高速列车1Cr17Ni2制动杠杆螺栓沿晶开裂机理研究

高　祥，刘宝安，刘颍宾，张振军，张　鹏，王　强,*，张哲峰

(1.中国铁道科学研究院机车车辆研究所，北京 100081；2.中国科学院金属研究所 沈阳材料科学国家(联合)实验室，沈阳 110016)

0　引言

随着高速列车运行速度的提升，其安全性也越来越受到关注。由于列车运行速度越高，其制动越困难，制动距离越长，由制动杠杆螺栓构成的制动系统在保障高速列车安全运行方面发挥重要作用。制动杠杆螺栓是高速列车盘形制动系统中的关键构件，在服役过程中常常受到四点弯曲应力及剪切应力的作用，一旦开裂将会影响列车的制动性能，可能导致在关键时刻制动失效，进而带来灾难性后果；因此，它是保障高速列车安全运行的最后一道屏障。

高速列车上用的制动杠杆螺栓主要采用1Cr17Ni2马氏体不锈钢制造。这种不锈钢的特点是在保留铁素体不锈钢耐蚀性的同时，又具有马氏体不锈钢的高强度[1]。常以轴、销、螺栓等形式广泛地应用在大型机械设备的关键部件上。1Cr17Ni2钢对回火脆性较为敏感，即使是在国标规定的范围内化学成分的微小波动即可对显微组织和性能带来较大的影响[2]。刘晓琴等[3]对某动车组上开裂的杠杆螺栓进行了失效分析，发现螺栓材料内部的夹杂物引起了热处理裂纹，导致制动杠杆螺栓在服役过程中发生低周疲劳开裂；刘德林等[4]对直升机起落架上出现裂纹的1Cr17Ni2不锈钢锁紧螺母进行观察分析，发现开裂原因是锁紧螺母进行热处理时回火温度选择不当，导致其产生了应力腐蚀敏感性，在Cl-和S2-共同作用下发生了应力腐蚀开裂；刘文斌等[5]对1Cr17Ni2钢制单项活门开裂原因进行了分析，结果表明热处理温度选择不当导致材料产生回火脆性，使零件在使用时抗冲击能力大大降低，并且发生了沿晶开裂。综上所述，采用1Cr17Ni2马氏体不锈钢制造的零件很容易在热处理过程中因温度控制不当而出现回火脆性，但是关于制动杠杆螺栓脆性开裂机制报道仍然很少，有待进一步深入研究，降低类似构件发生开裂的风险。

本文主要研究高速列车用1Cr17Ni2高强度马氏体不锈钢制动杠杆螺栓在服役过程中发生开裂的机理，以期能为高速列车制动杠杆螺栓的选材和制造工艺的改进提供科学依据，保障高速列车的安全运行。

1　试验材料与方法

选取1只在服役过程中发生延迟开裂的1Cr17Ni2马氏体不锈钢制动杠杆螺栓作为研究对象。该螺栓行驶里程超过47万km，其化学成分见表1。

制动杠杆螺栓服役时在高速列车制动系统中的位置如图1所示(黄色箭头所指)，列车紧急刹车时，螺栓受到的是四点弯曲应力及剪切应力的共同作用。

表1　失效制动杠杆螺栓的化学成分 (质量分数 /%)Table 1　Chemical composition of the failed brake lever bolt (mass fraction /%)

图1　螺栓在列车盘形制动系统中的服役位置Fig.1　　　　Service position of the bolt in the disc braking system of the high-speed train

金相试样在制动杠杆螺栓裂纹附近采用电火花线切割切取。金相腐蚀剂采用35%(质量分数)的FeCl3溶液，在Olympus OLS4000激光共聚焦3D显微镜上观察样品的微观组织结构。采用SUPRA35扫描电子显微镜观察试样的微观组织、裂纹及裂纹断口形貌，并用EDS能谱仪分析断口上腐蚀产物的化学成分。透射样品采用化学双喷减薄法制备，用FEI Tecnai F20透射电子显微镜观察样品的晶界形貌，并用附带的能谱仪对晶界附近的元素进行化学成分分析。

沿螺栓长度方向切取拉伸和冲击样品进行力学性能测试和分析。拉伸试验依据GB/T 228.1—2010，在Instron 8801试验机上完成，应变速率为1.0×10-3/s，试验在室温下进行，采用标准比例的矩形试样，尺寸为3 mm×10 mm×56 mm；冲击试验依据GB/T 229—2007，在ZBC2452-C夏比冲击试验机上完成，试验温度为室温，采用V型缺口试样，尺寸为10 mm×10 mm×55 mm。

