钒对微合金钢微观结构及锻造轮毂力学性能的影响

《Journal of Materials Research and Technology》：Effects of vanadium on the microstructures and mechanical properties of microalloyed steel for the forged wheels

纳米VC碳化物强化机制 车轮钢晶粒细化 先共析铁素体含量调控 冷却速率影响 沉淀强化与晶界强化协同作用 轨道车轮抗疲劳性能 0.13%钒微合金化 高强度高韧性平衡 透射电镜分析 有限元应力分布模型

　　研究者探讨了含钒微合金化轮钢的微观结构和机械性能，以揭示其强化机制和微观结构演变。他们发现，添加0.13%的钒不仅细化了奥氏体晶粒尺寸，还促进了铁素体含量的增加和珠光体层间距的减小。与不含钒的碳钢轮钢相比，含钒的合金表现出更高的屈服强度、抗拉强度和硬度，同时保持了相似的断裂韧性。钒的添加增强了奥氏体中富含钒的颗粒的析出，从而显著提高了材料的强度。研究主要发现两种机制对强度提升和微观结构细化起到了关键作用：析出强化和晶粒细化。通过高分辨率透射电子显微镜（HRTEM）和能量色散谱（EDS）确认了在含钒轮钢中存在纳米级的VC碳化物。

研究指出，轮钢是铁路运行中机车和车辆的关键部件。为了减少由滚动接触疲劳（RCF）引起的剥落和裂纹，高强轮钢（特别是碳钢）被广泛研究。然而，已知随着强度的提高，延展性和韧性会显著下降。因此，在开发高强度轮钢时，实现强度与韧性的平衡至关重要。使用高强度钢制造铁路轮可以降低失效风险并减少维护成本。因此，开发具有微合金元素的高强度轮钢成为满足下一代轮钢在强度和RCF抗裂性方面要求的迫切需求。近年来，各种合金元素被用于钢中以改变微观结构并实现更好的强度与韧性组合。先前的研究表明，添加少量的钒可以显著提高钢的析出强化效果。此外，增加氮含量可能会促进在奥氏体基体中析出VN颗粒。钒作为已知的强碳化物形成元素，其添加会提高钢的强度，但通常会导致非常低的延展性和韧性。在马氏体钢中，纳米级的VC碳化物被确认为高强的主要原因。然而，钒微合金化对轮钢（一种铁素体珠光体锻造钢）的性能和微观结构的影响却鲜有研究。

本研究旨在通过详细的金相和机械性能分析，探讨使用钒添加来改变轮钢微观结构（通过析出形成）的潜力，并进一步改善其机械性能。已有研究表明，大约0.15%的钒含量可以实现强度和韧性之间的最佳平衡。因此，对0.13%钒微合金化钢和不含钒的钢进行了对比研究，以阐明它们在铁路轮应用中的各自强化贡献和微观结构特征。

实验材料包括两种轮钢：一种是普通碳钢轮钢（标记为J12），另一种是含0.13%钒的微合金轮钢（标记为J21）。两种轮钢直径均为1250 mm，用于中国机车。它们通过相同的热处理和机械加工工艺进行锻造和水喷淬火，以达到最佳的轮缘性能。J12和J21轮钢的初始锻造温度为1260°C。在锻造到指定尺寸后，钢材被空气冷却，然后加热至880°C并保持2小时，随后对轮缘表面进行水喷淬火5分钟，最后在500°C下回火3小时。为了进行微观结构表征和机械测试，从J12和J21轮缘的不同深度提取了样品。

为了表征析出物，对J21钢进行了碳提取复制并用Talos F200X透射电子显微镜（TEM）进行分析。在SBC-2真空系统中对打磨后的J21样品进行碳涂层沉积，然后将其切割成约3×3 mm的方块。样品随后用10%的Nital溶液蚀刻，以溶解碳膜下方的钢，从而提取碳化物颗粒。提取出的碳膜碎片被安装在铜网格上以进行TEM分析。使用图像分析软件（Image-Pro Plus）对析出物的尺寸、数量和分布进行了定量测量。每张图像的标准化采样区域为1 μm2，对每个样品条件进行了超过十个不同的图像分析，以确保统计可靠性，并对结果进行平均。

