的先共析铁素体首先发生塑性变形，如 1126N(K,=119.8MPam2)时，由于缺口顶端附 图4(a)是加载初期缺口顶端的形貌，其中F,、F2、 近的先共析铁素体严重变形，而珠光体的变形较小， F,、F,和F几个白色亮带是一些沿原奥氏体晶界的 使得先共析铁素体与珠光体的界面发生剪切开裂， 先共析铁素体，已发生塑形变形：放大后发现变形带 并与缺口相连形成主裂纹C,同时在主裂纹前端的 己布满F,处的先共析铁素体，其下方一较小的先共 铁素体形变带中又形成一些孤立的不连续微裂纹， 析铁素体已开裂成一个微裂纹C,如图4(b),此时 如C2、C,和C4,见图4(c),此时F,处的先共析铁素 在某些珠光体内的铁素体中也产生了塑形变形，如 体与其上面的珠光体界面也己发生开裂，形成微裂 P1·这里要补充说明的是，在受到较小的拉伸载荷 纹；不连续微裂纹C,和C,的放大如图4(d)所示，同 时，由于先共析铁素体和珠光体滑移变形能力不同， 时可以看到更小的微裂纹C,· 50μm 10μm 50m 20μm (e) 图4车轮钢缺口试样拉伸时塑形变形及裂纹的形核扩展过程.(a)变形初期，l054N,K,=110 MPa-mR2:(b)图(a)的局部放大：(c)主 裂纹形成后，1126N,K=119.8MPam2:(d)图(c)的局部放大 Fig.4 In situ SEM micrographs on the processes of plastic deformation and cracking in the wheel steel sample with a notch:(a)initial deformation stage,1054N,K=110 MPa*m (b)local enlarged area in (a):(e)after main crack formation,1126 N.K=119.8 MPa-m (d)local enlarged area in (c) 上述拉伸过程说明，尽管车轮钢以珠光体组织 发生开裂，形成微裂纹，造成车轮钢的裂纹形核扩展 为绝大多数相，先共析铁素体很少，但拉伸开始时， 呈现出不连续的特点. 变形也是首先发生在先共析铁素体上.由于先共析 2.5断口形貌 铁素体的不连续分布，造成变形带在材料中的不连 对于纯净钢试样（厚度约1mm),断口呈现典型 续，试样表面呈现出一条条亮带，放大后可以看到这 的韧窝状特征，如图5(a),这与纯净钢以bcc结构 些亮带都是先共析铁素体析出的地方.变形累积到 的aFe所具有的高度变形能力相对应.对车轮钢 “定程度，在先共析铁素体与珠光体的界面处首先 试样（厚度0.5mm),断口上有撕裂形、呈条带状分

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 2. 4 车轮钢的拉伸变形及微裂纹形核 拉伸开始( 1054 N，KI = 110. 0 MPa·m1 /2 ) 时，缺 口顶端附近的先共析铁素体首先发生塑性变形，如 图 4( a) 是加载初期缺口顶端的形貌，其中 F1、F2、 F3、F4和 F5几个白色亮带是一些沿原奥氏体晶界的 先共析铁素体，已发生塑形变形; 放大后发现变形带 已布满 F1处的先共析铁素体，其下方一较小的先共 析铁素体已开裂成一个微裂纹 C1，如图 4( b) ，此时 在某些珠光体内的铁素体中也产生了塑形变形，如 PF1 ． 这里要补充说明的是，在受到较小的拉伸载荷 时，由于先共析铁素体和珠光体滑移变形能力不同， 使得二者更加容易区分，这为在电解抛光表面分辨 先共析铁素体和珠光体提供了方便． 升高载荷至 1126 N ( KI = 119. 8 MPa·m1 /2 ) 时，由于缺口顶端附 近的先共析铁素体严重变形，而珠光体的变形较小， 使得先共析铁素体与珠光体的界面发生剪切开裂， 并与缺口相连形成主裂纹 C，同时在主裂纹前端的 铁素体形变带中又形成一些孤立的不连续微裂纹， 如 C2、C3和 C4，见图 4( c) ，此时 F1处的先共析铁素 体与其上面的珠光体界面也已发生开裂，形成微裂 纹; 不连续微裂纹 C2和 C3的放大如图 4( d) 所示，同 时可以看到更小的微裂纹 C5 ． 图 4 车轮钢缺口试样拉伸时塑形变形及裂纹的形核扩展过程． ( a) 变形初期，1054 N，KI = 110 MPa·m1 /2 ; ( b) 图( a) 的局部放大; ( c) 主 裂纹形成后，1126 N，KI = 119. 