服役高铁制动盘微观组织演变和力学性能表征

谢晓东，李志强，刘志成，李志龙，杨智勇，李卫京，韩建民

(1.北京交通大学 机械与电子控制工程学院，北京，100044；2.中车青岛四方机车车辆股份有限公司，山东 青岛，266111)

随着铸造技术的不断进步，铸钢制动盘的性能得到很大提高，我国现役高速列车已大规模采用了铸钢制动盘[1-2]。铸钢制动盘有以下特点：1) 较高的耐磨性能；2) 良好的抗疲劳性能；3) 优良的耐热裂性能；4) 稳定的摩擦性能。然而，循环制动所引发的热机载荷会使服役中铸钢制动盘材料微观组织发生演变，制动盘表层在制动高温下会产生相变、晶粒细化等现象[3-4]，这会对制动盘的力学性能和列车的安全服役造成不良影响。NAOKI 等[5]分析了服役过程中新干线的铸钢制动盘表层的微观组织的转变现象，研究发现服役后制动盘表层部分组织由细长的针状组织转变为细小的球粒状组织，但未对相变情况进行充分介绍。LI等[3]对锻钢制动盘热斑区域的组织转变特征进行了分析，研究发现在循环高温加热和冷却作用下，热斑周围的显微组织开始有细小的马氏体出现。可见在服役过程中，制动盘摩擦面局部温度已经超过材料的相变温度。李继山等[6]进行了初速度为270 km 的锻钢制动盘紧急制动实验，结果表明制动盘局部的闪点温度最高可达900 ℃；在高温区域出现了明显的热斑且热斑处晶粒被明显细化并发生了相变。相变以及晶粒的细化必然会对材料的力学性能造成影响。

铸钢制动盘组织由铁素体和渗碳体构成，SYN 等[7]对多组低碳铁素体/渗碳体复相钢开展的拉伸试验结果可知，该类材料的断后伸长率随着晶粒粒径减小而减小，并且当晶粒粒径减至约1 μm 时，断后伸长率下降最为显著。晶粒细化以及相变一般发生在制动盘摩擦面热斑区域[8]，热斑在摩擦面上并非均匀分布，这意味着发生微观组织演变区域也是非均匀分布的。同时，力学性能的变化也主要出现在微观组织演变区域。这意味着局部微观组织演变同时破坏了制动盘组织和力学性能的一致性，需要借助试验对力学性能的变化进行表征。王尧[9]测试了经表面处理后车轴钢表层到心部的显微硬度和拉伸性能，发现材料沿径向表面由表及里呈现出强度硬度逐渐减低、塑性逐渐提升的特点。WANG 等[10]从发生晶粒细化的锻钢制动盘摩擦面附近分别取出了厚度介于0.05～0.40 mm 的多组拉伸试样，拉伸试验的结果表明，近表层材料断后伸长率明显比心部材料的低，并表现出一定的硬脆性。邢佶慧等[11]针对Q460 高强钢材及T 形对接焊接接头进行试验和数值分析研究，发现热影响区及微观组织演变区的塑性变形能力较母材的略差。对于铸钢制动盘在制动影响下的材料组织演变与力学性能的表征，目前还没有比较系统的研究。基于已有的研究推断，铸钢制动盘表层的组织演变主要包括相变以及晶粒的细化，且与制动盘表层出现的热斑存在明显关联。阐明铸钢制动盘微观组织和力学性能特征及演变对了解铸钢制动盘的失效机理具有重要的理论意义，同时也可为高速列车的运营、检修工作提供科学依据。本文作者通过金相、扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)、拉伸试验开展服役后铸钢制动盘的微观组织演变及力学性能的表征研究；结合断口分析，探讨材料力学性能的劣化机制。

1 试验材料与方法

制动盘铸钢为Cr-Ni-Mo 系低碳钢，通过光谱分析测得其化学成分如表1所示。采用线切割从服役后的制动盘摩擦面热斑聚集区域取出块状试样，如图1所示。将试样的摩擦面和纵剖面作为微观分析的观测面。对观测面研磨、抛光后并用体积分数为4%硝酸酒精溶液进行腐蚀；采用AxioCamMR5型金相显微镜和S-8152 型扫描电子显微镜(SEM)观察样品显微组织。通过聚焦离子束系统(FIB)从制动盘摩擦面切下并减薄样品，然后将样品置于铜网，采用Tecnai G2F30型透射电子显微镜(TEM)对样品沿截面方向进行微观形貌观察，如图2 所示。在选区电子衍射(SAED)分析中，TEM加速电压为300 kV，选区光阑直径为200 nm的光斑。