此外，使用Talos F200X在200 kV下进行高分辨率TEM成像，以识别析出物的晶体结构、晶格参数和与基体的取向关系。通过在选定区域进行快速傅里叶变换（FFT）以获得FFT图案。经过校准和索引后，通过在特定衍射斑点上应用逆变换生成显示去噪晶格条纹的IFFT图像。

为了评估机械性能，从轮缘不同深度取样制备拉伸测试样品。拉伸测试在室温下使用MTS 810测试机进行，应变速率为10?? s?1。拉伸样品的标距长度为50 mm，直径为10 mm。为确保结果的可靠性，同一位置的五个样品被测试，平均值被报告。维氏硬度测试使用1000 g负载进行。每个轮缘在不同位置进行20次压痕测试，并计算平均硬度值。

研究结果显示，J12和J21样品在850°C下重新奥氏体化并水淬，以揭示原始奥氏体晶粒结构。详细的金相观察表明，钒的添加对奥氏体晶粒尺寸的细化有显著影响。图像分析显示，J12和J21的奥氏体晶粒尺寸均遵循正态分布。d?是平均晶粒尺寸，u?（q?）是尺寸分布的拟合函数，这些参数在图2a和b中有所标注。这说明J12和J21的奥氏体晶粒尺寸呈现出正态分布。

图3展示了J12和J21轮缘不同深度的代表性光学显微图像。在两种钢中，所有检查深度的微观结构均由铁素体和细小的珠光体组成。铁素体由明亮的白色区域表示，而珠光体则呈现为深灰色。在J12钢中，铁素体以不规则形状的斑块形式分布在原始奥氏体晶界上，其尺寸和体积分数在不同深度之间没有显著变化。相比之下，J21钢的铁素体在原始奥氏体晶界上分布更为连续，且铁素体的尺寸和体积分数随着深度的增加（即冷却速度的减慢）而逐渐增加。这表明钒微合金化促进了轮钢中铁素体的形成（扩大了铁素体相区）。

图5展示了J21钢在不同深度的SEM图像及其放大视图。J21的珠光体层间距比J12更细，并且表现出随深度增加而逐渐增大的趋势。采用圆线法（如图6a所示）来测定平均层间距。对于每个深度，至少分析了30张高倍率（30kX）的SEM图像（每张图像有九条圆线），以获得可靠的层间距统计数据。J12和J21的平均珠光体层间距结果列于表2，并在图6b中展示。

在图6b中，可以看出在两种钢中，珠光体层间距均随深度增加而增大（冷却速度减慢）。从15 mm到55 mm深度，层间距的增加相对较小（约10–20 nm）。然而，J21的珠光体层间距在所有深度均比J12细：在15 mm、35 mm和55 mm深度，J21的珠光体层间距分别比J12小约17 nm、21 nm和29 nm。

已知在普通碳钢中，过冷度和碳含量均会影响珠光体层间距。珠光体层间距与冷却速率相关，冷却速率越低（即更深的位置），层间距越大。较高的冷却速率会缩短相变温度范围和时间，从而抑制析出物的粗化。因此，冷却速率较慢的区域（如55 mm深度）会形成更大且更多的析出物。在35 mm和55 mm深度，没有观察到VC析出物尺寸范围的明显差异。然而，与35 mm和55 mm深度相比，15 mm深度的析出物尺寸和数量显著不同，因为较高的冷却速率促进了更细小的析出物形成。

J21钢的析出物主要分布在铁素体区域，而非珠光体区域。这可能与珠光体的较低相变温度有关，该温度限制了VC在该相中的析出。在J21钢中，铁素体中的VC析出物呈椭圆形，尺寸从约20 nm到约100 nm不等，而珠光体区域的析出物则较为均匀，直径约为20 nm。在高位错密度区域，观察到一些析出物沿位错排列（如图9a所示）。高位错密度可以降低析出物与铁素体基体之间的晶格失配，并为钒提供快速扩散路径，从而促进析出物的成核。这些效应与之前的研究一致，即位错作为微合金元素的有效扩散通道，有助于析出物的形成。

