车轮钢形变断裂过程的原位研究及氢影响.pdf_大学文库

D0I:10.13374/i.issnl00113.2007.0L.008 第29卷第1期北京科技大学学报 Vol.29 No.1 2007年1月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jan.2007 车轮钢形变断裂过程的原位研究及氢影响史冬梅)李金许)段桂花)任学冲)褚武扬) 乔利杰) 江波)陈刚)崔银会) 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)马鞍山钢铁公司技术中心，马鞍山243000 摘要在扫描电镜下对CL60车轮钢单边缺口薄试样（厚度≤0.5mm)进行了原位拉伸仲实验，并研究了氢的影响.在金相显微镜下观察了带预裂纹的厚度为0mm的楔形张开加载试样开裂过程.结果表明，对薄试样拉伸变形时，不论是否有氢，先共析铁素体优先发生塑性变形，微裂纹沿先共析铁素体与珠光体团的边界形核、扩展：在有氢的情况下，微裂纹更容易通过夹杂物的剥落或夹杂物与基体界面的分离而萌生；薄试样拉伸主要是韧窝断口：对厚试样，裂纹主要通过珠光体中渗碳体片层开裂而扩展，断口也因此主要呈解理特征· 关键词车轮钢：原位拉伸：变形带：微裂纹分类号TG111.91:TB301 车轮钢(C质量分数约为0.5%~0.6%)服役厚为0.5mm的单边缺口的工字形板状拉伸试样，时的组织由先共析铁素体和珠光体构成，到目前为中心部分尺寸为0.5mm×5mm×10mm,缺口深约止，微结构（如先共析铁素体的含量及分布，珠光体 2mm,缺▣半径为0.15mm;以及尺寸为95mm× 的形貌及片层间距等)对车轮服役寿命的影响并不 70mmX30mm的楔形张开加载试样(w edge-open- 十分清楚，有必要研究拉伸或疲劳时裂纹形核、扩展 ing1 oading,W0L),并预制疲劳裂纹.用1000砂和微结构的相关性.例如，对R8车轮钢的原位观察纸机械磨光，再在5%高氯酸乙醇溶液中电解抛光表明，疲劳裂纹在先共析铁素体中形核并沿晶界上 (电压为30V) 网状铁素体扩展，疲劳裂纹往往受阻于珠光体山. 部分薄试样直接进行SEM原位拉伸，另一部若如此，则降低或细化先共析铁素体将有助于提高分试样在0.5 mol.L H2S04十0.25gLAs203 车轮钢的抗开裂性能.国内外已有很多人在SEM 溶液中以i=0.1mAcm2电流密度充氢20h后拉下对各种材料进行了原位拉伸0，从而清楚地揭仲，所用设备为JSM5800型扫描电镜(SEM)配备示了局部塑性变形以及裂纹形核、扩展和组织结构的TEOL动态拉伸台，用二次电子像摄照.WOL试的关系，本文将通过CL60车轮钢的原位拉伸，揭示样，首先预制疲劳裂纹，然后用螺钉加载使WOL试先共析铁素体在形变和开裂过程中的作用样开裂，用金相显微镜观察开裂过程钢中不可避免地存在一定含量的氢原子，它们是可扩散的，本文通过对含氢和不含氢试样的 2结果与分析 SEM原位拉伸来研究原子氢对车轮钢形变和断裂 2.1薄试样的断裂过程过程的影响经3%硝酸乙醇溶液侵蚀后的组织显示，车轮 1实验过程钢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所用CL60车轮钢的化学成分（质量分数，%）及珠光体团的边界，如图1 如下：C,0.62;Si,0.29;Mn,0.74:Cr,0.18;P, 未充氢的薄试样拉伸时首先在先共析铁素体上 0.015;S,0.011;Al,0.005;其余为Fe·热轧车轮产生塑性变形带，当载荷达到1054N时，A,B,C, 经620℃等温5h后粗加工，经870℃淬火后在 D,E等处的先共析铁素体都产生了形变带，在f处 500℃回火4h再精加工，从车轮的轮辋部位制备的先共析铁素体已开裂形成一个小裂纹，如收稿日期：2005-09-22修回日期：2006-05-12 图2(a)·升高载荷至1112N,f处的裂纹长大，变形基金项目：国家自然科学基金资助项目(N。.50471096) 带已布满A处的先共析铁素体，而且其上边界已开作者简介：史冬梅(1964一)，女，博士研究生；李金许(1965一)，女：裂，在b,c,d,e等处的先共析铁素体也发生变形，教授，博士

车轮钢形变断裂过程的原位研究及氢影响史冬梅1）李金许1）段桂花1）任学冲1）褚武扬1）乔利杰1）江波2）陈刚2）崔银会2） 1）北京科技大学材料科学与工程学院北京100083 2）马鞍山钢铁公司技术中心马鞍山243000 摘要在扫描电镜下对 CL60车轮钢单边缺口薄试样（厚度≤0∙5mm）进行了原位拉伸实验并研究了氢的影响．在金相显微镜下观察了带预裂纹的厚度为30mm 的楔形张开加载试样开裂过程．结果表明对薄试样拉伸变形时不论是否有氢先共析铁素体优先发生塑性变形微裂纹沿先共析铁素体与珠光体团的边界形核、扩展；在有氢的情况下微裂纹更容易通过夹杂物的剥落或夹杂物与基体界面的分离而萌生；薄试样拉伸主要是韧窝断口；对厚试样裂纹主要通过珠光体中渗碳体片层开裂而扩展断口也因此主要呈解理特征．关键词车轮钢；原位拉伸；变形带；微裂纹分类号 TG111∙91；TB301 收稿日期：20050922 修回日期：20060512 基金项目：国家自然科学基金资助项目（No．50471096）作者简介：史冬梅（1964—）女博士研究生；李金许（1965—）女教授博士车轮钢（C 质量分数约为0∙5％～0∙6％）服役时的组织由先共析铁素体和珠光体构成．