图1 服役制动盘取样方式Fig.1 Sampling method for serviced brake discs

图2 FIB制样示意图Fig.2 FIB sample preparation diagrams

表1 制动盘铸钢化学成分(质量分数)Table 1 Chemical composition of brake disc material %

2 结果与分析

2.1 服役制动盘微观组织的演变分析

图3(a)所示为纵剖面的金相组织，将服役制动盘纵剖面分为摩擦面表层至亚表层之间产生明显晶粒细化的表层区域和亚表层以下未产生明显晶粒细化的心部区域。从图3(a)可以看出：表层区域存在半椭圆形状的热斑并且热斑内的晶粒发生明显细化，有微裂纹自表面萌生；而心部区域的晶粒粒径更大一些。晶粒细化层的深度普遍大于500 μm，但在热斑形状的影响下呈现出层深分布不均匀的特点。图3(b)所示为细化层较薄的位置在SEM 下的微观形貌，可以看到表层区域的粒状组织以及心部区域的针状或板条状组织特征较为明显。在表层区域仍可见厚度不一的晶粒细化层，心部区域内可见板条状晶粒粒径相近。总的来看，晶粒粒径在表层至心部方向和沿表层方向上均呈现非均匀分布的特点。从图3(c)和3(d)可以看出：心部区域和新材料的金相组织是保留马氏体位向的回火索氏体，多数晶粒粒径介于15～25 μm 且分布均匀。从图3(e)可以看出：表层区域内的晶粒非常小，多数晶粒粒径在10 μm 以下甚至无法分辨，原始组织形貌特征已经消失，在暗黑的基体上分布着细小的板条状晶粒，这表明制动过程中制动盘局部闪点最高温度超过了材料的相变点温度，随后在快速冷却时形成了细小的马氏体组织[12-13]并可能伴有残余奥氏体。亚表层位置在制动热影响下同样发生了晶粒的细化(图3(f))，但细化程度比表层区域的低。晶粒粒径的非均匀分布说明其受热水平、冷却速度以及发生相变的程度不同。而制动盘心部承受的热载荷水平较低使其未达到发生晶粒细化和相变的条件，因此，其微观形貌与新造材料的相似。

图3 服役制动盘微观形貌Fig.3 Microstructures of serviced brake disc

进一步对表层晶粒的细化程度进行TEM观察，可以看到摩擦面表层组织内部有着极高的位错密度(图4(a))。从图4(b)可以看出：在制动盘摩擦面最表层处形成了细小的纳米晶，多数晶粒粒径不大于50 nm。采用选取电子衍射花样分析可以确定这部分晶粒为在制动过程中局部超相变点的高温和极冷过程中形成的高位错密度马氏体结构[14]。此外，这些纳米晶具有不规则片层状或等轴状结构，在最表层还发现了孪晶的存在(图4(c))，衍射结果显示其为BCC 结构，因此，可以确定其为形变孪晶[15]，这些特征一般是由大的塑性变形引起。适当增大观察范围(图4(d))，摩擦面最表层存在高水平的位错，且层片状的纳米晶(黑色箭头)和位错堆叠(白色箭头)沿着摩擦面存在明显的取向性。

图4 服役制动盘表层TEM形貌特征Fig.4 TEM morphology characteristics of top layer of serviced brake disc

基于以上结果，可以得到制动盘微观组织的演化过程。在制动过程中，摩擦动能转化为热能，制动盘摩擦面热斑局部位置的温度急剧上升并超过材料的相变点温度达到奥氏体状态，再加上钢的过热度极大，造成相变驱动力很大[16]，导致奥氏体形核数量增多。与此同时，在高速流动的空气和与车轮的热传递作用下，制动盘摩擦面降温速度很快，在局部高温区域内刚刚形成的奥氏体晶核来不及长大，最终形成细小的马氏体及碳化物(图3(e))。加之组织中弥散的碳化物对奥氏体晶粒的长大造成了阻碍作用，在马氏体相变过程中，晶粒进一步细化。这个过程与热处理工艺中的表面“自淬火”过程类似[17]。在反复制动的作用下，“自淬火”循环进行，晶粒被不断细化。当到达一定制动次数后，淬火细化晶粒的效果逐渐减小[18]，最小晶粒粒径会达到1个较低值。同时，剧烈的摩擦制动会在制动盘表层形成高水平的摩擦剪切应力，在剪切应力的作用下，晶粒产生大的塑性变形并沿不同滑移系分割；随着塑性变形的进行，表层晶粒位错不断增殖导致晶粒被进一步细化，这也使得最表层的位错密度明显比亚表层的高。同时，随着塑性变形的累积，局部应变集中形成剪切带，剪切带不断剪切片层细晶最终在制动盘最表层形成带有取向性的位错以及细小的纳米晶和孪晶组织(图4(c)和图4(d))。但塑性变形细化晶粒是存在极限的，原因在于位错增殖主导的晶粒细化与位错迁移主导的晶粒粗化相平衡，其本质上是超细晶结构的稳定性随晶粒粒径减小而降低[19]。