8 MPa·m1 /2 ; ( d) 图( c) 的局部放大 Fig． 4 In situ SEM micrographs on the processes of plastic deformation and cracking in the wheel steel sample with a notch: ( a) initial deformation stage，1054 N，KI = 110 MPa·m1 /2 ; ( b) local enlarged area in ( a) ; ( c) after main crack formation，1126 N，KI = 119. 8 MPa·m1 /2 ; ( d) local enlarged area in ( c) ． 上述拉伸过程说明，尽管车轮钢以珠光体组织 为绝大多数相，先共析铁素体很少，但拉伸开始时， 变形也是首先发生在先共析铁素体上． 由于先共析 铁素体的不连续分布，造成变形带在材料中的不连 续，试样表面呈现出一条条亮带，放大后可以看到这 些亮带都是先共析铁素体析出的地方． 变形累积到 一定程度，在先共析铁素体与珠光体的界面处首先 发生开裂，形成微裂纹，造成车轮钢的裂纹形核扩展 呈现出不连续的特点． 2. 5 断口形貌 对于纯净钢试样( 厚度约 1 mm) ，断口呈现典型 的韧窝状特征，如图 5( a) ，这与纯净钢以 bcc 结构 的 α-Fe 所具有的高度变形能力相对应． 对车轮钢 试样( 厚度 0. 5 mm) ，断口上有撕裂形、呈条带状分 · 6301 ·

第8期 段桂花等：铁素体和珠光体含量影响变形过程的原位研究 ·1037· 布的韧窝区，如图5(b)中的浅亮色区域，这与变形 也伴有一些准解理区，这与不连续微裂纹贯穿珠光 主要沿先共析铁素体形核、扩展相对应；同时断口上 体时相对应. 4 20KU 16 012 图5扫描电镜拉伸试样断口形貌.(a)纯净钢（厚度1.0mm)：(b)车轮钢（厚度0.5mm) Fig.5 SEM micrographs of fracture surfaces:(a)pure HSS sample with 1.0 mm thickness;(b)wheel steel sample with 0.5 mm thickness 由此可见，无论是纯净钢还是车轮钢，当试样很 程遵循延性断裂机制.这一断裂过程并不受试样厚 薄时（平面应力状态），厚度不满足平面应变条件， 度的影响 即使材料中的韧性相（先共析铁素体）很少，变形也 尽管车轮钢中先共析铁素体含量很少，但对于 首先发生在其中，并通过这些韧性相的局部塑性导 厚度为0.5mm的试样，无论是加载的初始阶段 致开裂而形成微裂纹，从而在断口上出现韧性特征. (图4(a))还是主裂纹形成后（图4(c)),变形也是 2.6两种钢变形特点对比 首先发生在先共析铁素体上，形成不连续的形变带 由于组成相的化学成分和结构不同，先共析铁 一般认为，孔洞的形核是局部塑性变形不协调的结 素体和珠光体的弹性模量不一样，这样外部施加一 果，在较低的外载荷，即较低的主应变下，局部塑性 定的应力时在两个相内会产生不同的应变，从而导 变形就达到临界值，从而导致孔洞形核☒.由于珠 致界面处形变不协调，通过形成微裂纹加以释放. 光体与铁素体的变形能力差异巨大，在界面处形变 纯净钢的本质是碳在aFe中的固溶体即铁素 不协调而使得主应变达到临界值因而产生开裂，造 体，拥有bcc结构，具有多个易开动的滑移系，因而 成裂纹不连续形核和扩展的特点.这与车轮钢厚试 易变形，强度低.渗碳体是一种具有复杂结构的铁 样的加载开裂特征不同.笔者以前的工作表 碳间隙化合物，一般以Fe,C来表示.它具有很高的 明1,1)，对于厚度为30mm的车轮钢楔形加载 硬度，但塑性几乎为零 (wedge-open-oad,WOL)试样，断口绝大部分呈现 对于纯净钢试样，拉伸时缺口顶端有应力集中， 解理特征，只有很少部分有韧性撕裂特征，如图6， 此处的铁素体晶粒首先被拉长产生变形，晶粒内的 而解理特征的断口只有珠光体中的渗碳体开裂才会 位错滑移并运动到晶界处.有文献表明，拉伸时缺 出现.