到目前为止微结构（如先共析铁素体的含量及分布珠光体的形貌及片层间距等）对车轮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 R8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 SEM 下对各种材料进行了原位拉伸［2—10］从而清楚地揭示了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 CL60车轮钢的原位拉伸揭示先共析铁素体在形变和开裂过程中的作用．钢中不可避免地存在一定含量的氢原子它们是可扩散的．本文通过对含氢和不含氢试样的 SEM 原位拉伸来研究原子氢对车轮钢形变和断裂过程的影响． 1 实验过程所用 CL60车轮钢的化学成分（质量分数％）如下：C0∙62；Si0∙29；Mn0∙74；Cr0∙18；P 0∙015；S0∙011；Al0∙005；其余为Fe．热轧车轮经620℃等温5h 后粗加工经870℃淬火后在 500℃回火4h 再精加工．从车轮的轮辋部位制备厚为0∙5mm 的单边缺口的工字形板状拉伸试样中心部分尺寸为0∙5mm×5mm×10mm缺口深约 2mm缺口半径为0∙15mm；以及尺寸为95mm× 70mm×30mm 的楔形张开加载试样（wedge-opening-loadingWOL）并预制疲劳裂纹．用1000＃砂纸机械磨光再在5％高氯酸乙醇溶液中电解抛光（电压为30V）．部分薄试样直接进行 SEM 原位拉伸另一部分试样在0∙5mol·L —1 H2SO4＋0∙25g·L —1 As2O3 溶液中以 i＝0∙1mA·cm —2电流密度充氢20h 后拉伸．所用设备为 JSM5800型扫描电镜（SEM）配备的 TEOL 动态拉伸台用二次电子像摄照．WOL 试样首先预制疲劳裂纹然后用螺钉加载使 WOL 试样开裂用金相显微镜观察开裂过程． 2 结果与分析 2∙1 薄试样的断裂过程经3％硝酸乙醇溶液侵蚀后的组织显示车轮钢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如图1．未充氢的薄试样拉伸时首先在先共析铁素体上产生塑性变形带当载荷达到1054N 时ABC DE 等处的先共析铁素体都产生了形变带在 f 处的先共析铁素体已开裂形成一个小裂纹如图2（a）．升高载荷至1112Nf 处的裂纹长大变形带已布满 A 处的先共析铁素体而且其上边界已开裂在 bcde 等处的先共析铁素体也发生变形第29卷第1期 2007年 1月北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．29No．1 Jan．2007 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2007．01．008

第1期史冬梅等：车轮钢形变断裂过程的原位研究及氢影响 .35. 表现为白色变形带，并且在某些珠光体内的铁素体中也产生了微裂纹，如，而g处的先共析铁素体已产生很大的塑性变形，如图2（凸），继续升高载荷至 1119N,变形带A上侧的裂纹已很明显向先共析铁素体内长大，g这个变形铁素体已开裂，形成很大的裂纹，g前方的先共析铁素体i也发生不连续开裂，k 10m 和m之间的片状铁素体也已发生明显的塑性变形，如图2(c).升高载荷至1126N,k和m之间的铁素图1车轮钢显微组织的$EM照片，灰黑色条块为先共析铁体已剪切开裂并与缺口相连，并和g,i等不连续微素体裂纹连接成为主裂纹，此时裂尖扩展到j处，并在主 Fig-1 SEM microstructure of the wheel steel composed of pearlite 裂纹前端的铁素体形变带中又形成一些孤立的裂 and proeutectoid ferrite(dark gray regions)growing along the prior 纹，如p,q,r,s等，如图2(d)·最后，通过主裂纹和 austenite grain boundary P等孤立裂纹的连接，导致试样最终断裂， (a) (b) 50 um 10 um 20 um 50μm 图2SEM下未充氢试样受到(a)1054N,(b)1112N,(c)1119N,(d)1126N拉伸作用时的裂纹扩展过程形貌图 Fig.2 In situ SEM micrographs on the processes of plastic deformation and cracking in hydrogenfree samples under applied load of (a) 1054N,(b)1112N,(c)1119N,and(d)1126N 对于以=0.1mAcm-2的电流密度充氢20h 开裂，同时缺口前方f处的先共析铁素体也己开裂，的薄试样，用排油集气法山测得可扩展氢含量C。, 如图3(b)·继续拉伸，载荷略微升高至882N后，载五个试样的平均值为Co=0.21×10-6(质量分数，荷记录仪读数下降，观察发现f裂纹长大与缺口相下同)，且各试样的值都低于发生白点的临界氢含量连，并通过剪切变形带的开裂和夹杂裂纹D相连， C。=1.3×10-62],因此试样中不存在白点，钢中成为主裂纹，同时夹杂裂纹E向左右扩展，即将与氢含量超过临界值时产生的氢鼓泡或白点山对车主裂纹相连，如图3(c)图3(d)是图(a)中D处对应的能谱谱线，表明为MnS夹杂，轮钢形变和断裂过程的影响将在今后的工作中深入由以上拉伸过程看出，对于厚度为0.5mm的研究，多个充氢试样的拉伸观察表明，充氢后试样薄试样，不论充氢与否，拉伸时变形都优先发生在不中的夹杂比未充氢试样中的夹杂更凸显，更容易辨连续分布于原奥氏体晶界上的先共析铁素体上，因认，图3是试样充氢20h后的拉伸过程.当载荷为此裂纹通过先共析铁素体的开裂不连续形核、扩展， 843N时，缺口前方某些区域已有可见变形，尤其是但对于充氢试样，拉伸时除了先共析铁素体优先发几块夹杂A,B,C,D,E等周围有明显的变形迹生变形外，由于氢在夹杂处的富集，夹杂周围存在应象，如图3(a),继续加载至862N,夹杂C,D已明显力集中，导致夹杂与基体剥离甚至脱落，形成孔洞或