为了验证热处理对螺栓冲击性能的影响，从制动杠杆螺栓上切取尺寸为φ32 mm×60 mm的样品进行回火热处理。回火热处理升温速率为5 ℃/min，温度升至620 ℃保温1 h，随后空冷至室温。并将热处理后的试样加工成与前述尺寸大小相同的样品，在相同条件下进行拉伸试验和冲击试验。采用扫描电镜对热处理前后的拉伸断口和冲击断口进行观察分析。

2　试验结果

2.1　几何尺寸测量

制动杠杆螺栓由螺头、螺杆和螺纹3部分构成。螺栓总长为310 mm，其中螺杆部分的长度为270 mm。为了便于分析和描述，根据制动杠杆螺栓服役后表面留下的痕迹可将螺栓螺杆部分分成7段，具体划分结果如图2所示。在实际服役过程中，螺栓的受力状态呈对称分布，因而采用相同的字母对各对称段进行标注，并以右下角数字加以区分。

通过观察发现，螺栓螺杆部分的直径在2处存在轻微变化。为了呈现出直径的变化规律，沿螺栓长度方向取16个点，测出各处的直径大小，绘制出螺栓螺杆直径的变化曲线，如图3所示。由测试结果可知，螺栓螺杆部分C段的直径约为32.0 mm，C段两端的直径约为32.7 mm，直径的渐变区位于B-C、B1-C1两区域内。

图2　制动杠杆螺栓宏观形貌和各区段划分Fig.2　Macroscopic characteristics of the brake lever blot and division of the blot surface

通过着色探伤发现，在螺栓的螺杆上有1处裂纹，裂纹环绕螺杆近半周。为了确定裂纹的位置，沿螺杆的周向在裂纹上分散性地选取13个点，以这些点距螺杆左端的距离为横坐标，在螺栓表面上选一条平行于轴线的直线，以所选点沿螺栓表面距该线的距离为纵坐标，将裂纹在螺栓上的位置绘制于图3中。由图可知，螺栓的裂纹在距螺杆左端6.7～6.8 mm处，而该处正好在B-C区上，即螺杆直径的渐变区。

图3　螺栓螺杆直径和裂纹位置Fig.3　Diameter measurement of the bolt and position of the crack

2.2　断口形貌分析

在万能液压伺服试验机上采用三点弯曲方法将制动杠杆螺栓断口打开，断口宏观形貌如图4a～图4c所示。根据断口表面的颜色，可将断口分为A、B、C3个区域(图4a)。A区为很小的腐蚀区，该区表面与轴向夹角呈45°；B区为面积较大的腐蚀区，该区靠近试样表面处颜色呈灰褐色，靠近心部颜色呈黑色，且表面比较粗糙，有多处开裂台阶；C区为断口表面呈亮白色、有金属光泽的区域，其表面平坦，通过肉眼观察未发现明显的塑性变形。图4d为裂纹向心部扩展的路径，可知裂纹扩展路径没有分叉。

图5a、图5b是未腐蚀区断口形貌，该区断口为典型的沿晶断口，部分晶粒上存在少量韧窝。图5c、图5d是腐蚀区断口形貌，该区断口同样为典型的“冰糖状”沿晶断口，断口表面覆盖着腐蚀产物，局部呈现出轻微的塑性变形特征。

采用EDS能谱分析腐蚀区断口(B区)、未腐蚀区断口(C区)以及螺栓表面的化学成分，结果如图6、表2所示。在断口腐蚀区中，腐蚀产物中Cr含量远低于平均值，出现大量的O元素，但未发现其他元素；断口未腐蚀区的主要合金元素为Cr，其含量为17.33%，略高于基体的平均含量16.27%；螺栓表面Cr含量约为15.09%，略低于基体平均含量。

图4　螺栓开裂处断口宏观形貌Fig.4　Macroscopic morphologies of fracture surface

图5　螺栓开裂处断口微观形貌Fig.5　Microscopic morphologies of fracture surface

2.3　力学性能分析

对回火前后的螺栓材料分别进行拉伸性能和冲击性能测试，图7为螺栓材料的拉伸应力-应变曲线，表3、表4分别列出了拉伸试验和冲击试验结果。

表2　EDS能谱分析结果 (质量分数 /%)Table 2　EDS analysis results (mass fraction /%)