这表明对于厚试样，裂纹形核和扩展主要沿 口试样的最大主应变在缺口根部，如Lee等☒对 珠光体（或渗碳体界面）片层发生，材料中含有的少 1095钢测量了缺口半径为0.59mm试样缺口根部 量先共析铁素体在满足平面应变的条件下，不会优 的最大主应变，发现孔洞开始形核时对应的缺口根 先变形.由此看来，断口的形貌与试样的厚度密切 部最大主应变为0.13，裂纹开始形核对应的值为 相关. 0.36,它们和缺口曲率半径无关.沿试样中截面剖 为了进行验证，本文对于厚度为5mm的纯净钢 开后抛光侵蚀，发现孔洞优先沿特征滑移带形核. 试样拉伸后的断口也进行观察，结果与1mm厚试样 当位错滑移累积到一定程度后发生开裂（如图3(d) 相同，也是韧窝状断口.这是可以理解的，因为纯净 中C2),形成微裂纹.进一步加大载荷，会使得已 钢的主要组成相是铁素体，无论试样的厚度多大，满 形成的裂纹尖端处应力集中更大，从而形成裂纹连 足平面应变与否，拉伸时都是铁素体相滑移变形，积 续扩展的模式.当裂纹扩展路径上有珠光体时，珠 累到一定程度开裂，因而出现韧窝断口. 光体只能被动地随着周围铁素体而变形或剪切破 因此，当试样很薄时（平面应力条件），无论是 碎0，对整个裂纹扩展过程没有影响，因而断裂过 以珠光体组织为主的车轮钢，还是以铁素体组织为

第 8 期 段桂花等: 铁素体和珠光体含量影响变形过程的原位研究 布的韧窝区，如图 5( b) 中的浅亮色区域，这与变形 主要沿先共析铁素体形核、扩展相对应; 同时断口上 也伴有一些准解理区，这与不连续微裂纹贯穿珠光 体时相对应． 图 5 扫描电镜拉伸试样断口形貌． ( a) 纯净钢( 厚度 1. 0 mm) ; ( b) 车轮钢( 厚度 0. 5 mm) Fig． 5 SEM micrographs of fracture surfaces: ( a) pure HSS sample with 1. 0 mm thickness; ( b) wheel steel sample with 0. 5 mm thickness 由此可见，无论是纯净钢还是车轮钢，当试样很 薄时( 平面应力状态) ，厚度不满足平面应变条件， 即使材料中的韧性相( 先共析铁素体) 很少，变形也 首先发生在其中，并通过这些韧性相的局部塑性导 致开裂而形成微裂纹，从而在断口上出现韧性特征． 2. 6 两种钢变形特点对比 由于组成相的化学成分和结构不同，先共析铁 素体和珠光体的弹性模量不一样，这样外部施加一 定的应力时在两个相内会产生不同的应变，从而导 致界面处形变不协调，通过形成微裂纹加以释放． 纯净钢的本质是碳在 α-Fe 中的固溶体即铁素 体，拥有 bcc 结构，具有多个易开动的滑移系，因而 易变形，强度低． 渗碳体是一种具有复杂结构的铁 碳间隙化合物，一般以 Fe3C 来表示． 它具有很高的 硬度，但塑性几乎为零． 对于纯净钢试样，拉伸时缺口顶端有应力集中， 此处的铁素体晶粒首先被拉长产生变形，晶粒内的 位错滑移并运动到晶界处． 有文献表明，拉伸时缺 口试样的最大主应变在缺口根部，如 Lee 等［12］ 对 1095 钢测量了缺口半径为 0. 59 mm 试样缺口根部 的最大主应变，发现孔洞开始形核时对应的缺口根 部最大主应变为 0. 13，裂纹开始形核对应的值为 0. 36，它们和缺口曲率半径无关． 沿试样中截面剖 开后抛光侵蚀，发现孔洞优先沿特征滑移带形核． 当位错滑移累积到一定程度后发生开裂( 如图 3( d) 中 C2 ) ，形成微裂纹［8］． 进一步加大载荷，会使得已 形成的裂纹尖端处应力集中更大，从而形成裂纹连 续扩展的模式． 当裂纹扩展路径上有珠光体时，珠 光体只能被动地随着周围铁素体而变形或剪切破 碎［9--10］，对整个裂纹扩展过程没有影响，因而断裂过 程遵循延性断裂机制． 这一断裂过程并不受试样厚 度的影响． 尽管车轮钢中先共析铁素体含量很少，但对于 厚度 为 0. 5 mm 的 试 样，无 论 是 加 载 的 初 始 阶 段 ( 图 4( a) ) 还是主裂纹形成后( 图 4( c) ) ，变形也是 首先发生在先共析铁素体上，形成不连续的形变带． 一般认为，孔洞的形核是局部塑性变形不协调的结 果，在较低的外载荷，即较低的主应变下，局部塑性 变形就达到临界值，从而导致孔洞形核［12］． 由于珠 光体与铁素体的变形能力差异巨大，在界面处形变 不协调而使得主应变达到临界值因而产生开裂，造 成裂纹不连续形核和扩展的特点． 