图1 车轮钢显微组织的 SEM 照片灰黑色条块为先共析铁素体 Fig．1 SEM microstructure of the wheel steel composed of pearlite and proeutectoid ferrite （dark gray regions） growing along the prior austenite grain boundary 表现为白色变形带并且在某些珠光体内的铁素体中也产生了微裂纹如 h而 g 处的先共析铁素体已产生很大的塑性变形如图2（b）．继续升高载荷至 1119N变形带 A 上侧的裂纹已很明显向先共析铁素体内长大g 这个变形铁素体已开裂形成很大的裂纹g 前方的先共析铁素体 i 也发生不连续开裂k 和 m 之间的片状铁素体也已发生明显的塑性变形如图2（c）．升高载荷至1126Nk 和 m 之间的铁素体已剪切开裂并与缺口相连并和 gi 等不连续微裂纹连接成为主裂纹此时裂尖扩展到 j 处并在主裂纹前端的铁素体形变带中又形成一些孤立的裂纹如 pqrs 等如图2（d）．最后通过主裂纹和 p 等孤立裂纹的连接导致试样最终断裂．图2 SEM 下未充氢试样受到（a）1054N（b）1112N（c）1119N（d）1126N 拉伸作用时的裂纹扩展过程形貌图 Fig．2 In situ SEM micrographs on the processes of plastic deformation and cracking in hydrogen-free samples under applied load of （a） 1054N（b）1112N（c）1119Nand （d）1126N 对于以 i＝0∙1mA·cm —2的电流密度充氢20h 的薄试样用排油集气法［11］测得可扩展氢含量 C0 五个试样的平均值为 C0＝0∙21×10—6（质量分数下同）且各试样的值都低于发生白点的临界氢含量 C ∗ 0 ＝1∙3×10—6［12］因此试样中不存在白点．钢中氢含量超过临界值时产生的氢鼓泡或白点［11］对车轮钢形变和断裂过程的影响将在今后的工作中深入研究．多个充氢试样的拉伸观察表明充氢后试样中的夹杂比未充氢试样中的夹杂更凸显更容易辨认．图3是试样充氢20h 后的拉伸过程．当载荷为 843N 时缺口前方某些区域已有可见变形尤其是几块夹杂 ABCDE 等周围有明显的变形迹象如图3（a）．继续加载至862N夹杂 CD 已明显开裂同时缺口前方 f 处的先共析铁素体也已开裂如图3（b）．继续拉伸载荷略微升高至882N 后载荷记录仪读数下降观察发现 f 裂纹长大与缺口相连并通过剪切变形带的开裂和夹杂裂纹 D 相连成为主裂纹同时夹杂裂纹 E 向左右扩展即将与主裂纹相连如图3（c）．图3（d）是图（a）中 D 处对应的能谱谱线表明为 MnS 夹杂．由以上拉伸过程看出对于厚度为0∙5mm 的薄试样不论充氢与否拉伸时变形都优先发生在不连续分布于原奥氏体晶界上的先共析铁素体上因此裂纹通过先共析铁素体的开裂不连续形核、扩展．但对于充氢试样拉伸时除了先共析铁素体优先发生变形外由于氢在夹杂处的富集夹杂周围存在应力集中导致夹杂与基体剥离甚至脱落形成孔洞或第1期史冬梅等：车轮钢形变断裂过程的原位研究及氢影响 ·35·

第1期史冬梅等：车轮钢形变断裂过程的原位研究及氢影响 .37. 加宽扩展，如图4(b)·继续加载，微裂纹a所在的珠光体团变形已非常大，其下方也出现明显的变形带 b1,b2和b3等，由于金相显微镜的景深不够，此时看不清裂纹尖端的位置，如图4(c)·将试样放入 SEM观察，原来在金相显微镜下为白色的先共析铁素体，此时为黑色，如F1,F2,可以清楚地看到裂纹 401m 尖端及其前方的塑性变形，它们均在珠光体团中扩展，如图4(d). 图5WOL试样裂纹扩展路径为了对厚试样的裂纹扩展路径有一个整体的了 Fig.5 Crack route showing independence on proeutectoid ferrite of a WOL specimen 解，将开裂后的试样表面经抛光、侵蚀后再观察，原来在表面上的塑性变形层被去掉，此时可清楚地看形貌和未充氢试样相同，由韧窝和少量准解理区构到，裂纹扩展与先共析铁素体的分布没有明显关系，成，如图6(b).而对于厚度为30mm的W0L试样，裂纹主要穿过珠光体扩展，如图5 不论是否充氢，断口主要呈解理特征，如图7(a)和 2.3断口形貌 (b)·只有珠光体中渗碳体开裂才会出现解理断口，对于未充氢薄试样（厚度0.5mm),断口主要由这表明，对于厚为30mm的W0L试样，裂纹主要沿韧窝构成，偶尔有些准解理区，如图6(a),这和裂纹珠光体的渗碳体片层形核、扩展。由此看来，断口的主要沿铁素体形核、扩展相对应，当裂纹贯穿珠光形貌与试样的厚度密切相关，体扩展时就会形成准解理断口.对充氢试样，断口 (a) (b) 图60.5mm厚缺口试样拉伸断口.