微观组织对高速车轮钢解理断裂应力的影响

工程科学学报，第38卷，第4期：522531,2016年4月 Chinese Journal of Engineering,Vol.38,No.4:522-531,April 2016 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2016.04.011:http://journals.ustb.edu.cn 微观组织对高速车轮钢解理断裂应力的影响 龚 帅”，任学冲四，陈刚2，赵海2》，江波2》 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)马鞍山钢铁股份有限公司技术中心，马鞍山243000 ☒通信作者，Email:xcren(@ustb.cdu.cm 摘要利用不同奥氏体化温度和冷却速率对碳质量分数为0.54%高速车轮钢进行热处理，得到具有不同晶粒尺寸和珠光 体片间距微观组织的试样.在-120~20℃温度下对具有不同微观组织的拉伸试样和三点弯曲(3PB)缺口试样进行测试；采 用二维平面应变有限元计算三点弯曲缺口试样缺口前的应力分布：利用扫描电镜对3PB试样断口进行观察并测量解理起裂 源的位置：测定不同微观组织车轮钢试样的解理断裂应力.在扩展控制断裂机制下，微观组织对车轮钢的解理断裂应力具有 明显影响，晶粒尺寸和珠光体片间距越小解理断裂应力越高.细化品粒使未扩展微裂纹的特征长度减小，细化珠光体片间距 有助于提高珠光体的有效表面能，从而使得解理新裂应力提高 关键词车轮钢：微观组织：解理断裂；断裂应力 分类号TG142.4 Effect of microstructure on the cleavage fracture stress of high-speed railway wheel steel GONG Shuai,REN Xue-chong,CHEN Gang?,ZHAO Hai,JIANG Bo2 1)National Center for Materials Service Safety,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Technical Center of Ma'anshan Steel Iron Corporation,Ma'anshan 243000,China Corresponding author,E-mail:xeren@ustb.edu.en ABSTRACT The microstructures with different grain sizes and pearlite interlamellar spacings of high-speed railway wheel steel with a carbon mass fraction of 0.54%were achieved by heat treatment at different austenitizing temperatures and cooling rates.Notched 3- point bending (3PB)bars and tensile specimens with different microstructures were tested at temperatures from -120C to 20C.The stress distribution ahead of the notch tip was calculated by a two-dimensional plane strain finite element method.The fracture surfaces of the 3PB specimens were observed by scanning electron microscopy and the cleavage initiation site was located.The cleavage fracture stress of specimens with different microstructures was measured.It is shown that the cleavage fracture stress depends on the microstruc- ture when the cleavage critical event is propagation-controlled.The characteristic size of un-propagated microcracks decreases by grain refinement,the decrease of pearlite interlameller spacing is be propitious to increase the effective surface energy of the pearlite micro- structure,so the cleavage fracture stress increases with decreasing grain size and pearlite interlameller spacing. KEY WORDS wheel steel:microstructure:cleavage fracture;fracture stress 珠光体钢由于具有良好的硬度、韧性、耐磨性等综 结构的高速车轮钢的断裂韧性也提出更高的要求.最 合力学性能的配合以及较低的成本，是列车车轮兼顾 近的研究发现”微观组织对车轮钢的断裂韧性具有明 使用寿命和安全性的理想材料.近年来随着高速铁路 显的影响，随原奥氏体晶粒尺寸的降低，断裂韧性增 对列车运行安全要求的提高，对以珠光体为主要组织 加，相同晶粒尺寸下珠光体片间距越小断裂韧性越高： 收稿日期：2015-08-25 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51171020，U1234207):国家重点基础研究发展计划资助项目(2015CB654800)

工程科学学报，第 38 卷，第 4 期: 522--531，2016 年 4 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 38，No． 4: 522--531，April 2016 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2016． 04． 011; http: / /journals． ustb． edu． cn 微观组织对高速车轮钢解理断裂应力的影响 龚 帅1) ，任学冲1) ，陈 刚2) ，赵 海2) ，江 波2) 1) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 2) 马鞍山钢铁股份有限公司技术中心，马鞍山 243000  通信作者，E-mail: xcren@ ustb． edu． cn 摘 要 利用不同奥氏体化温度和冷却速率对碳质量分数为 0. 54% 高速车轮钢进行热处理，得到具有不同晶粒尺寸和珠光 体片间距微观组织的试样． 在 － 120 ～ 20 ℃温度下对具有不同微观组织的拉伸试样和三点弯曲( 3PB) 缺口试样进行测试; 采 用二维平面应变有限元计算三点弯曲缺口试样缺口前的应力分布; 利用扫描电镜对 3PB 试样断口进行观察并测量解理起裂 源的位置; 测定不同微观组织车轮钢试样的解理断裂应力． 在扩展控制断裂机制下，微观组织对车轮钢的解理断裂应力具有 明显影响，晶粒尺寸和珠光体片间距越小解理断裂应力越高． 细化晶粒使未扩展微裂纹的特征长度减小，细化珠光体片间距 有助于提高珠光体的有效表面能，从而使得解理断裂应力提高． 关键词 车轮钢; 微观组织; 解理断裂; 断裂应力 分类号 TG142. 4 Effect of microstructure on the cleavage fracture stress of high-speed railway wheel steel GONG Shuai1) ，ＲEN Xue-chong1)  ，CHEN Gang2) ，ZHAO Hai2) ，JIANG Bo2) 1) National Center for Materials Service Safety，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Technical Center of Ma'anshan Steel ＆ Iron Corporation，Ma'anshan 243000，China  Corresponding author，E-mail: xcren@ ustb． edu． cn ABSTＲACT The microstructures with different grain sizes and pearlite interlamellar spacings of high-speed railway wheel steel with a carbon mass fraction of 0. 54% were achieved by heat treatment at different austenitizing temperatures and cooling rates． Notched 3- point bending ( 3PB) bars and tensile specimens with different microstructures were tested at temperatures from － 120 ℃ to 20 ℃ ． The stress distribution ahead of the notch tip was calculated by a two-dimensional plane strain finite element method． The fracture surfaces of the 3PB specimens were observed by scanning electron microscopy and the cleavage initiation site was located． The cleavage fracture stress of specimens with different microstructures was measured． It is shown that the cleavage fracture stress depends on the microstruc￾ture when the cleavage critical event is propagation-controlled． The characteristic size of un-propagated microcracks decreases by grain refinement，the decrease of pearlite interlameller spacing is be propitious to increase the effective surface energy of the pearlite micro￾structure，so the cleavage fracture stress increases with decreasing grain size and pearlite interlameller spacing． KEY WOＲDS wheel steel; microstructure; cleavage fracture; fracture stress 收稿日期: 2015--08--25 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51171020，U1234207) ; 国家重点基础研究发展计划资助项目( 2015CB654800) 珠光体钢由于具有良好的硬度、韧性、耐磨性等综 合力学性能的配合以及较低的成本，是列车车轮兼顾 使用寿命和安全性的理想材料． 近年来随着高速铁路 对列车运行安全要求的提高，对以珠光体为主要组织 结构的高速车轮钢的断裂韧性也提出更高的要求． 最 近的研究发现［1］微观组织对车轮钢的断裂韧性具有明 显的影响，随原奥氏体晶粒尺寸的降低，断裂韧性增 加，相同晶粒尺寸下珠光体片间距越小断裂韧性越高;

