23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼DCB試樣在3.5%NaCl溶液中的應(yīng)力腐蝕開裂行為

文陳，于美，李松梅，劉建華

北京航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100191

作為一種關(guān)鍵的失效模式，對于任何一種新材料的應(yīng)用，都必須評價其應(yīng)力腐蝕的優(yōu)劣［1-3］。眾所周知，高強鋼容易產(chǎn)生應(yīng)力腐蝕和氫脆，導(dǎo)致材料的失效［4］。而超高強度鋼23Co14Ni12Cr3Mo作為一種新型的二次硬化回火馬氏體鋼，實現(xiàn)了高強高韌的結(jié)合，被期待應(yīng)用于航空領(lǐng)域，如飛機起落架等構(gòu)件中［5-6］。一般認(rèn)為應(yīng)力腐蝕敏感性隨著強度水平的增加而更加敏感［7-9］，所以在23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼服役之前對其應(yīng)力腐蝕性能進行研究是十分必要的。

作為一個局部的腐蝕過程，應(yīng)力腐蝕往往通過裂紋的形成和擴展來表征［10］。裂紋往往沿加載方向中心線宏觀的路徑進行擴展，但也受到很多因素的影響。Mohammad［11］采用疲勞方法研究了管線鋼的應(yīng)力腐蝕行為，結(jié)果表明在近中性環(huán)境中，氫對材料的應(yīng)力腐蝕擴展具有十分重要的影響。Zheng等［12］的研究表明因為二次裂紋的存在，導(dǎo)致貝氏體鋼的應(yīng)力集中以及氫脆敏感性的降低。同時，應(yīng)力腐蝕敏感性也受到很多其他因素的影響，包括微觀組織結(jié)構(gòu)［13］、裂紋尖端狀態(tài)［14］、溶液p H 值［15］以及 Cl-濃度［16］。

在本實驗室的前期工作中，采用鹽霧腐蝕試驗方法及恒載荷拉伸應(yīng)力腐蝕試驗方法研究了23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼的腐蝕行為［17-18］。試驗結(jié)果表明該超高強度鋼在腐蝕條件下容易形成堿式鐵氧化物［17］，其應(yīng)力腐蝕敏感性隨著拉伸載荷水平的下降而降低，斷口主要為韌窩形貌［18］。本文主要研究了23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼雙懸臂梁（DCB）試樣在3.5%NaCl溶液中的應(yīng)力腐蝕開裂（SCC）行為；并采用光學(xué)相機、光學(xué)顯微鏡和掃描電子顯微鏡（SEM）對斷口形貌進行了表征，采用能譜（EDS）和X射線電子衍射技術(shù)（XRD）對腐蝕產(chǎn)物進行了分析。

1 試驗部分

23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼試樣取自于鍛造退火件，其熱處理過程如下：熱處理機制為885℃固溶處理，保溫1 h，481℃下時效，保溫5 h。該材料的化學(xué)成分（wt%）包括：0.23C，13.4Co，11.1Ni，3.1Cr，1.2Mo，剩余成分為 Fe。該熱處理及成分下所測試力學(xué)性能如表1所示。表中：σb、σ0.2、δ5、ψ和 KIC分別為材料的抗拉強度、屈服強度、延伸率、斷面收縮率和斷裂韌性。

表1 23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼的力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of 23Co14Ni12Cr3Mo ultra-high strength steel

DCB試樣尺寸為26 mm×26 mm×127 mm，缺口長度為33 mm，示意圖如圖1所示。采用拉伸疲勞試驗機（MTS880，America）沿試樣中心線預(yù)制疲勞裂紋，疲勞頻率為20 Hz。然后通過螺栓加載，控制初始裂紋長度為2～4 mm。

圖1 23Co14Ni12Cr3 Mo超高強度鋼的DCB試樣Fig.1 DCB specimens of 23Co14Ni12Cr3Mo ultra-high strength steel

應(yīng)力腐蝕試驗在3.5%NaCl溶液中進行，所有試驗均在恒溫35℃下進行。根據(jù)裂紋擴展速率，每隔12～24 h進行裂紋長度的測量及宏觀形貌的觀察。當(dāng)裂紋擴展至試樣邊緣或者裂紋擴展速率可以忽略（＜10-9mm/s）時停止試驗。應(yīng)力腐蝕試驗后，采用SEM（Cambridge3400，England）對試樣斷口進行觀察，并采用能譜對腐蝕產(chǎn)物進行分析。刮取試樣表面腐蝕產(chǎn)物，采用XRD（D/MAX-2200PC，Janpan）對腐蝕產(chǎn)物組成進行研究。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 應(yīng)力腐蝕裂紋擴展路徑