这与车轮钢厚试 样的加载开裂特征不同． 笔 者 以 前 的 工 作 表 明［11，13］，对于 厚 度 为 30 mm 的车轮钢楔形加载 ( wedge-open-load，WOL) 试样，断口绝大部分呈现 解理特征，只有很少部分有韧性撕裂特征，如图 6， 而解理特征的断口只有珠光体中的渗碳体开裂才会 出现． 这表明对于厚试样，裂纹形核和扩展主要沿 珠光体( 或渗碳体界面) 片层发生，材料中含有的少 量先共析铁素体在满足平面应变的条件下，不会优 先变形． 由此看来，断口的形貌与试样的厚度密切 相关． 为了进行验证，本文对于厚度为 5 mm 的纯净钢 试样拉伸后的断口也进行观察，结果与 1 mm 厚试样 相同，也是韧窝状断口． 这是可以理解的，因为纯净 钢的主要组成相是铁素体，无论试样的厚度多大，满 足平面应变与否，拉伸时都是铁素体相滑移变形，积 累到一定程度开裂，因而出现韧窝断口． 因此，当试样很薄时( 平面应力条件) ，无论是 以珠光体组织为主的车轮钢，还是以铁素体组织为 · 7301 ·

·1038· 北京科技大学学报 第36卷 性断裂两种特征；对于厚度满足平面应变条件的厚 试样，则以珠光体中渗碳体片层的脆性开裂为主，呈 现脆性断裂特征. 参考文献 [1]Liu Z X,Gu H C.The in-situ fatigue crack observation of wheel steels.Prakt Photogr,2002,39(4):211 Korda AA,Mutoh Y,Miyashita Y,et al.Effects of pearlite mor- phology and specimen thickness on fatigue crack growth resistance in ferritic-pearlitic steels.Mater Sci Eng A,2006,428:262 20m B]Wen Y H.Tang D,Wu H B.et al.Insitu SEM observation of damage evolution and fracture in B hull structural steel.J fron 图6车轮钢楔形加载试样断口形貌（厚度30mm) Steel Res,2009,21(5):31 Fig.6 SEM fractograph of the wedge-open-oad (WOL)wheel steel (温永红，唐获，武会宾，等.B级船板钢形变断裂过程的原 specimen with 30 mm thickness 位研究.钢铁研究学报，2009,21(5)：31) 网 Lu Y H,Liang S,Chu W Y,et al.In situ AFM observation of 主的纯净钢，都发生韧断.当试样厚度满足平面应 crack propagation in CuNiAl shape memory alloy.Intermetallics, 变条件后，以珠光体组织为主的车轮钢将发生解理脆 2002,10(8):823 5] Andersson H,Persson C.In-situ SEM study of fatigue crack 断.这表明当材料的组成相为容易发生变形的铁素体 growth behaviour in IN718.Int J Fatigue,2004,26(3):211 时，裂纹形核和扩展与试样厚度无关，都是韧性断裂； [6]Li J X,Shan G B,Gao K W,et al.In situ SEM study of forma- 当以不容易变形的珠光体为主时，裂纹的形核和扩展 tion and growth of shear bands and microcracks in bulk metallic 受试样厚度的影响.