龚帅等：微观组织对高速车轮钢解理断裂应力的影响 523 当平均晶粒尺寸达到一定尺寸（约80m)以上时，珠 应变（或位移）曲线.每种状态下拉伸试验采用2个试 光体片间距的影响不再明显.然而由于宏观断裂力学 样，测量得到屈服应力R抗拉强度R、伸长率A及 的局限性，对于这一现象并未得到很好的解释.解理 断面收缩率Z,结果取平均值。 断裂应力σ作为一个细观断裂力学参数，既具有宏观 450 断裂力学场参数的特征，又与材料的微观组织相关，是 联系宏观断裂力学和细观断裂物理的桥梁.大量研究 表明2-，解理断裂应力是一个稳定的材料参数，对加 R025 载速度、温度、缺口根部半径以及起裂源的位置均不敏 B=F=12.7 70 感，仅与材料微观组织及断裂模式相关.Lewandowski 和Thompson仞、Alexander和Bernstein对全珠光体钢 图1三点弯曲缺口试样尺寸和加载方式（单位：mm) 的研究发现，解理断裂应力与珠光体团尺寸及原奥氏 Fig.1 Dimensions and loading methods for notched 3PB specimens 体晶粒尺寸无关，仅取决于珠光体片间距，解理断裂应 (unit:mm) 力随珠光体片间距的减小而增加.Chen和Yan、 Curry和Knot@等对铁素体钢的研究表明，当解理断 从每种热处理条件下断裂后的三点弯曲缺口试样 的断口附近取金相试样，用3%硝酸乙醇溶液浸蚀，通 裂的临界事件为扩展控制时，解理断裂应力随晶粒尺 过光学显微镜对其微观组织进行观察，并采用三圆截 寸的减小而升高，第二相粒子对解理断裂应力基本没 点法(GB/T6394一2002)统计试样的奥氏体平均晶粒 有影响.高速车轮钢微观组织以珠光体为主，还含有 直径，奥氏体晶粒尺寸以网状晶界铁素体为界进行测 少量的铁素体，这些铁素体主要呈网状分布在原奥氏 体晶界.尽管对这种钢的研究表明，其解理断裂应 量，每种热处理态试样随机进行五次测量，结果取其平 均值，并取标准差作为误差：浸蚀后的金相试样在 力在一定的温度范围内不随温度变化，但这种以珠 Zeiss-EVO18型扫描电子显微镜下进行珠光体片间距 光体为主的珠光体一铁素体复相组织中影响解理断裂 的测量，每种热处理态试样随机选取10个珠光体团进 应力的主要因素是什么还不清楚.本文通过不同热处 行测量，结果取其平均值，并取标准差作为误差 理工艺得到具有不同微观组织的高速车轮钢试样，在 用扫描电子显微镜观察三点弯曲缺口试样的断口 -120~20℃温度范围内进行拉伸和缺口试样三点弯 形貌，寻找解理断裂起裂源，测量起裂源到缺口前端的 曲试验，得到不同微观组织车轮钢的解理断裂应力，为 距离.对三点弯曲试样缺口尖端附近断口取截面，用 研究断裂韧性与微观组织的关系提供参考依据 3%硝酸乙醇溶液浸蚀后在扫描电镜下观察断口附近 1 实验方法 区域的残留微裂纹. 实验所用材料为国产轧制高速车轮钢，其中C、 用ANSYS软件的弹塑性二维平面应变模型模拟 Si、Mn、P、S和Cr元素的质量分数分别为0.54%、 三点弯曲试验，利用不同温度下测量得到的材料真应 0.25%、0.73%、0.005%、0.003%和0.24%，其余为 力一真应变曲线作为有限元模拟的材料本构关系，计 Fe元素.从车轮轮辋部位截取圆棒拉伸试样和三点弯 算不同温度下试样缺口前端的正应力σ，及等效塑性 曲(3PB)缺口试样毛坯.为获得不同微观组织试样， 应变E随载荷的分布.结合三点弯曲实验测量的断 将试样毛坯在马弗炉中进行不同工艺热处理：材料采 裂载荷P和扫描电镜观察测量起裂源位置X,以及通 用两种奥氏体化温度，分别为850℃和1050℃，在奥氏 过有限元计算的缺口前端应力分布曲线σ，x测定解 体化温度下保温1h,然后每种奥氏体化温度保温后的 理断裂应力σ，☒ 试样分2批，分别按照随炉冷却和空气冷却方式冷却 2实验结果 至室温，最终得到4种不同的微观组织 热处理后的试样毛坯制成圆棒拉伸试样（长度沿2.1微观组织 车轮轮辋周向)和三点弯曲缺口试样（缺口对称面法 不同热处理后车轮钢的金相组织如图2所示.图 向与轮辋周向平行)，拉伸试样测试段直径为8mm,标 2(a)和图(b)分别为奥氏体化温度为850℃时在空气 距为50mm,三点弯曲缺口试样的尺寸和加载方式如 中冷却(850~450℃时平均冷却速率为1.2℃·s1)和 图1所示（图中P表示加载点位置），拉伸及三点弯曲 随炉冷却(850~450℃时平均冷却速率为0.1℃·s) 试验在配有环境箱的电液伺服万能试验机(MTS- 条件国下的金相组织.图2(c)和图(d)分别为奥氏 810)上进行，试验温度分别为20、0、-20、-40、-60、 体化温度为1050℃后在空气中冷却和随炉冷却条件 -80和-120℃，控制温差±2℃，拉伸及三点弯曲试 下的金相组织.由图2可见，热处理后车轮钢的微观 验加载速率均为0.03mm·s,试验机自动记录载荷一 组织均为少量网状先共析铁素体+珠光体.不同热

龚 帅等: 微观组织对高速车轮钢解理断裂应力的影响 当平均晶粒尺寸达到一定尺寸( 约 80 μm) 以上时，珠 光体片间距的影响不再明显． 然而由于宏观断裂力学 的局限性，对于这一现象并未得到很好的解释． 解理 断裂应力 σf作为一个细观断裂力学参数，既具有宏观 断裂力学场参数的特征，又与材料的微观组织相关，是 联系宏观断裂力学和细观断裂物理的桥梁． 大量研究 表明［2--6］，解理断裂应力是一个稳定的材料参数，对加 载速度、温度、缺口根部半径以及起裂源的位置均不敏 感，仅与材料微观组织及断裂模式相关． Lewandowski 和 Thompson［7］、Alexander 和 Bernstein［8］对全珠光体钢 的研究发现，解理断裂应力与珠光体团尺寸及原奥氏 体晶粒尺寸无关，仅取决于珠光体片间距，解理断裂应 力随珠 光 体 片 间 距 的 减 小 而 增 加． Chen 和 Yan［9］、 Curry 和 Knott［10］等对铁素体钢的研究表明，当解理断 裂的临界事件为扩展控制时，解理断裂应力随晶粒尺 寸的减小而升高，第二相粒子对解理断裂应力基本没 有影响． 高速车轮钢微观组织以珠光体为主，还含有 少量的铁素体，这些铁素体主要呈网状分布在原奥氏 体晶界［1］． 尽管对这种钢的研究表明，其解理断裂应 力在一定的温度范围内不随温度变化［11］，但这种以珠 光体为主的珠光体--铁素体复相组织中影响解理断裂 应力的主要因素是什么还不清楚． 本文通过不同热处 理工艺得到具有不同微观组织的高速车轮钢试样，在 － 120 ～ 20 ℃ 温度范围内进行拉伸和缺口试样三点弯 曲试验，得到不同微观组织车轮钢的解理断裂应力，为 研究断裂韧性与微观组织的关系提供参考依据． 1 实验方法 实验所用材料为国产轧制高速车轮钢，其中 C、 Si、Mn、P、S 和 Cr 元 素 的 质 量 分 数 分 别 为 0. 54% 、 0. 25% 、0. 73% 、0. 005% 、0. 003% 和 0. 24% ，其 余 为 Fe 元素． 从车轮轮辋部位截取圆棒拉伸试样和三点弯 曲( 3PB) 缺口试样毛坯． 为获得不同微观组织试样， 将试样毛坯在马弗炉中进行不同工艺热处理: 材料采 用两种奥氏体化温度，分别为850 ℃和1050 ℃，在奥氏 体化温度下保温 1 h，然后每种奥氏体化温度保温后的 试样分 2 批，分别按照随炉冷却和空气冷却方式冷却 至室温，最终得到 4 种不同的微观组织． 热处理后的试样毛坯制成圆棒拉伸试样( 长度沿 车轮轮辋周向) 和三点弯曲缺口试样( 缺口对称面法 向与轮辋周向平行) ，拉伸试样测试段直径为 8 mm，标 距为 50 mm，三点弯曲缺口试样的尺寸和加载方式如 图 1 所示( 图中 P 表示加载点位置) ． 拉伸及三点弯曲 试验在 配 有 环 境 箱 的 电 液 伺 服 万 能 试 验 机 ( MTS-- 810) 上进行，试验温度分别为 20、0、－ 20、－ 40、－ 60、 － 80 和 － 120 ℃，控制温差 ± 2 ℃，拉伸及三点弯曲试 验加载速率均为 0. 03 mm·s － 1，试验机自动记录载荷-- 应变( 或位移) 曲线． 每种状态下拉伸试验采用 2 个试 样，测量得到屈服应力 Ｒel、抗拉强度 Ｒm、伸长率 A 及 断面收缩率 Z，结果取平均值． 图 1 三点弯曲缺口试样尺寸和加载方式( 单位: mm) Fig． 1 Dimensions and loading methods for notched 3PB specimens ( unit: mm) 从每种热处理条件下断裂后的三点弯曲缺口试样 的断口附近取金相试样，用 3% 硝酸乙醇溶液浸蚀，通 过光学显微镜对其微观组织进行观察，并采用三圆截 点法( GB / T6394—2002) 统计试样的奥氏体平均晶粒 直径，奥氏体晶粒尺寸以网状晶界铁素体为界进行测 量，每种热处理态试样随机进行五次测量，结果取其平 均值，并 取 标 准 差 作 为 误 差; 浸 蚀 后 的 金 相 试 样 在 Zeiss--EVO18 型扫描电子显微镜下进行珠光体片间距 的测量，每种热处理态试样随机选取 10 个珠光体团进 行测量，结果取其平均值，并取标准差作为误差． 用扫描电子显微镜观察三点弯曲缺口试样的断口 形貌，寻找解理断裂起裂源，测量起裂源到缺口前端的 距离． 对三点弯曲试样缺口尖端附近断口取截面，用 3% 硝酸乙醇溶液浸蚀后在扫描电镜下观察断口附近 区域的残留微裂纹． 用 ANSYS 软件的弹塑性二维平面应变模型模拟 三点弯曲试验，利用不同温度下测量得到的材料真应 力--真应变曲线作为有限元模拟的材料本构关系，计 算不同温度下试样缺口前端的正应力 σyy及等效塑性 应变 εeff随载荷的分布． 结合三点弯曲实验测量的断 裂载荷 Pf和扫描电镜观察测量起裂源位置 Xf，以及通 过有限元计算的缺口前端应力分布曲线 σyy--x 测定解 理断裂应力 σf ［12］． 2 实验结果 2. 1 微观组织 不同热处理后车轮钢的金相组织如图 2 所示． 图 2( a) 和图( b) 分别为奥氏体化温度为 850 ℃ 时在空气 中冷却( 850 ～ 450 ℃时平均冷却速率为 1. 2 ℃·s － 1 ) 和 随炉冷却( 850 ～ 450 ℃时平均冷却速率为 0. 1 ℃·s － 1 ) 条件［13］下的金相组织． 图 2( c) 和图( d) 分别为奥氏 体化温度为 1050 ℃ 后在空气中冷却和随炉冷却条件 下的金相组织． 由图 2 可见，热处理后车轮钢的微观 组织均为少量网状先共析铁素体 + 珠光体． 不同热 · 325 ·