(a)未充氢：(b)i=0.1mAcm-2充氢 Fig.6 SEM fractographs of the samples with a thickness of 0.5mm:(a)without hydrogen charging:(b)with hydrogen charging under a cur- rent density of 0.1mA-cm2 for 20h (a) (b) 图730mm厚W0L试样拉伸断口.(a)未充氢：(b)i=1mAcm2充氢(C。=3.28×10-6) Fig.7 SEM fractographs of the brittle fracture surface of WOL precracked samples with a thickness of 30mm:(a)without hydrogen charging (b)with hydrogen charging under a current density of i=1mAcm 为了验证，对形状与0.5mm薄拉伸试样相同、图8所示.结果发现，不论是否充氢，试样断口均由但厚度为1.2mm的光滑试样做拉伸实验，断口如解理和韧窝两部分组成，这表明随试样厚度增加

加宽扩展如图4（b）．继续加载微裂纹 a 所在的珠光体团变形已非常大其下方也出现明显的变形带 b1b2和 b3等由于金相显微镜的景深不够此时看不清裂纹尖端的位置如图4（c）．将试样放入 SEM 观察原来在金相显微镜下为白色的先共析铁素体此时为黑色如 F1F2可以清楚地看到裂纹尖端及其前方的塑性变形它们均在珠光体团中扩展如图4（d）．为了对厚试样的裂纹扩展路径有一个整体的了解将开裂后的试样表面经抛光、侵蚀后再观察．原来在表面上的塑性变形层被去掉此时可清楚地看到裂纹扩展与先共析铁素体的分布没有明显关系裂纹主要穿过珠光体扩展如图5． 2∙3 断口形貌对于未充氢薄试样（厚度0∙5mm）断口主要由韧窝构成偶尔有些准解理区如图6（a）．这和裂纹主要沿铁素体形核、扩展相对应．当裂纹贯穿珠光体扩展时就会形成准解理断口．对充氢试样断口图5 WOL 试样裂纹扩展路径 Fig．5 Crack route showing independence on proeutectoid ferrite of a WOL specimen 形貌和未充氢试样相同由韧窝和少量准解理区构成如图6（b）．而对于厚度为30mm 的 WOL 试样不论是否充氢断口主要呈解理特征如图7（a）和（b）．只有珠光体中渗碳体开裂才会出现解理断口．这表明对于厚为30mm 的 WOL 试样裂纹主要沿珠光体的渗碳体片层形核、扩展．由此看来断口的形貌与试样的厚度密切相关．图6 0∙5mm 厚缺口试样拉伸断口．（a）未充氢；（b） i＝0∙1mA·cm －2充氢 Fig．6 SEM fractographs of the samples with a thickness of0∙5mm：（a） without hydrogen charging；（b） with hydrogen charging under a current density of0∙1mA·cm －2for20h 图7 30mm 厚 WOL 试样拉伸断口．（a）未充氢；（b） i＝1mA·cm －2充氢（ C0＝3∙28×10－6） Fig．7 SEM fractographs of the brittle fracture surface of WOL precracked samples with a thickness of30mm：（a） without hydrogen charging；（b） with hydrogen charging under a current density of i＝1mA·cm －2 为了验证对形状与0∙5mm 薄拉伸试样相同、但厚度为1∙2mm 的光滑试样做拉伸实验断口如图8所示．结果发现不论是否充氢试样断口均由解理和韧窝两部分组成．这表明随试样厚度增加第1期史冬梅等：车轮钢形变断裂过程的原位研究及氢影响 ·37·

.38 北京科技大学学报第29卷材料的变形、裂纹的形核和扩展，从优先沿不连续分导致解理断裂，因此由薄到厚的试样，断口形貌也就布于原奥氏体晶界上的先共析铁素体发生，发展到由韧窝过渡到解理，沿珠光体中的渗碳体片层进行，通过渗碳体的开裂 (a) (b) 图81.2mm厚光滑试样拉伸断口.(a)未充氢；(b)i=0.1mAcm2充氢 Fig-8 SEM fractographs of the smooth samples with a thickness of 1.2mm:(a)without hydrogen charging:(b)with hydrogen charging under a current density of i=0.1mA.cm-2 薄试样原位拉伸表明，原子氢对断裂过程没有参考文献明显影响，开始都是沿先共析铁素体发生塑性变形， [1]Liu Z X,Gu HC.The in situ fatigue crack observation of wheel 然后裂纹沿铁素体形核、扩展，从而产生韧窝断口 steels.Pract Photogr.2002.39(4):211 有氢时，除了先共析铁素体先发生变形外，夹杂周围 [2]Hu ZZ,Ma M L.Liu Y Q.et al.The effect of austenite on low 由于应力集中更容易优先变形，裂纹更容易沿夹杂 cycle fatigue in three phase steel.Int JFatigue,1997,19(8/9): 641 与基体的界面形核，因此，当试样很薄时（平面应力 [3]曹睿，任学冲，陈剑虹，等.铸铁断裂机理原位拉伸研究。