即在平面应力条件下呈现韧性开 glasses.Mater Sci Eng A,2003,354:337 Lu Y H,Zhang Y C.Qiao L J,et al.The fracture mechanism of 裂过程，而在平面应变条件下呈现脆性开裂过程，因此 a fully lamellar y-TiAl alloy through in-situ SEM observation.In- 由薄到厚的试样，断口形貌也就由韧窝过渡到解理. termetallics,2000,8(12):1443 8] Chen QZ,Chu W Y,Xiao J M.In situ observation and study of duc- 另外，需要注意的是：对于以铁素体为主的纯净 tile microcrack nucleation.Sci China Ser A,1994,24(3):291 钢，薄试样发生开裂的临界应力强度因子 (陈奇志，褚武扬，肖纪美.韧断微裂纹形核的原位观察与研 (~58.43MPa·m2)略大于材料的条件断裂韧性 究.中国科学A辑，1994,24(3)：291) (Ko为53.7MPa·m):而对于以珠光体为主要 ] Xu Y B,Liu MZ.An In situ study of crack nucleation and propa- gation in pearlite during deformation.Acta Metall Sin,1982,18 组成相的车轮钢，薄试样发生开裂的临界应力强度 (1):58 因子(>110MPa·m)要远大于材料的断裂韧性 (徐永波，刘民治.珠光体组织的形变、裂纹形核与扩展微观 (Kc为56.9 MPam).这表明即使两种材料的 过程的动态研究.金属学报，1982,18(1)：58) [10]Xu Y B,Liu MZ,Zhu G Q,et al.An in situ observation of de- 断裂韧性相差不大，但组成相不同，对于不满足平面 formation and fracture process in metal:Part I.The deformation 应变条件的薄试样发生开裂的临界应力强度因子可 and fracture in pearlitic structure.Acta Metall Sin,1980,16 以差别很大.以铁素体为主要相的纯净钢，临界应 (4):485 (徐永波，刘民治，朱桂秋，等.金属材料形变与断裂过程的 力强度因子略高于材料的断裂韧性就可开裂：而以 动态观察：I,珠光体组织的形变与断裂.金属学报，1980， 珠光体为主的车轮钢，发生开裂的临界应力强度因 16(4):485) 子远大于断裂韧性.这与两种材料的上述微观变形 [11]Shi D M,Li J X,Duan G H,et al.In situ study of deformation and fracture process in wheel steel and effect of hydrogen.J Unir 过程相对应. Sei Technol Beijing,2007,29(1):34 (史冬梅，李金许，段桂花，等。车轮钢形变断裂过程的原位 3结论 研究及氢的影响.北京科技大学学报，2007,29(1)：34) 02] Lee T D,Goldenberg T,Hirth J P.Effect of hydrogen on fracture 以韧性的铁素体为基体的纯净钢，不论试样厚 of U-notched bend specimens of quenched and tempered AISI 度满足平面应变与否，少量的珠光体含量不影响铁 4340 steel.Metall Trans A,1979,10:439 素体的变形过程，因而最终呈现韧性断裂特征.而 03] Zhang P.Hydrogen Embrittlement and in situ SEM Observation of the Deformation Process in Maraging Steel [Dissertation].Bei- 以脆性的珠光体为基体、含少量先共析铁素体的车 jing:University of Science and Technology Beijing,2011:53 轮钢，变形开裂过程随试样厚度不同而不同：当试样 (张平.马氏体时效钢形变开裂原位观察与氢脆性能研究 较薄、不满足平面应变条件时，以先共析铁素体的变 [学位论文].北京：北京科技大学，2011：53) [14]Ren X C,Chu W Y,Su Y J,et al.Effects of atomic hydrogen 形为先导过程，并在先共析铁素体与珠光体的界面 and flaking on mechanical properties of wheel steel.Metall Mater 处优先开裂，成为不连续微裂纹，最终呈现韧性和脆 Trans A,2007,38:1004