·524· 工程科学学报，第38卷，第4期 处理试样的平均晶粒直径如表1所示.随着奥氏体 寸主要受奥氏体化温度影响，冷却速率的影响并不 化温度的升高，平均晶粒直径明显增加.平均晶粒尺 明显 20 00四 图2不同热处理条件下试样的金相组织.(a)850℃奥氏体化空冷：(b)850℃奥氏体化炉冷：(c)1050℃奥氏体化空冷：(d)1050℃奥氏 体化炉冷 Fig.2 Metallographs of specimens with different heat treatments:(a)austenitized at 850C and cooled in air:(b)austenitized at 850C and cooled in the furnace:(c)austenitized at 1050C and cooled in air:(d)austenitized at 1050C and cooled in the furnace 表1不同热处理条件下车轮钢品粒尺寸及珠光体片间距 Table 1 Grain size and interlamellar spacing of specimens with different heat treatments 编号 热处理条件 平均冷却速率/（℃·s1)珠光体片间距/am 平均品粒直径/um 微观组织标记 850℃保温1h,空冷 1.2 213.2±15.3 24.6±1.5 FG/FS 850℃保温1h,炉冷 0.1 418.5±22.6 27.3±2.6 FG/CS 1050℃保温1h,空冷 1.2 223.9±20.1 87.1±4.2 CG/FS 1050℃保温1h,炉冷 0.1 403.1±25.6 95.0±6.7 CG/CS 图3为不同条件热处理后车轮钢的珠光体片间距 2.2拉伸力学性能 形貌.图3(a)和(b)分别为850℃奥氏体化后在空气 不同微观组织车轮钢在不同温度下的拉伸力学性 中冷却和随炉冷却条件下的珠光体片间距.图3() 能如图4所示.图4(a)为不同微观组织试样屈服应力 和(d)分别为1050℃奥氏体化后在空气中冷却和随炉 随温度的变化.由图可见：随温度的降低试样的屈服 冷却条件下的珠光体片间距.由图可见，空冷条件下 应力均呈升高的趋势，材料的屈服应力主要取决于珠 珠光体片间距较炉冷条件的明显减小.不同热处理条 光体片间距，珠光体片间距越小，强度越高：而平均晶 件下珠光体片间距统计见表1.当冷却条件相同时，珠 粒直径对强度几乎没有影响.图4(b)为不同微观组 光体片间距基本相同，基本不受奥氏体化温度的影响. 织试样抗拉强度随温度的变化.由图可见，抗拉强度 根据晶粒尺寸和珠光体片间距的大小，850℃奥 也主要由珠光体片间距决定，受平均晶粒直径影响较 氏体化后在空气中冷却和随炉冷却试样分别称为细晶 小.图4()为不同微观组织试样断后伸长率随温度 粒细珠光体片间距组织试样（记为FG/S)和细晶粒 的变化.由图可见，断后伸长率主要受平均晶粒尺寸 粗珠光体片间距组织试样（记为FG/CS);1050℃奥氏 的影响，晶粒尺寸小，断后伸长率高，而珠光体片间距 体化后在空气中冷却和随炉冷却试样分别称为粗晶粒 则影响不大.图4()为不同微观组织试样断面收缩 细珠光体片间距组织试样（记为CG/FS)和粗晶粒粗 率随温度的变化.由图可见，断面收缩率随温度的降 珠光体片间距组织试样（记为CG/CS). 低而下降，其主要受平均晶粒直径和珠光体片间距的

工程科学学报，第 38 卷，第 4 期 处理试样的平均晶粒直径如表 1 所示． 随着奥氏体 化温度的升高，平均晶粒直径明显增加． 平均晶粒尺 寸主要受奥氏体化温度影响，冷却速率的影响并不 明显． 图 2 不同热处理条件下试样的金相组织． ( a) 850 ℃奥氏体化空冷; ( b) 850 ℃奥氏体化炉冷; ( c) 1050 ℃奥氏体化空冷; ( d) 1050 ℃奥氏 体化炉冷 Fig． 2 Metallographs of specimens with different heat treatments: ( a) austenitized at 850 ℃ and cooled in air; ( b) austenitized at 850 ℃ and cooled in the furnace; ( c) austenitized at 1050 ℃ and cooled in air; ( d) austenitized at 1050 ℃ and cooled in the furnace 表 1 不同热处理条件下车轮钢晶粒尺寸及珠光体片间距 Table 1 Grain size and interlamellar spacing of specimens with different heat treatments 编号 热处理条件 平均冷却速率/( ℃·s － 1 ) 珠光体片间距/ nm 平均晶粒直径/μm 微观组织标记 1 850 ℃保温 1 h，空冷 1. 2 213. 2 ± 15. 3 24. 6 ± 1. 5 FG /FS 2 850 ℃保温 1 h，炉冷 0. 1 418. 5 ± 22. 6 27. 3 ± 2. 6 FG /CS 3 1050 ℃保温 1 h，空冷 1. 2 223. 9 ± 20. 1 87. 1 ± 4. 2 CG /FS 4 1050 ℃保温 1 h，炉冷 0. 1 403. 1 ± 25. 6 95. 0 ± 6. 7 CG /CS 图 3 为不同条件热处理后车轮钢的珠光体片间距 形貌． 图 3( a) 和( b) 分别为 850 ℃ 奥氏体化后在空气 中冷却和随炉冷却条件下的珠光体片间距． 图 3( c) 和( d) 分别为 1050 ℃奥氏体化后在空气中冷却和随炉 冷却条件下的珠光体片间距． 由图可见，空冷条件下 珠光体片间距较炉冷条件的明显减小． 不同热处理条 件下珠光体片间距统计见表 1． 当冷却条件相同时，珠 光体片间距基本相同，基本不受奥氏体化温度的影响． 根据晶粒尺寸和珠光体片间距的大小，850 ℃ 奥 氏体化后在空气中冷却和随炉冷却试样分别称为细晶 粒细珠光体片间距组织试样( 记为 FG / FS) 和细晶粒 粗珠光体片间距组织试样( 记为 FG /CS) ; 1050 ℃ 奥氏 体化后在空气中冷却和随炉冷却试样分别称为粗晶粒 细珠光体片间距组织试样( 记为 CG / FS) 和粗晶粒粗 珠光体片间距组织试样( 记为 CG /CS) ． 2. 2 拉伸力学性能 不同微观组织车轮钢在不同温度下的拉伸力学性 能如图4 所示． 图4( a) 为不同微观组织试样屈服应力 随温度的变化． 由图可见: 随温度的降低试样的屈服 应力均呈升高的趋势，材料的屈服应力主要取决于珠 光体片间距，珠光体片间距越小，强度越高; 而平均晶 粒直径对强度几乎没有影响． 图 4( b) 为不同微观组 织试样抗拉强度随温度的变化． 由图可见，抗拉强度 也主要由珠光体片间距决定，受平均晶粒直径影响较 小． 图 4( c) 为不同微观组织试样断后伸长率随温度 的变化． 由图可见，断后伸长率主要受平均晶粒尺寸 的影响，晶粒尺寸小，断后伸长率高，而珠光体片间距 则影响不大． 图 4( d) 为不同微观组织试样断面收缩 率随温度的变化． 由图可见，断面收缩率随温度的降 低而下降，其主要受平均晶粒直径和珠光体片间距的 · 425 ·