图6　EDS能谱分析选区位置Fig.6　EDS analysis areas

图7　热处理前后试样的拉伸应力-应变曲线对比Fig.7　　　　Comparison of the tensile stress-strain curves between before tempering and after tempering

拉伸试验结果表明，热处理前试样的抗拉强度和屈服强度均符合GB/T 1220—2007对该材质

的要求；但试样的冲击功极低，仅为4.79 J，与曹志远[6]研究的1Cr17Ni2不锈钢经过不同回火热处理后进行V型冲击试验的冲击功相比，数值相差很大，热处理后试样的抗拉强度均值为1 035 MPa，降低了100 MPa，屈服强度均值有所增大，平均延伸率几乎不变，但试样的冲击功显著增加，约为热处理前的2倍。

热处理前后的拉伸断口和冲击断口的扫描图像如图8所示。由图8a、图8b可见，热处理前后的拉伸断口均为穿晶断口，但热处理后的断口上二次裂纹数量减少；由图8c、图8d可观察到，热处理前后的冲击断口均为沿晶断口，都存在少量的沿晶二次裂纹，但热处理前后的断口形貌没有明显差异。

表3　拉伸试验结果

图8　热处理前后的拉伸断口和冲击断口形貌Fig.8　Tensile fracture surface and impact fracture surface表4　夏比冲击试验结果Table 4　Impact testing results

J

2.4　微观组织表征

图9是制动杠杆螺栓的微观组织，由图可见，金相组织为回火索氏体，晶粒大小较均匀。

图9　螺栓用1Cr17Ni2马氏体不锈钢微观组织Fig.9　Microstructure of 1Cr17Ni2 martensitic stainless steel

冲击试验样品的断口和服役环境下螺栓的开裂断口均为典型的沿晶断口，这说明晶界比较薄弱。为了进一步呈现材料晶界的微观特征，采用TEM观察螺栓材质的晶界形貌，同时采用TEM附带的EDS能谱对晶界处第二相的化学成分进行线扫描分析。

如图10所示，晶界处第二相颗粒呈现“串珠状”分布，单个第二相颗粒长度约为100 nm，这表明第二相颗粒尺寸很小。由线扫描曲线的峰值变化可以看出，Cr元素含量在晶界处达到峰值的同时，Fe元素的含量降至低谷，可见该螺栓在晶界处存在Cr元素偏聚。将图10中晶界上呈不规则形状的第二相粒子放大并对其进行电子衍射分析，分析位置及图谱如图11所示。经标定该第二相粒子为面心立方结构，不属于该材质中常见的碳化物(Cr23C6、Cr7C3或Cr3C2)中的任何一种，但它的存在严重降低了晶界强度，使裂纹优先沿晶界扩展。根据晶界处元素成分推测，晶界上“串珠状”第二相粒子为Cr元素偏析的产物。

3　讨论与分析

沿晶开裂是一种常见的失效形式，根据制动杠杆螺栓裂纹断口的形貌特征可以判断，螺栓的开裂为脆性沿晶开裂。一般情况下，由于晶界附近合金元素的浓度高于晶内，使得大多数金属晶界处的结合力大于晶粒内的结合力，因而晶界处的强度通常高于晶粒内部。因此，裂纹优先在晶内形核，并向晶界扩展，发生穿晶开裂。然而，如果热处理不当或环境、应力状态等因素使晶界被弱化，在受力开裂时，裂纹沿晶界扩展比穿晶扩展吸收能量更少，晶界将成为裂纹扩展的优先通道，材料将发生沿晶开裂而不是穿晶开裂。

图10　能谱分析线扫描位置及成分Fig.10　Line scanning positions and results

以往的研究中，研究人员采用俄歇能谱分析已确切证明低合金钢的高温回火脆性是钢中P、Sb、Sn、As等杂质在奥氏体晶界的偏析所导致，其他合金元素如Ni、Cr、Mn、Mo等也产生偏析，但有的导致晶界脆化，有的不导致晶界脆化[7]。本研究中螺栓冲击功极低，可推测该螺栓的沿晶开裂与回火引起的合金元素Cr在晶界偏聚并形成第二相含Cr粒子有关。根据文献[8]对该螺栓制造工艺的报导，以及文献[9]中1Cr17Ni2不锈钢冲击韧性、抗拉强度与回火温度的关系图可知，该螺栓进行的是高温回火，产生的回火脆性属于第二类回火脆性。根据第二类回火脆性的可逆性，在620 ℃下，对从该螺栓上切取的部分材料保温1 h后空冷发现，其冲击韧性有了很明显的提高，验证了该螺栓第二类回火脆性的存在。用TEM附带的能谱仪对螺栓原材料晶界附近的元素进行线扫描发现，晶界处普遍存在Cr元素的大量偏聚，且生成了含Cr的弱化晶界第二相未知粒子，进一步证明了该螺栓的沿晶开裂与第二类回火脆性有关。