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 图 6 车轮钢楔形加载试样断口形貌( 厚度 30 mm) Fig． 6 SEM fractograph of the wedge-open-load ( WOL) wheel steel specimen with 30 mm thickness 主的纯净钢，都发生韧断． 当试样厚度满足平面应 变条件后，以珠光体组织为主的车轮钢将发生解理脆 断． 这表明当材料的组成相为容易发生变形的铁素体 时，裂纹形核和扩展与试样厚度无关，都是韧性断裂; 当以不容易变形的珠光体为主时，裂纹的形核和扩展 受试样厚度的影响． 即在平面应力条件下呈现韧性开 裂过程，而在平面应变条件下呈现脆性开裂过程，因此 由薄到厚的试样，断口形貌也就由韧窝过渡到解理． 另外，需要注意的是: 对于以铁素体为主的纯净 钢，薄试样发生开裂的临 界应力强度因子 ( ～ 58. 43 MPa·m1 /2 ) 略大于材料的条件断裂韧性 ( KIQ为 53. 7 MPa·m1 /2［13］) ; 而对于以珠光体为主要 组成相的车轮钢，薄试样发生开裂的临界应力强度 因子( ＞ 110 MPa·m1 /2 ) 要远大于材料的断裂韧性 ( KIC为 56. 9 MPa·m1 /2［14］) ． 这表明即使两种材料的 断裂韧性相差不大，但组成相不同，对于不满足平面 应变条件的薄试样发生开裂的临界应力强度因子可 以差别很大． 以铁素体为主要相的纯净钢，临界应 力强度因子略高于材料的断裂韧性就可开裂; 而以 珠光体为主的车轮钢，发生开裂的临界应力强度因 子远大于断裂韧性． 这与两种材料的上述微观变形 过程相对应． 3 结论 以韧性的铁素体为基体的纯净钢，不论试样厚 度满足平面应变与否，少量的珠光体含量不影响铁 素体的变形过程，因而最终呈现韧性断裂特征． 而 以脆性的珠光体为基体、含少量先共析铁素体的车 轮钢，变形开裂过程随试样厚度不同而不同: 当试样 较薄、不满足平面应变条件时，以先共析铁素体的变 形为先导过程，并在先共析铁素体与珠光体的界面 处优先开裂，成为不连续微裂纹，最终呈现韧性和脆 性断裂两种特征; 对于厚度满足平面应变条件的厚 试样，则以珠光体中渗碳体片层的脆性开裂为主，呈 现脆性断裂特征． 参 考 文 献 ［1］ Liu Z X，Gu H C． The in-situ fatigue crack observation of wheel steels． Prakt Photogr，2002，39( 4) : 211 ［2］ Korda A A，Mutoh Y，Miyashita Y，et al． Effects of pearlite mor￾phology and specimen thickness on fatigue crack growth resistance in ferritic-pearlitic steels． Mater Sci Eng A，2006，428: 262 ［3］ Wen Y H，Tang D，Wu H B，et al． In-situ SEM observation of damage evolution and fracture in B hull structural steel． J Iron Steel Ｒes，2009，21( 5) : 31 ( 温永红，唐荻，武会宾，等． B 级船板钢形变断裂过程的原 位研究． 