龚帅等：微观组织对高速车轮钢解理断裂应力的影响 ·525· 2m 图3不同条件热处理后车轮钢的珠光体形貌.(a)850℃奥氏体化空冷：(b)850℃奥氏体化炉冷：(c)1050℃奥氏体化空冷：(d)1050℃ 奥氏体化炉冷 Fig.3 Interlamellar spacing of specimens with different heat treatments:(a)austenitized at 850 C and cooled in air:(b)austenitized at 850C and cooled in the furnace:(c)austenitized at 1050C and cooled in air:(d)austenitized at 1050C and cooled in the furnace 800 1100 (a) b -FC/FS 700 1000L 一《 900 1 400 800 300 -40 700 -120 -80 40 -120 -80 -40 0 40 温度/ 温度℃ 23 60 (e) -FG/FS 55 -FG/CS CG/FS 21 -CG/CS 50 。-CG/S ▲-G/ -CG/CS 18 17 35 16 s 25l -120 -80 40 0 -120 -80 -40 40 温度℃ 温度( 图4不同微观组织试样拉伸性能随温度的变化.(a)屈服强度：(b)抗拉强度：(c)伸长率：(d)面缩率 Fig.4 Tensile properties of specimens with different microstructures at different temperatures:(a)yield stress:(b)ultimate strength:(c)elonga- tion:(d)reduction of area

龚 帅等: 微观组织对高速车轮钢解理断裂应力的影响 图3 不同条件热处理后车轮钢的珠光体形貌 . ( a) 850 ℃奥氏体化空冷; ( b) 850 ℃奥氏体化炉冷; ( c) 1050 ℃奥氏体化空冷; ( d) 1050 ℃ 奥氏体化炉冷 Fig． 3 Interlamellar spacing of specimens with different heat treatments: ( a) austenitized at 850 ℃ and cooled in air; ( b) austenitized at 850 ℃ and cooled in the furnace; ( c) austenitized at 1050 ℃ and cooled in air; ( d) austenitized at 1050 ℃ and cooled in the furnace 图 4 不同微观组织试样拉伸性能随温度的变化 . ( a) 屈服强度; ( b) 抗拉强度; ( c) 伸长率; ( d) 面缩率 Fig． 4 Tensile properties of specimens with different microstructures at different temperatures: ( a) yield stress; ( b) ultimate strength; ( c) elonga￾tion; ( d) reduction of area · 525 ·

·526· 工程科学学报，第38卷，第4期 综合影响，但晶粒尺寸的影响更为主要.晶粒尺寸和 试样在-40℃下，缺口前端出现较长的延性撕裂，韧 珠光体片间距越小面缩率越大 窝区宽度(b)均大于200um,如图5(a)所示.FG/Cs 2.3三点弯曲断裂试验 试样在-40℃下，缺口前端也出现较长的延性撕裂， 表2给出三点弯曲试验结果.由表可见：FG/FS 如图5(b)所示.由于缺口尖端出现较大的延性撕裂， 表2三点弯曲试样实验结果 Table 2 Results of notched 3-point bending specimens 是否在夹杂 试样编号 T/℃ P:/N PyIPcs X,lμm b/μm Or/MPa D/wm 物处起裂 4- 20 13744 1.77 517 0 0.010 1234 120×150 西 4-2 20 13498 1.80 580 0 0.012 1150 200×120 是/TN 43 20 13509 1.79 420 0 0.019 1296 180×160 是/TN 4-4 0 14033 1.73 0 0 145×205 否 45 0 11352 1.49 0 0 230×270 否 46 -20 10870 1.34 0 0 182×280 否 4-7 -20 9692 1.21 0 0 240×150 否 3-1 -20 10396 0.93 57 45 一 3-2 -20 11807 1.05 134 37 1-1 -40 18098 1.34 930 350 1-2 -40 17509 1.30 510 240 2-1 -40 14131 1.41 215 205 2-2 -40 13536 1.35 138 100 3-3 -40 14363 1.22 290 0 0.016 1343 40×30 34 -40 14825 1.26 451 0 0.003 1297 36×40 是/TN 48 -40 10813 1.08 0 142×155 否 4-9 -40 10812 1.08 0 0 173×116 否 1-3 -80 16917 1.13 350 0 0.015 1556 26×33 否 14 -80 16900 1.13 295 0 0.023 1590 30×31 否 2-3 -80 14153 1.35 93 80 21×29 否 24 -80 13536 1.29 110 100 30×30 否 2-5 -80 14922 1.42 512 50 0.010 1256 30×32 否 26 -80 14001 1.33 168 0 0.086 1374 31×35 否 35 -80 10315 0.71 0 116×140 否 36 -80 11280 0.78 0 0 115×125 否 4-10 -80 8372 0.74 0 162×130 否 4-1 -80 7032 0.62 0 0 190×200 否 1-5 -120 11538 0.61 0 28×31 否 16 -120 14090 0.74 0 0 29×33 否 2-7 -120 7427 0.41 0 0 25×30 否 28 -120 6695 0.35 0 0 30×42 否 3-7 -120 5947 0.31 0 0 58×52 否 38 -120 5789 0.30 0 0 105×76 否 4-12 -120 5510 0.32 0 0 60×60 否 4-13 -120 6291 0.37 0 0 115×80 否 注：T为测试温度，P。为断裂载荷，P。,为整体屈服载荷，X,为起裂源到缺口尖端的距离，b为缺口前端延性撕裂区宽度，6为断裂时起裂 源处的等效塑性应变，D为起裂源处解理刻面尺寸，“”表示未测量到有效值

工程科学学报，第 38 卷，第 4 期 综合影响，但晶粒尺寸的影响更为主要． 晶粒尺寸和 珠光体片间距越小面缩率越大． 2. 3 三点弯曲断裂试验 表 2 给出三点弯曲试验结果． 由表可见: FG / FS 试样在 － 40 ℃ 下，缺口前端出现较长的延性撕裂，韧 窝区宽度( b) 均大于 200 μm，如图 5( a) 所示． FG /CS 试样在 － 40 ℃ 下，缺口前端也出现较长的延性撕裂， 如图 5( b) 所示． 由于缺口尖端出现较大的延性撕裂， 表 2 三点弯曲试样实验结果 Table 2 Ｒesults of notched 3-point bending specimens 试样编号 T /℃ PF /N PF /PGy Xf /μm b /μm εeff σf /MPa D/μm2 是否在夹杂 物处起裂 4--1 20 13744 1. 77 517 0 0. 010 1234 120 × 150 否 4--2 20 13498 1. 80 580 0 0. 012 1150 200 × 120 是/TiN 4--3 20 13509 1. 79 420 0 0. 019 1296 180 × 160 是/TiN 4--4 0 14033 1. 73 0 0 — — 145 × 205 否 4--5 0 11352 1. 49 0 0 — — 230 × 270 否 4--6 － 20 10870 1. 34 0 0 — — 182 × 280 否 4--7 － 20 9692 1. 21 0 0 — — 240 × 150 否 3--1 － 20 10396 0. 93 57 45 — — — — 3--2 － 20 11807 1. 05 134 37 — — — — 1--1 － 40 18098 1. 34 930 350 — — — — 1--2 － 40 17509 1. 30 510 240 — — — — 2--1 － 40 14131 1. 41 215 205 — — — — 2--2 － 40 13536 1. 35 138 100 — — — — 3--3 － 40 14363 1. 22 290 0 0. 016 1343 40 × 30 否 3--4 － 40 14825 1. 26 451 0 0. 003 1297 36 × 40 是/TiN 4--8 － 40 10813 1. 08 0 0 — — 142 × 155 否 4--9 － 40 10812 1. 08 0 0 — — 173 × 116 否 1--3 － 80 16917 1. 13 350 0 0. 015 1556 26 × 33 否 1--4 － 80 16900 1. 13 295 0 0. 023 1590 30 × 31 否 2--3 － 80 14153 1. 35 93 80 — — 21 × 29 否 2--4 － 80 13536 1. 29 110 100 — — 30 × 30 否 2--5 － 80 14922 1. 42 512 50 0. 010 1256 30 × 32 否 2--6 － 80 14001 1. 33 168 0 0. 086 1374 31 × 35 否 3--5 － 80 10315 0. 71 0 0 — — 116 × 140 否 3--6 － 80 11280 0. 78 0 0 — — 115 × 125 否 4--10 － 80 8372 0. 74 0 0 — — 162 × 130 否 4--11 － 80 7032 0. 62 0 0 — — 190 × 200 否 1--5 － 120 11538 0. 61 0 0 — — 28 × 31 否 1--6 － 120 14090 0. 74 0 0 — — 29 × 33 否 2--7 － 120 7427 0. 41 0 0 — — 25 × 30 否 2--8 － 120 6695 0. 35 0 0 — — 30 × 42 否 3--7 － 120 5947 0. 31 0 0 — — 58 × 52 否 3--8 － 120 5789 0. 30 0 0 — — 105 × 76 否 4--12 － 120 5510 0. 32 0 0 — — 60 × 60 否 4--13 － 120 6291 0. 37 0 0 — — 115 × 80 否 注: T 为测试温度，PF为断裂载荷，PGy为整体屈服载荷，Xf为起裂源到缺口尖端的距离，b 为缺口前端延性撕裂区宽度，εeff为断裂时起裂 源处的等效塑性应变，D 为起裂源处解理刻面尺寸，“—”表示未测量到有效值． · 625 ·