23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼在3.5%NaCl溶液中的裂紋擴展路徑如圖2所示。從圖2（a）中可以看出，裂紋沿加載中心線擴展約1.5 mm后開始分叉；加載至168 h，裂紋擴展在裂紋尖端再次分叉（圖2（b））；加載至336 h時，裂紋尖端再次分叉，并已擴展至試樣邊緣。為了進一步分析裂紋尖端形貌，采用光學(xué)顯微鏡觀察裂紋尖端形貌，如圖3所示。

圖2 23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼的裂紋擴展宏觀路徑Fig.2 Crack macro-path of 23Co14Ni12Cr3Mo ultra-high strength steel

圖3 用光學(xué)顯微鏡觀察23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼的裂紋尖端形貌Fig.3 Crack tip morphology of 23Co14Ni12Cr3Mo ultrahigh strength steel observed by optical microscopy

如圖3所示，裂紋擴展初期（24 h），裂紋尖端較粗，主要由于力學(xué)作用導(dǎo)致裂紋張開和擴展；而擴展至裂紋中期，力學(xué)作用減弱，受到環(huán)境和力學(xué)的作用，裂紋按照一個較細而曲折的路徑擴展（168 h）；到裂紋擴展后期，腐蝕作用增強，導(dǎo)致裂紋擴展為一個細微的裂紋（336 h）。

2.2 裂紋擴展斷口形貌

應(yīng)力腐蝕試驗后，擰開試樣，采用光學(xué)相機和SEM觀察斷口形貌，如圖4所示。

從圖4（a）中可以看出，試樣斷口存在明顯的腐蝕痕跡，預(yù)制疲勞裂紋區(qū)和裂紋擴展區(qū)域（區(qū)域Ⅰ～Ⅲ）存在明顯的腐蝕界限。介質(zhì)通過裂紋進入了試樣斷面，引起了斷口的腐蝕，而且裂紋擴展初期腐蝕要比裂紋擴展末期嚴(yán)重。裂紋擴展可以分成4個區(qū)域：疲勞預(yù)制裂紋區(qū)、裂紋快速擴展區(qū)（Ⅰ）、裂紋穩(wěn)定擴展區(qū)域（Ⅱ）以及裂紋擴展末期（Ⅲ），區(qū)域Ⅰ～Ⅲ對應(yīng)的微觀斷口形貌分別如圖4（b）～圖4（d）所示。

從圖4（b）～圖4（d）中可以看出，裂紋擴展前期，由于力學(xué)作用較大，試樣出現(xiàn)穿晶（TG）斷裂；而裂紋擴展中期，試樣表面為穿晶伴隨沿晶（IG）斷裂并存在少量的二次微裂紋；裂紋擴展后期主要形貌為沿晶脆性斷裂。

圖4 23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼裂紋擴展形貌Fig.4 Crack propagation morphology of 23Co14Ni12Cr3 Mo ultra-high strength steel

裂紋擴展截面形貌如圖5所示。圖5（a）為試樣預(yù)制裂紋區(qū)域，顯示出一個平整的斷面，垂直主裂紋方向存在多次分叉的次生裂紋。裂紋擴展前期，試樣表面晶粒破壞明顯，試樣存在無分叉的次生裂紋（見圖5（b））；而裂紋擴展中期，試樣表面不平整，內(nèi)部存在不連續(xù)的二次裂紋（見圖5（c））；裂紋擴展后期，試樣表面擴展平整，截面無明顯次生裂紋（見圖5（d））。

圖6為23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼裂紋尖端微觀截面形貌。從圖6可以看出，裂紋分叉成很多條次生裂紋，裂紋擴展沿馬氏體晶界方向，該結(jié)果與有關(guān)文獻結(jié)果一致［19］。

圖5 23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼裂紋截面形貌Fig.5 Cross section morphology for crack of 23Co14Ni12Cr3 Mo ultra-high strength steel

圖6 23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼裂紋尖端微觀截面形貌Fig.6 Micro morphology of cross section of crack tip of 23Co14Ni12Cr3 Mo ultra-high strength steel