图11　电子衍射位置及衍射斑点Fig.11　Electron diffraction position and diffraction spots

事实上，仅有第二类回火脆性这个因素并不能决定该螺栓的开裂一定是沿晶开裂。因为在对具有回火脆性的试样进行静态拉伸试验后发现，拉伸试样的开裂仍属于穿晶开裂，而该螺栓在服役环境和冲击试验条件下的开裂方式均为沿晶开裂，这表明应力状态也影响着螺栓的开裂方式。拉伸试验、冲击试验及螺栓服役环境在应力状态上的主要区别在于应变速率的不同。本研究中，拉伸试验的应变速率很低，而冲击试验的应变速率很高，服役环境下的螺栓断口是典型的沿晶断口，同冲击试样的断裂形式一样，这说明服役环境下螺栓受到的是具有较高应变速率的外力作用，加上螺栓本身第二类回火脆性的存在，最终发生了沿晶开裂。

文献[7]研究了裂纹尖端塑性区尺寸与开裂形式的关系。塑性区尺寸表达式为：

(1)

式中：ry是塑性区尺寸；Kmax是断裂韧度；σys是屈服应力。

通过分析可以发现，ry/d(塑性区尺寸与晶粒直径之比)越小，穿晶开裂趋势越小，沿晶开裂趋势越大。这是因为当ry/d减小到一定值时，相邻晶粒内的位错源不能开动，位错大量塞积在晶界上，产生应力集中，出现沿晶开裂。一般情况下，钢的屈服强度随应变速率的增大而升高[10-14]。结合式(1)可知，对同一种材料(d、Kmax是常数)来说，应变速率越大，ry/d值越小，穿晶开裂趋势越小，沿晶开裂趋势越大。冲击试验下的应变速率大于静态拉伸试验的应变速率，则冲击试验下的ry1/d比静态拉伸试验的ry2/d小。因此，1Cr17Ni2钢在冲击试验中发生了沿晶开裂，而在静态拉伸试验中发生了穿晶开裂。结合列车在刹车时，螺栓的受力情况及螺栓裂纹处的沿晶断口可推测，该螺栓在服役条件下，外力驱动下产生的应变速率也将明显大于静态拉伸时的应变速率。

综上所述，该螺栓发生沿晶开裂失效的原因是：1)螺栓在热处理过程中产生了第二类回火脆性，Cr元素向晶界偏聚的同时，在晶界上析出了“串珠状”的含铬第二相粒子，导致晶界弱化，晶界强度下降；2)螺栓在服役过程中，虽不是一直处于受力状态，但刹车瞬间将受到使制动杠杆螺栓产生较大应变速率的外力作用，被弱化的晶界不足以抵抗外应力的作用，最终发生了脆性沿晶开裂。裂纹扩展之处伴随的腐蚀现象是裂纹产生后，空气中的水汽在裂纹内聚集，使裂纹内发生了缝隙腐蚀的结果。

4　结论

1)制动杠杆螺栓的沿晶开裂是在第二类回火脆性引起Cr元素在晶界偏聚并生成“串珠状”含Cr第二相粒子，使晶界弱化的基础上，配合以具有较大应变速率的外力最终使螺栓发生了沿晶开裂；当外力产生的应变速率较小时，该螺栓将发生穿晶开裂。

2)螺栓开裂的位置位于直径发生变化的微小区域内，应力集中在螺栓开裂中也扮演了重要角色。在对螺栓进行设计时，应当保持螺栓直径均匀，以避免产生较大的集中应力。

3)1Cr17Ni2马氏体不锈钢对回火脆性非常敏感，在对其进行回火热处理时，应谨慎选择并严格控制回火温度和冷却速率，以抑制Cr元素的偏聚和含Cr第二相粒子的沿晶析出，从而获得良好的强度与韧性的匹配效果，提高制动杠杆螺栓的服役性能和使用寿命，避免沿晶开裂失效。

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