钢铁研究学报，2009，21( 5) : 31) ［4］ Lu Y H，Liang S，Chu W Y，et al． In situ AFM observation of crack propagation in CuNiAl shape memory alloy． Intermetallics， 2002，10( 8) : 823 ［5］ Andersson H，Persson C． In-situ SEM study of fatigue crack growth behaviour in IN718． Int J Fatigue，2004，26( 3) : 211 ［6］ Li J X，Shan G B，Gao K W，et al． In situ SEM study of forma￾tion and growth of shear bands and microcracks in bulk metallic glasses． Mater Sci Eng A，2003，354: 337 ［7］ Lu Y H，Zhang Y G，Qiao L J，et al． The fracture mechanism of a fully lamellar γ-TiAl alloy through in-situ SEM observation． In￾termetallics，2000，8( 12) : 1443 ［8］ Chen Q Z，Chu W Y，Xiao J M． In situ observation and study of duc￾tile microcrack nucleation． Sci China Ser A，1994，24( 3) : 291 ( 陈奇志，褚武扬，肖纪美． 韧断微裂纹形核的原位观察与研 究． 中国科学 A 辑，1994，24( 3) : 291) ［9］ Xu Y B，Liu M Z． An In situ study of crack nucleation and propa￾gation in pearlite during deformation． Acta Metall Sin，1982，18 ( 1) : 58 ( 徐永波，刘民治． 珠光体组织的形变、裂纹形核与扩展微观 过程的动态研究． 金属学报，1982，18( 1) : 58) ［10］ Xu Y B，Liu M Z，Zhu G Q，et al． An in situ observation of de￾formation and fracture process in metal: Part Ⅰ． The deformation and fracture in pearlitic structure． Acta Metall Sin，1980，16 ( 4) : 485 ( 徐永波，刘民治，朱桂秋，等． 金属材料形变与断裂过程的 动态观察: Ⅰ． 珠光体组织的形变与断裂． 金属学报，1980， 16( 4) : 485) ［11］ Shi D M，Li J X，Duan G H，et al． In situ study of deformation and fracture process in wheel steel and effect of hydrogen． J Univ Sci Technol Beijing，2007，29( 1) : 34 ( 史冬梅，李金许，段桂花，等． 车轮钢形变断裂过程的原位 研究及氢的影响． 北京科技大学学报，2007，29( 1) : 34) ［12］ Lee T D，Goldenberg T，Hirth J P． Effect of hydrogen on fracture of U-notched bend specimens of quenched and tempered AISI 4340 steel． Metall Trans A，1979，10: 439 ［13］ Zhang P． Hydrogen Embrittlement and in situ SEM Observation of the Deformation Process in Maraging Steel［Dissertation］． Bei￾jing: University of Science and Technology Beijing，2011: 53 ( 张平． 马氏体时效钢形变开裂原位观察与氢脆性能研究 ［学位论文］． 北京: 北京科技大学，2011: 53) ［14］ Ｒen X C，Chu W Y，Su Y J，et al． Effects of atomic hydrogen and flaking on mechanical properties of wheel steel． Metall Mater Trans A，2007，38: 1004 · 8301 ·