2.3 沿裂紋元素分布結(jié)果

23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼在空氣及NaCl溶液中應(yīng)力腐蝕試樣各元素沿裂紋分布情況如圖7所示。從圖7（a）和圖7（b）的對比中可以看出，在NaCl溶液中各元素與在空氣中相比，Cr、Co、Ni元素的分布差異較大，而Mo含量的分布十分接近。該結(jié)果表明，Cr、Co、Ni在23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼應(yīng)力腐蝕裂紋擴展過程中起到十分重要的作用，而Mo對裂紋擴展分叉的影響較小。

圖7 23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼沿裂紋方向的元素分布Fig.7 Elements distribution along crack propagation of 23Co14Ni12Cr3Mo ultra-high strength steel

2.4 應(yīng)力腐蝕分叉行為元素分析

23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼應(yīng)力腐蝕裂紋分叉形貌及能譜結(jié)果分別如圖8和圖9所示，相關(guān)元素含量如表2所示。從圖8中可以看出，裂紋擴展出現(xiàn)很多分叉，裂紋擴展不連續(xù)。從表2中可以看出，裂紋分叉點（A～C）處均因為高的C含量導(dǎo)致了裂紋的分叉。

從表2與表1的對比可以看出，裂紋終止點含C量與基體含C量接近，而裂紋再次出現(xiàn)在含C量高的位置，這說明裂紋起源于含碳量高的位置。

圖9 23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼不連續(xù)分叉點能譜分析結(jié)果Fig.9 EDS results of intermittent bifurcations of 23Co14Ni12Cr3Mo ultra-high strength steel

2.5 腐蝕產(chǎn)物分析

沿裂紋表面刮取腐蝕產(chǎn)物，并與基體對比，其XRD結(jié)果如圖10所示，圖中2θ為晶間角度。從圖10中可以看出，裂紋擴展過程中腐蝕產(chǎn)物主要包括Fe3O4、FeO、Co（Co2/Cr2/Ni2）O4和Cr O3，這也說明在應(yīng)力腐蝕過程中，對裂紋擴展產(chǎn)生影響的主要是Co、Cr、Ni。

表2 23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼不同裂紋尖端元素分布Table 2 Element content in different crack tips of 23Co14Ni12Cr3Mo ultra-high strength steel wt%

圖10 23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼的腐蝕產(chǎn)物和基體XRD圖Fig.10 XRD pattern of corrosion products and substrate of 23Co14Ni12Cr3Mo ultra-high strength steel

從上述SEM、EDS和XRD可知，裂紋分叉主要是因為力學(xué)作用和Cr、Co、Ni等元素的差異，分叉起源于含C量高的位置，與Mo的相關(guān)性小。SCC裂紋擴展前期主要受到應(yīng)力作用驅(qū)動，導(dǎo)致裂紋擴展迅速，形貌主要為穿晶斷裂，并伴有次生微裂紋；而裂紋擴展中期，Cr、Co、Ni的分布不均勻?qū)е铝鸭y擴展表面不平整，裂紋擴展速率達到一個平臺狀態(tài)；裂紋擴展后期，裂紋擴展緩慢，裂紋尖端纖細，沿馬氏體晶界擴散。

3 結(jié) 論

1）23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼DCB試樣SCC擴展過程分叉，裂紋擴展前期主要受力學(xué)作用，裂紋擴展初期寬粗；而力學(xué)和環(huán)境共同作用導(dǎo)致裂紋擴展中期出現(xiàn)穩(wěn)定的裂紋擴展，裂紋路徑曲折；裂紋擴展后期，裂紋沿纖細的路徑擴展。

2）裂紋主要沿富含C的馬氏體晶界擴展，導(dǎo)致了23Co14Ni12Cr3Mo超高強度鋼的裂紋擴展分叉。

3）裂紋擴展前期、中期和后期分別為穿晶形貌、穿晶伴隨沿晶形貌并含有二次微裂紋以及沿晶脆性斷裂。

4）裂紋擴展過程中，腐蝕產(chǎn)物主要為Fe、Cr、Co、Ni的氧化物，裂紋擴展分叉主要受到Cr、Co、Ni的影響，分叉起源于含C量高的位置，裂紋分叉與Mo的相關(guān)性小。

參 考 文 獻

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