龚帅等：微观组织对高速车轮钢解理断裂应力的影响 527 解用起裂源 解理起裂源 100u 100 am 解理起裂源 解理起裂源 100 04e10A2014 100μ 4纳h=eA自a指 图5-40℃下不同微观组织三点弯曲缺口试样典型断口形貌.(a)G/S:(b)FG/CS:(c)CG/FS:(d)CG/CS Fig.5 Fracture surfaces of notched 3PB specimens with different microstructures at -40C:(a)FG/FS:(b)FG/CS:(c)CG/FS:(d)CG/CS 延性撕裂过程中缺口前的应力、应变分布会发生明显 非尖端起裂的其他试样，因此需在较高的温度下进 变化，导致无法准确计算起裂点处的应力，因此无法测 一步测试.CG/CS试样在-20℃和0℃下均表现为尖 定该温度下FG/FS试样及G/CS试样的解理断裂应 端起裂，在20℃下所有试样缺口尖端均未出现延性撕 力.在该温度下CG/FS试样及CG/CS试样缺口前端 裂，且起裂源远离缺口尖端，通过计算可得到CG/CS 均未出现延性撕裂区，但CG/CS试样均从缺口尖端直 试样的解理断裂应力： 接起裂，如图5(c)和(d)所示，所以可以得到CG/S 不同微观组织试样在非尖端起裂条件下的解理断 试样的解理断裂应力σ· 裂应力平均值如图7所示.由图可知：FG/FS试样的 由于FG/FS试样及FG/CS试样在-40℃下缺口 解理断裂应力o:平均值最高，为1573MPa;FG/CS试 前端出现较长的延性撕裂，无法测定断裂应力，因此需 样和CG/S试样的σ，平均值基本相当，分别为1315 进一步降低温度.在-80℃下，FG/S试样缺口尖端 MPa和1320MPa;而CG/CS试样的g,值最低，仅为 未出现延性撕裂，而且试样在离缺口尖端一定距离处 1226MPa.由此可见，对于以珠光体为主的珠光体-铁 起裂，在该温度下测定FG/FS试样的解理断裂应力是 素体复相组织的车轮钢，影响解理断裂应力的主要因 可靠的.-80℃下，对于FG/CS试样，4个试样中有3 素不仅包括晶粒尺寸，而且包括珠光体片间距.这与 个出现较明显的延性撕裂，由于试样2-5裂解起裂源 Lewandowski、Alexander等7-对于全珠光体材料的研 位置距缺口尖端大于500um,而该试样的延性撕裂区 究结果不同，在全珠光体材料中，解理断裂应力仅与珠 仅为50μm,延性撕裂对解理断裂应力的测量几乎没 光体片间距有关，而与原奥氏体晶粒尺寸无关 有影响，在该温度下可以得到FG/CS试样的解理断裂 应力.在-80℃下CG/FS试样及CG/CS试样缺口尖 3讨论 端均未出现延性撕裂，并且起裂源均位于缺口尖端. 微观组织对解理断裂应力的影响与解理断裂的微 进一步降低温度，在-120℃下，所有试样缺口尖端均 观机制密切相关.对解理断裂的研究认为，只有当缺 未出现延性撕裂，并且起裂源均位于缺口尖端，如图6 口或裂纹前端一定范围内的正应力达到临界值，才会 所示 引发解理1.对于FG/FS试样及G/CS试样，在 由于CG/CS试样在-40℃下解理断裂均起源于 -40℃下，缺口尖端出现先延性撕裂，而不是解理，说 缺口尖端，即尖端起裂，这使得试样的断裂机理不同于 明缺口前端尽管应变很大，但由于应力不足，无法发生

龚 帅等: 微观组织对高速车轮钢解理断裂应力的影响 图 5 － 40 ℃下不同微观组织三点弯曲缺口试样典型断口形貌． ( a) FG /FS; ( b) FG /CS; ( c) CG /FS; ( d) CG /CS Fig． 5 Fracture surfaces of notched 3PB specimens with different microstructures at － 40 ℃ : ( a) FG /FS; ( b) FG /CS; ( c) CG /FS; ( d) CG /CS 延性撕裂过程中缺口前的应力、应变分布会发生明显 变化，导致无法准确计算起裂点处的应力，因此无法测 定该温度下 FG / FS 试样及 FG /CS 试样的解理断裂应 力． 在该温度下 CG / FS 试样及 CG /CS 试样缺口前端 均未出现延性撕裂区，但 CG /CS 试样均从缺口尖端直 接起裂，如图 5( c) 和( d) 所示，所以可以得到 CG / FS 试样的解理断裂应力 σf ． 由于 FG / FS 试样及 FG /CS 试样在 － 40 ℃ 下缺口 前端出现较长的延性撕裂，无法测定断裂应力，因此需 进一步降低温度． 在 － 80 ℃ 下，FG / FS 试样缺口尖端 未出现延性撕裂，而且试样在离缺口尖端一定距离处 起裂，在该温度下测定 FG / FS 试样的解理断裂应力是 可靠的． － 80 ℃下，对于 FG /CS 试样，4 个试样中有 3 个出现较明显的延性撕裂，由于试样 2--5 裂解起裂源 位置距缺口尖端大于 500 μm，而该试样的延性撕裂区 仅为 50 μm，延性撕裂对解理断裂应力的测量几乎没 有影响，在该温度下可以得到 FG /CS 试样的解理断裂 应力． 在 － 80 ℃ 下 CG / FS 试样及 CG /CS 试样缺口尖 端均未出现延性撕裂，并且起裂源均位于缺口尖端． 进一步降低温度，在 － 120 ℃ 下，所有试样缺口尖端均 未出现延性撕裂，并且起裂源均位于缺口尖端，如图 6 所示． 由于 CG /CS 试样在 － 40 ℃ 下解理断裂均起源于 缺口尖端，即尖端起裂，这使得试样的断裂机理不同于 非尖端起裂的其他试样［14］，因此需在较高的温度下进 一步测试． CG /CS 试样在 － 20 ℃和 0 ℃下均表现为尖 端起裂，在 20 ℃下所有试样缺口尖端均未出现延性撕 裂，且起裂源远离缺口尖端，通过计算可得到 CG /CS 试样的解理断裂应力 σf ． 不同微观组织试样在非尖端起裂条件下的解理断 裂应力平均值如图 7 所示． 由图可知: FG / FS 试样的 解理断裂应力 σf平均值最高，为 1573 MPa; FG /CS 试 样和 CG / FS 试样的 σf平均值基本相当，分别为 1315 MPa 和 1320 MPa; 而 CG /CS 试 样 的 σf 值最 低，仅 为 1226 MPa． 由此可见，对于以珠光体为主的珠光体--铁 素体复相组织的车轮钢，影响解理断裂应力的主要因 素不仅包括晶粒尺寸，而且包括珠光体片间距． 这与 Lewandowski、Alexander 等［7--8］对于全珠光体材料的研 究结果不同，在全珠光体材料中，解理断裂应力仅与珠 光体片间距有关，而与原奥氏体晶粒尺寸无关． 3 讨论 微观组织对解理断裂应力的影响与解理断裂的微 观机制密切相关． 对解理断裂的研究认为，只有当缺 口或裂纹前端一定范围内的正应力达到临界值，才会 引发解 理［2，15］． 对于 FG / FS 试 样 及 FG /CS 试 样，在 － 40 ℃下，缺口尖端出现先延性撕裂，而不是解理，说 明缺口前端尽管应变很大，但由于应力不足，无法发生 · 725 ·