甘肃条件)不论是否有氢，都发生韧断：而当试样厚度满工业大学学报，2003,29(2)：8 足平面应变条件后，不论是否充氢，都发生解理脆 [4]Zhu S J.Peng L M.MoriyaT,et al.Effect of stress ratio on fa- 断.因而当裂纹在先共析铁素体上形核、扩展时必 tigue crack growth in TiAl intermetallics at room and elevated 然导致韧断；反之，拉伸时出现解理断口一定和铁素 temperatures.Mater Sci Eng A.2000.A290(1/2):198 [5]Lu Y H.Zhang Y G,Qiao L J.et al.The fracture mechanism of 体无关，这就是说，在平面应变条件下拉伸，裂纹不 a fully lamellar YTiAl alloy through in situ SEM observation.In 是沿先共析铁素体而是在珠光体内（或渗碳体界面） termetallics.2000.8(12):1443 形核和扩展，综上所述，用厚度不同的试样拉伸，裂 [6]Chan K S.Kim Y W.Influence of microstructure on crack tip 纹扩展的路径不同 micromechanics and fracture hehaviors of a two phase TiAl alloy Metall Trans A.1992.23:1663 3结论 [7]Chan K S.Kim Y W.Relationships of slip morphology,microe- racking and fracture resistance in a lamellar TiAl-alloy.Metall (1)薄试样原位拉伸时首先在先共析铁素体中 Mater Trans A.1994.25A:1217 发生塑性变形，然后微裂纹沿先共析铁素体边界不 [8]Lu Y H.Liang S,Chu W Y,et al.In situ AF M observation of 连续形核、扩展，微裂纹相互连接导致韧断，充氢后 crack propagation in CuNiAl shape memory alloy.Intermetallics. 的试样，断裂过程和未充氢试样基本相同，但在有 2002,10(8):823 氢的情况下，微裂纹更容易通过夹杂物与基体的界 [9]Andersson H.Persson C.In situ SEM study of fatigue crack growth behaviour in IN718.Inter J Fatigue.2004.26(3):211 面剥离而萌生，试样总的变形量减少，无论充氢与 [10]Li J X.Shan G B.Gao K W.et al.In situ SEM study of for- 否，薄试样的拉伸断口以韧窝为主 mation and growth of shear bands and microcracks in bulk metal- (2)对于厚度满足平面应变的W0L试样，裂纹 lic glasses.Mater Sci Eng A.2003.A354:337 形核扩展并不优先沿先共析铁素体，而是沿珠光体 [11]褚武扬，乔利杰，陈奇志，等.断裂与环境断裂，北京：科技出版社，2001：121 中的渗碳体片层解理开裂.不论是否充氢，厚试样 [12]任学冲，褚武扬，李金许，等.原子氢和白点对车轮钢力学性以解理断口为主，能的影响.金属学报，2006,42(2)：153 (下转第54页)

材料的变形、裂纹的形核和扩展从优先沿不连续分布于原奥氏体晶界上的先共析铁素体发生发展到沿珠光体中的渗碳体片层进行通过渗碳体的开裂导致解理断裂因此由薄到厚的试样断口形貌也就由韧窝过渡到解理．图8 1∙2mm 厚光滑试样拉伸断口．（a）未充氢；（b） i＝0∙1mA·cm －2充氢 Fig．8 SEM fractographs of the smooth samples with a thickness of1∙2mm：（a） without hydrogen charging；（b） with hydrogen charging under a current density of i＝0∙1mA·cm －2 薄试样原位拉伸表明原子氢对断裂过程没有明显影响开始都是沿先共析铁素体发生塑性变形然后裂纹沿铁素体形核、扩展从而产生韧窝断口．有氢时除了先共析铁素体先发生变形外夹杂周围由于应力集中更容易优先变形裂纹更容易沿夹杂与基体的界面形核．因此当试样很薄时（平面应力条件）不论是否有氢都发生韧断；而当试样厚度满足平面应变条件后不论是否充氢都发生解理脆断．因而当裂纹在先共析铁素体上形核、扩展时必然导致韧断；反之拉伸时出现解理断口一定和铁素体无关．这就是说在平面应变条件下拉伸裂纹不是沿先共析铁素体而是在珠光体内（或渗碳体界面）形核和扩展．综上所述用厚度不同的试样拉伸裂纹扩展的路径不同． 3 结论（1）薄试样原位拉伸时首先在先共析铁素体中发生塑性变形然后微裂纹沿先共析铁素体边界不连续形核、扩展微裂纹相互连接导致韧断．充氢后的试样断裂过程和未充氢试样基本相同．但在有氢的情况下微裂纹更容易通过夹杂物与基体的界面剥离而萌生试样总的变形量减少．无论充氢与否薄试样的拉伸断口以韧窝为主．（2）对于厚度满足平面应变的 WOL 试样裂纹形核扩展并不优先沿先共析铁素体而是沿珠光体中的渗碳体片层解理开裂．