蔡 寧，董現(xiàn)春，李學(xué)濤，其其格，崔桂彬，張大偉

(首鋼集團有限公司技術(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（大通風(fēng)孔）的應(yīng)用[5-8]，不同因素對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)量和傳遞動力；輪輻連接輪轂，傳遞來自發(fā)動機的動力；輪輞和輪輻通過焊接連接。輪輞制造的整個工藝流程[12]大致為定長落料—滾邊—卷圓—壓平—閃光對焊—刨渣—焊縫滾壓—切斷頭—校圓—擴口—1次滾型—2次滾型—3次滾型—擴張精整—檢驗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—在線自動檢測熔深并自動分選—成品車輪。車輪制備的工藝難點主要包括成形（包括擴口、滾型和擴口）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)彎和顛簸等動態(tài)載荷，因此車企對車輪的力學(xué)性能提出了嚴苛的要求。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。

原位疲勞觀測技術(shù)可以直觀分析疲勞裂紋萌生及擴展過程與組織、夾雜等的關(guān)系，對疲勞裂紋微觀機制的研究具有重要的價值。王習(xí)術(shù)等[18]采用掃描電鏡原位觀測了數(shù)微米大小夾雜物對超高強度鋼疲勞裂紋萌生及擴展的影響，并用有限元法解釋了夾雜物尺寸和形狀對疲勞裂紋萌生及初期擴展的影響程度。也有研究顯示夾雜物對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疲勞裂紋的擴展無明顯影響；夾雜物處萌生裂紋的擴展速率小于晶界處萌生裂紋的擴展速率，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16MnR鋼在不同疲勞周次下進行“原位”EBSD試驗，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疲勞裂紋擴展的影響，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展速率。

原位疲勞觀測技術(shù)常用于研究疲勞過程中材料的微觀組織演變，對揭示材料斷裂的機理具有重要意義。對材料疲勞斷裂過程的微觀動態(tài)觀察有助于分析各種組織在斷裂過程中的作用和影響。但由于試驗設(shè)備和操作難度等原因，目前關(guān)于疲勞試驗的原位動態(tài)觀察測試方面的研究還非常有限[22-25]，尤其對車輪鋼疲勞裂紋的研究尚未見相關(guān)報道。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)疲勞裂紋萌生及擴展的過程。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗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%

試驗材料的屈服強度為500 MPa，抗拉強度為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。疲勞試驗前，試樣表面經(jīng)過機械細磨和拋光。

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，達到等離子拋光的目的。等離子拋光的試驗參數(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，樣品臺旋轉(zhuǎn)速度為25 r/min，拋光時間為15 min。

1.3 疲勞試驗

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

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

圖2 疲勞試驗載荷譜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。通過照片對疲勞裂紋長度進行測量，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周次時最早萌生疲勞裂紋；但是，到13 000周次時，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展，并且，其長度在后續(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晶組織。通過有限元計算可知，該形狀缺口樣品的應(yīng)力集中系數(shù)為1.3，疲勞載荷最大強度為305 MPa，乘以應(yīng)力集中系數(shù)，缺口位置的最大強度為396.5 MPa，仍遠低于該試驗靜態(tài)加載下的屈服強度。該結(jié)果說明，在低于屈服強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的塞積形成新的晶界，最終形成細小的晶粒層。由圖5還可知，左側(cè)起裂位置的晶粒為藍色晶粒，反極圖（晶粒為藍色晶粒，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)的擴展過程中先是穿晶擴展，在遇到紫色晶粒后轉(zhuǎn)向沿晶擴展，裂紋方向也同時發(fā)生轉(zhuǎn)變。左側(cè)裂紋在擴展過程中，遇到不同顏色的晶粒，擴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)裂紋整個擴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}滑移面向前擴展，這也很好地解釋了為何右側(cè)疲勞裂紋擴展速度快。

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)

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

表3 不同疲勞周次下冷變形10%板的疲勞裂紋長度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)多個滑移系同時開動的塑性變形特征，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，但裂紋萌生時間縮短，說明通過變形強化提高屈服強度的方式將導(dǎo)致疲勞裂紋萌生時間縮短。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晶粒組織層。疲勞裂紋的擴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展方向一致。這說明疲勞裂紋的萌生和擴展與位錯運動、塑性變形密不可分。塑性變形導(dǎo)致樣品的屈服強度提高，但屈服強度提高并未如文獻資料[26]報道的使樣品的疲勞強度提高；正相反，塑性變形以變形強化方式提高屈服強度，導(dǎo)致疲勞裂紋在更早的疲勞周次下萌生，變形強化反而可能導(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焊。疲勞試驗設(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度Tab.4 Fatigue crack length of welded sample under different fatigue cycles

由疲勞周次與疲勞裂紋長度變化可見，焊接接頭的疲勞裂紋萌生壽命最高，當(dāng)疲勞周次達到11 400時才出現(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，裂紋擴展初期萌生在晶界位置，然后沿晶界擴展，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 疲勞裂紋對比分析

圖12給出了3種不同狀態(tài)樣品的疲勞裂紋長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，裂紋生長轉(zhuǎn)到右側(cè)裂紋上，形成完整的疲勞裂紋生長曲線。3種材料對比可知，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 疲勞裂紋長度隨疲勞周次的變化Fig.12 Relationships between crack length and fatigue cycles

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

圖13 疲勞裂紋生長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展方向，則疲勞裂紋容易萌生。采用EBSD分析軟件分別統(tǒng)計分析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)果進一步驗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)強度最高，主要為{111}＜112＞型織構(gòu)；冷變形態(tài)樣品織構(gòu)強度次之，織構(gòu)類型為{001}＜110＞織構(gòu)；熱軋態(tài)樣品織構(gòu)強度最低，主要表現(xiàn)為較弱的{112}＜110＞和{111}＜112＞型織構(gòu)。結(jié)合前面對疲勞萌生壽命的分析推測，{001}＜110＞型織構(gòu)強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滑移過程密不可分，鐵素體組織中{001}＜110＞織構(gòu)強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)，塑性變形引起位錯滑移、塞積并形成疲勞裂紋。

5）降低位錯密度及{001}＜110＞織構(gòu)強度可以提高疲勞壽命。