·528· 工程科学学报，第38卷，第4期 30m 图6-120℃下不同微观组织三点弯曲缺口试样典型断口形貌.(a)FG/FS:(b)FG/CS:(c)CG/FS:(d)CG/CS Fig.6 Typical fracture surfaces of notched 3PB specimens with different microstructures at -120C.(a)FG/FS:(b)FG/CS:(c)CG/FS;(d) CG/CS 而CG/CS试样在断口截面上则没有发现明显的未扩 1500 展微裂纹，其解理起源于缺口尖端.缺口尖端的应变 最大，裂纹的形核主要取决于塑性变形，因此裂纹最容 1400 易在缺口尖端形核，由于该试样的解理断裂应力较低， L300 裂纹一旦形核，便可以快速扩展，因此CG/CS试样解 理断裂的临界事件是微裂纹的形核，即形核控制.随 120 着温度的降低，即-120℃下，所有试样解理断裂的临 1100 界事件均变为形核控制.可见，在相同温度下不同微 1000 观组织的试样具有不同的断裂机制，随着温度的改变， FC/FS FG/CS CG/ES 5 试样类型 试样的断裂机制发生变化.这些均会对材料的解理断 图7不同微观组织试样的解理断裂应力 裂应力产生影响 Fig.7 Fracture stress of specimens with different microstructures 对于断裂临界事件为扩展控制的解理断裂，裂纹 扩展导致解理断裂发生的条件可以表示为四 解理断裂.对FG/S试样断口截面的残留裂纹观察如 Ey/(1-v2)d]in (1) 图8(a)所示.由图可知，断口下方存在一些长度与晶 式中，y为材料的有效表面能，v为泊松比，d为微裂 粒尺寸相当的微裂纹，这些微裂纹止裂于晶界铁素体 纹长度.微裂纹长度d受特征微观组织单元的影响. 由此可见试样内部即使形成微裂纹，由于局部应力不 由此可见，微观组织通过影响材料的特征微裂纹长度 足，裂纹无法解理扩展，从而无法发生解理断裂.对 对断裂应力产生影响.晶界对裂纹扩展的阻碍作用得 FG/CS试样的残留微裂纹观察结果与FG/FS试样基 到研究者的一致认同0.16切，因为不同晶粒的晶体取 本相同.CG/S试样的残留微裂纹如图8(b)所示.由 向有较大差异，解理裂纹在穿过晶界时要改变方向，从 图可知，由于晶粒尺寸较大，断口下的解理微裂纹有的 而消耗能量成为裂纹扩展的障碍.关于珠光体团的影 止裂于晶界，有的止裂于珠光体团边界.这说明该温 响，Park和Bernstein测量了同一原奥氏体晶粒内不 度下FG/S、FG/CS及CG/FS试样解理扩展的临界事 同珠光体团的取向，认为珠光体团间取向差超过10° 件是微裂纹穿过晶界或珠光体团界扩展，即扩展控制： 的比例很低，因此认为珠光体团界对阻碍微裂纹扩展

工程科学学报，第 38 卷，第 4 期 图 6 － 120 ℃下不同微观组织三点弯曲缺口试样典型断口形貌． ( a) FG /FS; ( b) FG /CS; ( c) CG /FS; ( d) CG /CS Fig． 6 Typical fracture surfaces of notched 3PB specimens with different microstructures at － 120 ℃ ． ( a) FG /FS; ( b) FG /CS; ( c) CG /FS; ( d) CG /CS 图 7 不同微观组织试样的解理断裂应力 Fig． 7 Fracture stress of specimens with different microstructures 解理断裂． 对 FG / FS 试样断口截面的残留裂纹观察如 图 8( a) 所示． 由图可知，断口下方存在一些长度与晶 粒尺寸相当的微裂纹，这些微裂纹止裂于晶界铁素体． 由此可见试样内部即使形成微裂纹，由于局部应力不 足，裂纹无法解理扩展，从而无法发生解理断裂． 对 FG /CS 试样的残留微裂纹观察结果与 FG / FS 试样基 本相同． CG / FS 试样的残留微裂纹如图 8( b) 所示． 由 图可知，由于晶粒尺寸较大，断口下的解理微裂纹有的 止裂于晶界，有的止裂于珠光体团边界． 这说明该温 度下 FG / FS、FG /CS 及 CG / FS 试样解理扩展的临界事 件是微裂纹穿过晶界或珠光体团界扩展，即扩展控制; 而 CG /CS 试样在断口截面上则没有发现明显的未扩 展微裂纹，其解理起源于缺口尖端． 缺口尖端的应变 最大，裂纹的形核主要取决于塑性变形，因此裂纹最容 易在缺口尖端形核，由于该试样的解理断裂应力较低， 裂纹一旦形核，便可以快速扩展，因此 CG /CS 试样解 理断裂的临界事件是微裂纹的形核，即形核控制． 随 着温度的降低，即 － 120 ℃ 下，所有试样解理断裂的临 界事件均变为形核控制． 可见，在相同温度下不同微 观组织的试样具有不同的断裂机制，随着温度的改变， 试样的断裂机制发生变化． 这些均会对材料的解理断 裂应力产生影响． 对于断裂临界事件为扩展控制的解理断裂，裂纹 扩展导致解理断裂发生的条件可以表示为［10］ σf =［4Eγeff /π( 1 － ν 2 ) d］1 /2 ． ( 1) 式中，γeff为材料的有效表面能，ν 为泊松比，d 为微裂 纹长度． 微裂纹长度 d 受特征微观组织单元的影响． 由此可见，微观组织通过影响材料的特征微裂纹长度 对断裂应力产生影响． 晶界对裂纹扩展的阻碍作用得 到研究者的一致认同［9--10，16--17］，因为不同晶粒的晶体取 向有较大差异，解理裂纹在穿过晶界时要改变方向，从 而消耗能量成为裂纹扩展的障碍． 关于珠光体团的影 响，Park 和 Bernstein［16］测量了同一原奥氏体晶粒内不 同珠光体团的取向，认为珠光体团间取向差超过 10° 的比例很低，因此认为珠光体团界对阻碍微裂纹扩展 · 825 ·

龚帅等：微观组织对高速车轮钢解理断裂应力的影响 ·529 20n 图8在-40℃下试样截面上断口附近的残留微裂纹.(a)FG/S:(b)CG/FS Fig.8 Residual microcracks on the cross section near the fracture surface of 3PB specimens at -40C.(a)FG/FS:(b)CG/FS 的贡献较小.由金相观察结果可见，在CG/S及CG/ 解理断裂应力几乎没有影响.在Alexander和Bem- CS试样中由于晶粒尺寸和珠光体团尺寸较大，且有的 stein阅、Park和Bernstein的研究中，由于采用等温 过度长大，尤其CG/CS试样中.在-40℃下CG/FS试 冷却处理，珠光体团尺寸几乎相等，因此解理断裂应力 样中观察到止裂于珠光体团界的残留微裂纹，如图8 仅与珠光体片间距有关. (b)所示.在室温下CG/CS试样中也观察到止裂于珠 对于高速车轮钢，其原奥氏体晶界分布有一定厚 光体团界的微裂纹，如图9(a)所示.对CG/CS试样的 度的先共析铁素体.铁素体较珠光体而言具有良好的 个晶粒进行观察，如图9(b)所示，可见晶粒内部分 塑性网，晶界铁素体的表观断裂韧性较晶内珠光体的 布有尺寸不等的珠光体团，珠光体团直径最大约为 表观断裂韧性K。高3倍左右圆.当温度不太低时，试 60μm 样解理断口上不同解理刻面的连接往往为延性撕裂， 对图9(b)中晶粒及珠光体团利用电子背散射衍 如图5所示，也说明晶界铁素体具有更好的延性，使得 射技术进行晶体取向分析，结果如图10所示.图10 晶界铁素体具有阻止裂纹扩展的作用.由表2中试样 (a)中不同的颜色代表具有不同晶体取向的珠光体 的解理起裂源处解理刻面尺寸D可见，其尺寸与材料 团.由图可见，在同一原奥氏体晶粒内，具有几个取向 中最大晶粒尺寸相当，这也与车轮钢断裂韧性主要由 明显不同的珠光体团.沿图中BC线测量晶体取向差， 5%最大晶粒尺寸控制的结论相一致网，说明在该钢 其结果如图10(b)所示.图10(a)中两个晶体取向差 中，晶界处的晶体取向差及晶界铁素体对裂纹扩展的 较大的珠光体团边界处A点的取向差约为40°.由此 阻碍作用使得已形核微裂纹穿过晶界扩展成为解理断 可见，当珠光体团间的晶体取向差大时，裂纹穿过边界 裂过程中最困难的阶段.这样，试样中未扩展微裂纹 扩展时会改变方向，产生较大的阻力，从而起到类似晶 的特征尺寸为原奥氏体晶粒直径.表2中还可以看 界的作用.对于全珠光体钢，由于原奥氏体晶界没有 出，有的试样解理起裂源处存在TN夹杂，有的试样则 先共析铁素体，其结构与取向差较大的珠光体团界相 没有发现夹杂物，但其存在与否对解理断裂应力没有 似，对裂纹的阻碍作用也类似，因此原奥氏体晶粒度对 影响，说明夹杂物导致的微裂纹形核，即夹杂物尺寸的 20 图9CG/CS试样在20℃断裂时断口截面止裂于珠光体团界的微裂纹()及CG/CS试样品粒内部珠光体团形貌(b) Fig.9 Microcrack stopped at the pearlite colony boundary in a CG/CS specimen fractured at 20C (a)and pearlite colonies in a grain of the CG/CS specimen (b)