统计结果显示，随着冷却速率的增加，析出物的平均尺寸减小。微合金碳化物的析出是一个扩散控制的固态转变过程。因此，析出物的成核和生长受到V和C原子扩散速率的控制。在较低冷却速率（更深的位置）下，相变发生在较高温度，并且材料在高温下停留的时间更长，这为析出物的生长提供了更多时间。因此，在冷却速率较慢的情况下，析出物会更大。相反，较高的冷却速率会减少析出物的生长时间和温度范围，从而抑制析出物的粗化。一些V和C原子可能在快速冷却下仍保留在固溶体中，导致析出物整体尺寸较小。

在任何给定深度，J21的硬度均显著高于J12（如图13所示，约高30–35 HV）。这种硬度的增加主要归因于VC碳化物的析出（由钒微合金化引入）以及珠光体结构的细化。J21中的分散纳米级VC析出物会阻碍位错运动（析出强化），从而补偿了由于铁素体增加而带来的软化效应。事实上，尽管J21含有更多的铁素体，但其硬度在所有深度均高于J12。在轮钢中，较高的硬度通常意味着更好的变形和裂纹抗性。研究结果表明，J21通过析出强化（在铁素体中）和珠光体细化实现了更高的硬度。

此外，J21与J12的硬度差异在表面附近（15 mm深度）更大，并随着深度增加而减小，这与强度的变化趋势相似。在轮缘表面（15 mm深度），冷却速率较高，导致形成非常细小的析出物，从而显著提高了硬度。在更深的位置，析出物的尺寸较大，因此硬度优势虽然仍然存在，但有所减弱。总的来说，钒微合金化（J21）通过VC析出和珠光体层间距的细化，使轮钢的硬度提高了约30 HV。

为了进一步分析钒对强度的影响以及不同深度下强度变化的原因，有必要研究各种强化机制的贡献。通常认为，晶界强化、析出强化、位错强化和固溶强化是低碳微合金钢增强强度的主要机制。因此，本研究中所探讨的轮钢的屈服强度贡献可以使用以下公式计算：其中，是钢的总屈服强度，是纯铁在室温下的晶格摩擦应力，其值为57 MPa，是固溶强化的贡献，是晶界强化的贡献，是位错和析出强化的综合贡献。固溶强化的增量在钢材料中强烈依赖于合金元素的类型。对于给定的元素M，其固溶强化贡献可以表示为：其中，是元素M在固溶体中的质量百分比，是比例系数。在本研究中，由于氮含量非常低，且钒原子主要与氮原子形成VN析出物，因此氮的固溶强化效应可以忽略不计。铁素体中的碳含量应低于0.02 wt.%，但实际计算中使用了铁素体中碳的平衡含量0.0218 wt.%，而其他元素的重量百分比则从表1中获取。因此，固溶强化的总贡献估计如下：其中，是析出物的平均直径，是析出物的体积分数。析出物的体积分数可以通过以下公式估计：其中，是TEM显微图像中析出物的面积百分比；n是TEM图像中的析出物数量；V是TEM图像中复制样品的实际体积；是碳膜样品的厚度（在本研究中取为50 nm）。本研究涉及的计算参数列于表5，最终计算的强度贡献结果列于表6。

总结而言，将计算的总强度贡献（表6）与实验测得的屈服强度（表4）进行比较，发现它们呈现出相似的趋势，并且差异仅在小范围内。这表明强度贡献分析是准确的，并且捕捉到了关键的强化机制。分析结果表明，J21钢强度的提升主要归因于钒的添加所带来的位错强化和析出强化。随着深度的增加，强度的变化主要由不同冷却速率导致的晶粒细化、位错密度变化和析出强化差异引起。

本研究还指出，钒微合金化显著增强了铁素体-珠光体轮钢的机械性能，通过细化奥氏体晶粒、加速铁素体转变和诱导纳米级VC颗粒的相间析出。这些析出物主要分布在铁素体基体中，对析出强化和位错强化起到了重要作用。在轮缘表面附近（15 mm深度），由于冷却速率高于10°C/s，屈服强度提高了约138 MPa。含钒微合金钢在整个轮缘深度范围内均优于不含钒的合金，同时保持了良好的延展性。强化机制的定量分析确认了析出物分布和界面强化在其中的主导作用。这些发现为通过微合金化实现微观结构控制提供了新的见解，并为开发高性能、耐磨损和抗损伤的轮钢提供了可扩展的策略。