不论是否充氢厚试样以解理断口为主．参考文献［1］ Liu Z XGu H C．The in-situ fatigue crack observation of wheel steels．Pract Photogr200239（4）：211 ［2］ Hu Z ZMa M LLiu Y Qet al．The effect of austenite on low cycle fatigue in three-phase steel．Int J Fatigue199719（8／9）： 641 ［3］曹睿任学冲陈剑虹等．铸铁断裂机理原位拉伸研究．甘肃工业大学学报200329（2）：8 ［4］ Zhu S JPeng L MMoriya Tet al．Effect of stress ratio on fatigue crack growth in TiAl intermetallics at room and elevated temperatures．Mater Sci Eng A2000A290（1／2）：198 ［5］ Lu Y HZhang Y GQiao L Jet al．The fracture mechanism of a fully lamellarγ—TiAl alloy through in-situ SEM observation．Intermetallics20008（12）：1443 ［6］ Chan K SKim Y W．Influence of microstructure on crack-tip micromechanics and fracture behaviors of a two-phase TiAl alloy． Metall Trans A199223：1663 ［7］ Chan K SKim Y W．Relationships of slip morphologymicrocrackingand fracture resistance in a lamellar TiA-l alloy．Metall Mater Trans A199425A：1217 ［8］ Lu Y HLiang SChu W Yet al．In situ AFM observation of crack propagation in CuNiAl shape memory alloy．Intermetallics 200210（8）：823 ［9］ Andersson HPersson C．In-situ SEM study of fatigue crack growth behaviour in IN718．Inter J Fatigue200426（3）：211 ［10］ Li J XShan G BGao K Wet al．In situ SEM study of formation and growth of shear bands and microcracks in bulk metallic glasses．Mater Sci Eng A2003A354：337 ［11］褚武扬乔利杰陈奇志等．断裂与环境断裂北京：科技出版社2001：121 ［12］任学冲褚武扬李金许等．原子氢和白点对车轮钢力学性能的影响．金属学报200642（2）：153 （下转第54页） ·38· 北京科技大学学报第29卷

.54. 北京科技大学学报第29卷 Wear properties of reactive plasma clad(Cr,Fe)7C3/Y Fe ceramal composite coat- ings LIU Junbo),WANG Limei,HUANG Jihua2) 1)Department of Mechanical and Electronic Engineering.Weifang University.Weifang 261041,China 2)Materials Science and Engineering School.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China 3)Department of Information and Control Engineering.Weifang University,Weifang 261061,China ABSTRACT An in-situ reinforcing phase(Cr,Fe)7C3 ceramal composite coating was fabricated on the substrate of a 0.45%carbon steel using Fe-Cr C elemental powder blending by reactive plasma clad process.The mi- crostructure and micro-hardness of the coating were evaluated by SEM,XRD,EDS and micro-hardness instru- ment,the room temperature and high temperature wear properties were evaluated under dry sliding wear test conditions,and the wear mechanism was discussed.The results indicated that the reactive