龚 帅等: 微观组织对高速车轮钢解理断裂应力的影响 图 8 在 － 40 ℃下试样截面上断口附近的残留微裂纹． ( a) FG /FS; ( b) CG /FS Fig． 8 Ｒesidual microcracks on the cross section near the fracture surface of 3PB specimens at － 40 ℃. ( a) FG /FS; ( b) CG /FS 的贡献较小． 由金相观察结果可见，在 CG / FS 及 CG / CS 试样中由于晶粒尺寸和珠光体团尺寸较大，且有的 过度长大，尤其 CG /CS 试样中． 在 － 40 ℃下 CG / FS 试 样中观察到止裂于珠光体团界的残留微裂纹，如图 8 ( b) 所示． 在室温下 CG /CS 试样中也观察到止裂于珠 光体团界的微裂纹，如图 9( a) 所示． 对 CG /CS 试样的 一个晶粒进行观察，如图 9( b) 所示，可见晶粒内部分 布有尺寸不等的珠光体团，珠光体团直径最大约为 60 μm． 图 9 CG /CS 试样在 20 ℃断裂时断口截面止裂于珠光体团界的微裂纹( a) 及 CG /CS 试样晶粒内部珠光体团形貌( b) Fig． 9 Microcrack stopped at the pearlite colony boundary in a CG /CS specimen fractured at 20 ℃ ( a) and pearlite colonies in a grain of the CG /CS specimen ( b) 对图 9( b) 中晶粒及珠光体团利用电子背散射衍 射技术进行晶体取向分析，结果如图 10 所示． 图 10 ( a) 中不同的颜色代表具有不同晶体取向的珠光体 团． 由图可见，在同一原奥氏体晶粒内，具有几个取向 明显不同的珠光体团． 沿图中 BC 线测量晶体取向差， 其结果如图 10( b) 所示． 图 10( a) 中两个晶体取向差 较大的珠光体团边界处 A 点的取向差约为 40°． 由此 可见，当珠光体团间的晶体取向差大时，裂纹穿过边界 扩展时会改变方向，产生较大的阻力，从而起到类似晶 界的作用． 对于全珠光体钢，由于原奥氏体晶界没有 先共析铁素体，其结构与取向差较大的珠光体团界相 似，对裂纹的阻碍作用也类似，因此原奥氏体晶粒度对 解理断裂应力几乎没有影响． 在 Alexander 和 Bern￾stein［8］、Park 和 Bernstein［16］ 的研究中，由于采用等温 冷却处理，珠光体团尺寸几乎相等，因此解理断裂应力 仅与珠光体片间距有关． 对于高速车轮钢，其原奥氏体晶界分布有一定厚 度的先共析铁素体． 铁素体较珠光体而言具有良好的 塑性［18］，晶界铁素体的表观断裂韧性较晶内珠光体的 表观断裂韧性 KQ高 3 倍左右［13］． 当温度不太低时，试 样解理断口上不同解理刻面的连接往往为延性撕裂， 如图 5 所示，也说明晶界铁素体具有更好的延性，使得 晶界铁素体具有阻止裂纹扩展的作用． 由表 2 中试样 的解理起裂源处解理刻面尺寸 D 可见，其尺寸与材料 中最大晶粒尺寸相当，这也与车轮钢断裂韧性主要由 5% 最大晶粒尺寸控制的结论相一致［19］，说明在该钢 中，晶界处的晶体取向差及晶界铁素体对裂纹扩展的 阻碍作用使得已形核微裂纹穿过晶界扩展成为解理断 裂过程中最困难的阶段． 这样，试样中未扩展微裂纹 的特征尺寸为原奥氏体晶粒直径． 表 2 中还可以看 出，有的试样解理起裂源处存在 TiN 夹杂，有的试样则 没有发现夹杂物，但其存在与否对解理断裂应力没有 影响，说明夹杂物导致的微裂纹形核，即夹杂物尺寸的 · 925 ·

·530· 工程科学学报，第38卷，第4期 1505050 5 20 40 60 80 长度加m 图10图9(b)中微观组织的电子背散射衍射技术品体取向二维分析结果(a)及图中沿BC线晶体取向差分布(b) Fig.10 2-dimensional EBSD crystal orientation distribution of the microstructure shown in Fig 9(b)(a)and crystal orientation difference along line BC (b) 裂纹对解理断裂应力没有影响.因此在扩展控制断裂 寸和珠光体片间距对断裂机制也产生明显影响 模式下，微裂纹的形核不是车轮钢解理断裂过程中的 (2)在扩展控制断裂机制下，微观组织对车轮钢 决定性环节 的解理断裂应力具有明显影响，晶粒尺寸和珠光体片 结合式(1)，在车轮钢中晶粒尺寸，尤其是最大 间距越小，解理断裂应力越高 5%晶粒尺寸是决定解理断裂应力的因素之一，在有效 (3)高速车轮钢中晶界（或珠光体界）处的晶体取 表面能一定的情况下，晶粒直径越小，特征微裂纹尺寸 向差、珠光体基体及晶界铁素体的有效表面能是微裂 d越小，解理断裂应力o,越高.因此FG/S试样的解 纹扩展的主要阻力，因此细化晶粒及珠光体片间距可 理断裂应力高于CG/FS试样，FG/CS试样的解理断裂 以使解理断裂应力提高 应力高于CG/CS试样.Alexander和Bernstein对全 珠光体钢的研究表明，珠光体组织的有效表面能y,随 参考文献 珠光体片间距S的减小而增加，二者基本呈线性关系， ] 可以表示为 Gong S,Ren X C,Ma Y X,et al.Effect of heat-treatment on mi- crostructure and fracture toughness of high-speed railway wheel y。=1.96+1.137S (2) steel.Trans Mater Heat Treat,2015,36(4):150 车轮钢中裂纹扩展过程中消耗的能量主要有珠光体的 (龚帅，任学冲，马英霞，等.热处理工艺对高速车轮钢显微组 有效表面能、铁素体的有效表面能及晶界（或珠光体 织和断裂韧性的影响.材料热处理学报，2015,36(4)：150) 团界)的有效表面能组成.由于在车轮钢中珠光体组 [2] Chen J H,Wang GZ,Yan C,et al.Advances in the mechanism 织所占的比例较高，因此珠光体有效表面能的改变将 of cleavage fracture of low alloy steel at low temperature:Part III. 会对解理断裂应力产生明显的影响.即在相同的晶粒 Local fracture stress Int J Fract,1997,83:139 B] Wang GZ,Wang JG.Chen J H.Effects of geometry of notched 尺寸下，珠光体片间距越小，解理断裂应力越高。因此 specimens on the local cleavage fracture stress o of C-Mn steel. FG/FS试样的解理断裂应力高于FG/CS试样，CG/FS Eng Fract Mech,2003,70(18):2499 试样的解理断裂应力高于CG/CS试样.FG/CS试样 Ren X C,Tian JJ,Wang G Z,et al.Influence of loading rate on 和CG/S试样的解理断裂应力的大小取决于晶粒直 fracture behavior of notched specimens made of low alloy steel.J 径及珠光体有效表面能Y,对解理断裂应力的共同作 Univ Sci Technol Beijing,2004,26(5):533 用.在本研究中，FG/CS试样和CG/FS试样的解理断 (任学冲，田建军，王国珍，等.加载速率对低合金钢缺口断 裂行为的影响.北京科技大学学报，2004,26(5)：533) 裂应力基本相当，因此可以推断在这两组试样中晶粒 [5] Samant A V,Lewandowski J J.Effects of test temperature,grain 直径及珠光体有效表面能Y,的改变对解理断裂应力 size,and alloy additions on the cleavage fracture stress of polycrys- 的影响作用基本相当. talline niobium.Metall Mater Trans A,1997,28:389 [6 Wang G Z,Liu Y G,Chen J H.Investigation of cleavage fracture 4结论 initiation in notched specimens of a C-Mn steel with carbides and (1)车轮钢三点弯曲缺口试样的断裂机制随温度 inclusions.Mater Sci Eng A,2004,369(12):181 的变化而改变，在较高的温度下其断裂临界事件为晶 Lewandowski J,Thompson A W.Microstructural effects on the cleavage fracture stress of fully pearlitic cutectoid steel.Metall 粒尺寸微裂纹穿过晶界扩展，即扩展控制，随温度的降 Mater Trans A,1986,17(10):1769 低逐渐变为起裂控制：在相同的温度下，奥氏体晶粒尺 [8]Alexander D J,Bernstein I M.Cleavage fracture in pearlitic eu-