plasma clad ceramal composite coating has a rapidly solidified microstructure consisting of primary (Cr,Fe)7C3 and(Cr,Fe)7C3/Y Fe eutectics,with excellent wear properties under both room temperature and high temperature sliding wear test conditions. KEY WORDS ceramal composite coating;reactive plasma clad;microstructure;wear properties (上接第38页) In situ study of deformation and fracture process in wheel steel and effect of hydro- gen SHI Dongmei,LI Jinxu,DUAN Guihua),REN Xuechong,CHU Wuyang,QIAO Lijie, JIANG Bo),CHEN Gang2),CUI Yinhui2) 1)Materials Science and Engineering School.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China 2)Technology Center of Ma'anshan Steel Iron Corporation.Ma'anshan 432000.China ABSTRACI In situ tensile tests in scanning electron microscope (SEM)were carried out using single edge notched specimens of no larger than 0.5mm in thickness made of CL60 wheel steel with or without hydrogen charging.Observations under optical microscope (OM)were also done to a wedge opening loading (WOL)spec- imen with a thickness of 30mm which was precracked.The result shows that,for the thinner specimen,plastic deformation occurs firstly in proeutectoid ferrite and then grows along the prior austenite grain boundary,and then,a microcrack initiates and propagates preferentially at the interface of proeutectoid ferrite and pearlite colony.The process of deformation and fracture is almost same each other for both specimens with and without hydrogen,except that the microcrack initiates more frequently by way of inclusion separating and shelling from matrix for the specimen with hydrogen.The fracture surface fractograph of the thinner specimen is ductile frac- ture.However,for the thicker specimen (WOL),plastic deformation and cracking mainly occurs in the pearlite colony,which results in cleavage fracture. KEY WORDS wheel steel;in-situ tension:plastic deformation zone;microcrack

Wear properties of reactive plasma clad （CrFe）7C3／γ—Fe ceramal composite coatings LIU Junbo 12）WA NG L imei 3）HUA NG Jihua 2） 1） Department of Mechanical and Electronic EngineeringWeifang UniversityWeifang261041China 2） Materials Science and Engineering SchoolUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China 3） Department of Information and Control EngineeringWeifang UniversityWeifang261061China ABSTRACT An in-situ reinforcing phase （CrFe）7C3ceramal composite coating was fabricated on the substrate of a0∙45％ carbon steel using Fe—Cr—C elemental powder blending by reactive plasma clad process．