工程科学学报，第 38 卷，第 4 期 图 10 图 9( b) 中微观组织的电子背散射衍射技术晶体取向二维分析结果( a) 及图中沿 BC 线晶体取向差分布( b) Fig． 10 2-dimensional EBSD crystal orientation distribution of the microstructure shown in Fig. 9( b) ( a) and crystal orientation difference along line BC ( b) 裂纹对解理断裂应力没有影响． 因此在扩展控制断裂 模式下，微裂纹的形核不是车轮钢解理断裂过程中的 决定性环节． 结合式( 1) ，在车轮钢中晶粒尺寸，尤其是最大 5% 晶粒尺寸是决定解理断裂应力的因素之一，在有效 表面能一定的情况下，晶粒直径越小，特征微裂纹尺寸 d 越小，解理断裂应力 σf越高． 因此 FG / FS 试样的解 理断裂应力高于 CG / FS 试样，FG /CS 试样的解理断裂 应力高于 CG /CS 试样． Alexander 和 Bernstein［8］ 对全 珠光体钢的研究表明，珠光体组织的有效表面能 γp随 珠光体片间距 S 的减小而增加，二者基本呈线性关系， 可以表示为 γp = 1. 96 + 1. 137S － 1 ． ( 2) 车轮钢中裂纹扩展过程中消耗的能量主要有珠光体的 有效表面能、铁素体的有效表面能及晶界( 或珠光体 团界) 的有效表面能组成． 由于在车轮钢中珠光体组 织所占的比例较高，因此珠光体有效表面能的改变将 会对解理断裂应力产生明显的影响． 即在相同的晶粒 尺寸下，珠光体片间距越小，解理断裂应力越高． 因此 FG / FS 试样的解理断裂应力高于 FG /CS 试样，CG / FS 试样的解理断裂应力高于 CG /CS 试样． FG /CS 试样 和 CG / FS 试样的解理断裂应力的大小取决于晶粒直 径及珠光体有效表面能 γp对解理断裂应力的共同作 用． 在本研究中，FG /CS 试样和 CG / FS 试样的解理断 裂应力基本相当，因此可以推断在这两组试样中晶粒 直径及珠光体有效表面能 γp的改变对解理断裂应力 的影响作用基本相当． 4 结论 ( 1) 车轮钢三点弯曲缺口试样的断裂机制随温度 的变化而改变，在较高的温度下其断裂临界事件为晶 粒尺寸微裂纹穿过晶界扩展，即扩展控制，随温度的降 低逐渐变为起裂控制; 在相同的温度下，奥氏体晶粒尺 寸和珠光体片间距对断裂机制也产生明显影响． ( 2) 在扩展控制断裂机制下，微观组织对车轮钢 的解理断裂应力具有明显影响，晶粒尺寸和珠光体片 间距越小，解理断裂应力越高． ( 3) 高速车轮钢中晶界( 或珠光体界) 处的晶体取 向差、珠光体基体及晶界铁素体的有效表面能是微裂 纹扩展的主要阻力，因此细化晶粒及珠光体片间距可 以使解理断裂应力提高． 参 考 文 献 ［1］ Gong S，Ｒen X C，Ma Y X，et al． Effect of heat-treatment on mi￾crostructure and fracture toughness of high-speed railway wheel steel． Trans Mater Heat Treat，2015，36( 4) : 150 ( 龚帅，任学冲，马英霞，等． 热处理工艺对高速车轮钢显微组 织和断裂韧性的影响． 材料热处理学报，2015，36( 4) : 150) ［2］ Chen J H，Wang G Z，Yan C，et al． Advances in the mechanism of cleavage fracture of low alloy steel at low temperature: Part III． Local fracture stress σf ． Int J Fract，1997，83: 139 ［3］ Wang G Z，Wang J G，Chen J H． Effects of geometry of notched specimens on the local cleavage fracture stress σf of C--Mn steel． Eng Fract Mech，2003，70( 18) : 2499 ［4］ Ｒen X C，Tian J J，Wang G Z，et al． Influence of loading rate on fracture behavior of notched specimens made of low alloy steel． J Univ Sci Technol Beijing，2004，26( 5) : 533 ( 任学冲，田建军，王国珍，等． 加载速率对低合金钢缺口断 裂行为的影响． 北京科技大学学报，2004，26( 5) : 533) ［5］ Samant A V，Lewandowski J J． Effects of test temperature，grain size，and alloy additions on the cleavage fracture stress of polycrys￾talline niobium． Metall Mater Trans A，1997，28: 389 ［6］ Wang G Z，Liu Y G，Chen J H． Investigation of cleavage fracture initiation in notched specimens of a C--Mn steel with carbides and inclusions． Mater Sci Eng A，2004，369( 1-2) : 181 ［7］ Lewandowski J J，Thompson A W． Microstructural effects on the cleavage fracture stress of fully pearlitic eutectoid steel． Metall Mater Trans A，1986，17( 10) : 1769 ［8］ Alexander D J，Bernstein I M． Cleavage fracture in pearlitic eu- · 035 ·

龚帅等：微观组织对高速车轮钢解理断裂应力的影响 ·531· tectoid steel.Metall Trans A,1989,20(11):2321 critical tensile stress and fracture toughness in mild steel.J Mech ]Chen J H,Yan C.A comparison of toughness of C-Mn steel with Phys Solids,1973,21(6):395 different grain sizes.Metall Trans A,1992,23:2549 [16]Park YJ.Bernstein I M.The process of crack initiation and ef- [10]Curry D A,Knott J F.Effects of microstructure on cleavage frac- fective grain size for cleavage fracture in pearlitic eutectoid steel. ture stress in steel.Met Sci,1978,12(11):511 Metall Trans A,1979,10(11):1653 [11]Holzmann M,Jurasek L,Dlouhy I.Fracture behavior and cleav- [17]Wang G Z,Chen J H,Ren X C.Effects of loading rate on frac- age initiation in hypoeutectoid pearlitic steel.Int /Fract,2007, ture behavior of low-alloy steel with different grain size.Mater Sci 148(1):13 EngA,2004,35(6):1765 [12]Wang G Z,Chen J H,Wang J C.On the measurement and [18]Shi D M,Li J X,Duan G H,et al.In situ study of deformation physical meaning of the cleavage fracture stress in steel.Int and fracture process in wheel steel and effect of hydrogen.J Univ Frac,2002,118(3):211 Sci Technol Beijing,2007,29(1):34 [13]Ren X C.QiJ,Gao JY,et al.Effects of heating rate on micro- (史冬梅，李金许，段桂花，等.车轮钢形变断裂过程的原位 structure and fracture toughness of railway wheel steel.Metall 研究及氢影响.北京科技大学学报，2007,29(1)：34) Trans A,2016,47(2):739 [19]Li SJ,Ren X C,Gao K W,et al.Effects of grain size on the [14]Wang G Z,Ren X C.Chen J H.Change of critical events of cleavage fracture toughness of wheel steel.J Unir Sci Technol cleavage fracture with variation of loading rate in notched speci- Beijing,2011,33(9):1105 mens of steel.Int Fract,2003,119 (3)61 (李胜军，任学冲，高克玮，等.品粒尺寸对车轮钢解理断裂 [15]Ritchie R O,Knott J F,Rice J R.On the relationship between 韧性的影响.北京科技大学学报，2011,33(9)：1105)

龚 帅等: 微观组织对高速车轮钢解理断裂应力的影响 tectoid steel． Metall Trans A，1989，20( 11) : 2321 ［9］ Chen J H，Yan C． A comparison of toughness of C--Mn steel with different grain sizes． Metall Trans A，1992，23: 2549 ［10］ Curry D A，Knott J F． Effects of microstructure on cleavage frac￾ture stress in steel． Met Sci，1978，12( 11) : 511 ［11］ Holzmann M，Juráek L，Dlouhy I． Fracture behavior and cleav- ＇ age initiation in hypoeutectoid pearlitic steel． Int J Fract，2007， 148( 1) : 13 ［12］ Wang G Z，Chen J H，Wang J G． On the measurement and physical meaning of the cleavage fracture stress in steel． Int J Fract，2002，118( 3) : 211 ［13］ Ｒen X C，Qi J，Gao J Y，et al． Effects of heating rate on micro￾structure and fracture toughness of railway wheel steel． Metall Trans A，2016，47( 2) : 739 ［14］ Wang G Z，Ｒen X C，Chen J H． Change of critical events of cleavage fracture with variation of loading rate in notched speci￾mens of steel． Int J Fract，2003，119( 3) : 61 ［15］ Ｒitchie Ｒ O，Knott J F，Ｒice J Ｒ． On the relationship between critical tensile stress and fracture toughness in mild steel． J Mech Phys Solids，1973，21( 6) : 395 ［16］ Park Y J，Bernstein I M． The process of crack initiation and ef￾fective grain size for cleavage fracture in pearlitic eutectoid steel． Metall Trans A，1979，10( 11) : 1653 ［17］ Wang G Z，Chen J H，Ｒen X C． Effects of loading rate on frac￾ture behavior of low-alloy steel with different grain size． Mater Sci Eng A，2004，35( 6) : 1765 ［18］ 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 研究及氢影响． 北京科技大学学报，2007，29( 1) : 34) ［19］ Li S J，Ｒen X C，Gao K W，et al． Effects of grain size on the cleavage fracture toughness of wheel steel． J Univ Sci Technol Beijing，2011，33( 9) : 1105 ( 李胜军，任学冲，高克玮，等． 晶粒尺寸对车轮钢解理断裂 韧性的影响． 北京科技大学学报，2011，33( 9) : 1105) · 135 ·