The microstructure and micro-hardness of the coating were evaluated by SEMXRDEDS and micro-hardness instrumentthe room temperature and high temperature wear properties were evaluated under dry sliding wear test conditionsand the wear mechanism was discussed．The results indicated that the reactive plasma clad ceramal composite coating has a rapidly solidified microstructure consisting of primary （CrFe）7C3 and （CrFe）7C3／γ— Fe eutecticswith excellent wear properties under both room-temperature and high-temperature sliding wear test conditions． KEY WORDS ceramal composite coating；reactive plasma clad；microstructure；wear properties （上接第38页） In situ study of deformation and fracture process in wheel steel and effect of hydrogen SHI Dongmei 1）LI Jinxu 1）DUA N Guihua 1）REN Xuechong 1）CHU W uyang 1）QIAO L ijie 1） JIA NG Bo 2）CHEN Gang 2）CUI Y inhui 2） 1） Materials Science and Engineering SchoolUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China 2） Technology Center of Ma’anshan Steel ＆ Iron CorporationMa’anshan432000China ABSTRACT In situ tensile tests in scanning electron microscope （SEM） were carried out using single-edge notched specimens of no larger than0∙5mm in thickness made of CL60wheel steel with or without hydrogen charging．Observations under optical microscope （OM） were also done to a wedge opening-loading （WOL） specimen with a thickness of30mm which was precracked．The result shows thatfor the thinner specimenplastic deformation occurs firstly in proeutectoid ferrite and then grows along the prior austenite grain boundaryand thena microcrack initiates and propagates preferentially at the interface of proeutectoid ferrite and pearlite colony．The process of deformation and fracture is almost same each other for both specimens with and without hydrogenexcept that the microcrack initiates more frequently by way of inclusion separating and shelling from matrix for the specimen with hydrogen．The fracture surface fractograph of the thinner specimen is ductile fracture．Howeverfor the thicker specimen （WOL）plastic deformation and cracking mainly occurs in the pearlite colonywhich results in cleavage fracture． KEY WORDS wheel steel；in-situ tension；plastic deformation zone；microcrack ·54· 北京科技大学学报第29卷