但是，制动形成细化组织并不是均匀分布在摩擦面上。从升温的角度分析，热斑和超相变点的高温是在制动盘摩擦面某处或某几处局部微凸部位与闸片的偏磨作用下形成的[20-21]，这种微凸的产生机制非常复杂，在制动盘摩擦面上也并非均匀分布。从降温的角度分析，制动盘背部不同形状的散热筋结构使摩擦面各个位置在向深度方向上的传热速度存在差异，车辆在运行时车底的空气对流情况也非常复杂，这导致高温区域在冷却过程中必然存在温度的非均匀分布以及冷速的差异，因此，发生在制动盘摩擦面局部区域的“自淬火”是非均匀的且不可控的。在热斑分布的非均匀以及非均匀“自淬火”的共同作用下，细化组织便会在摩擦面和亚表层均呈现出非均匀分布的特点。对于制动盘的心部区域，虽然其冷速依然很快，但由于其温度相对于表层较低，不存在发生奥氏体-马氏体转变的条件，因此，其组织并未发生明显演变，与新材料接近。

2.2 力学性能表征

由微观分析结果可知，制动盘表层微观组织演变特征主要包括局部晶粒细化造成的晶粒粒径的非均匀分布。力学性能与微观组织密切相关，因此，制动盘的这种微观组织演变必然会引起力学性能发生变化，需要对这种变化进行分析和表征。

从服役制动盘有明显热斑存在的位置取出厚度d为3.0 mm(d=3.0 mm)的板状拉伸试样，亚表层和心部各取3个。从亚表层取样的目的是排除摩擦面表层区域微裂纹对拉伸性能的影响。从金相分析可以看出，亚表层的微观组织同样呈现出晶粒粒径非均匀分布的特征。可见，亚表层虽然不受闸片摩擦的直接影响，在制动热影响下同样会发生晶粒的细化。同时，从新造制动盘取3个试样作为对照，拉伸试验后取3 个试样力学性能的平均值，如图5所示。从图5(a)可以看出：服役制动盘表层试样(以下简称表层试样)的屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为975 MPa，1 038 MPa和7%，心部试样的屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为1 043 MPa，1 152 MPa 和10.5%，新材料的屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为1 060 MPa，1 168 MPa和11%。可以看出，表层试样的力学性能总是比心部试样的低，而心部试样的力学性能则与新造材料的接近。为了进一步研究制动盘表层的组织演变对材料力学性能衰退程度的影响，继续从服役制动盘亚表层、心部和新材料取出厚度为0.4 mm(d=0.4 mm)的微型拉伸试样，每种材料共取3 个，拉伸试验后取3 个试样力学性能的平均值。从图5(b)可以看出：表层厚度为0.4 mm试样屈服强度、抗拉强度以及断后伸长率分别为840 MPa，921 MPa和6.8%，其屈服强度、抗拉强度和断后伸长率低于相关标准[15]中所要求的最低值(900 MPa，1 050 MPa 和8%)；新造材料0.4 mm 厚度试样与0.4 mm 厚度心部试样的力学性能保持一致，这说明越是制动盘表层的材料，其力学性能越差。经计算，0.4 mm 厚度表层试样与新材料试样相比，其屈服强度、抗拉强度和断后伸长率最大分别下降了20.1%，21.2%和43.3%。另外，0.4 mm 厚度和3.0 mm 厚度表层试样的屈服强度与抗拉强度的比值(屈强比)(0.94 和0.93)明显比新造材料的屈强比(0.90 和0.89)大，这是塑性差、屈服后承载力不足以及快速断裂的体现。

2.3 断口分析

图6 所示为0.4 mm 厚度表层试样和新材料拉伸试样的断口形貌，其中，a1，a2和a3以及b1，b2和b3分别为前期至后期断裂位置。从图6(a)和6(b)可以看出：与新材料试样相比，表层试样的断口面(绿色框)更大且显得更加光滑。2 个试样断口上都分布着少量的微小孔洞(红色箭头)。通过断口裂纹扩展方向(黑色短箭头)可以判断，试样由左向右断裂。从图6 中a1和b1可以看出：在断裂起始位置，新材料试样的韧窝尺寸和深度明显比表层试样的大，说明新材料的韧性较好。从图6中a2和a3可以看出，新材料试样断裂前期和后期的形貌特征相近，断口上分布着大小均匀的韧窝。然而，从图6中b2和b3可以看出，表层试样断裂前期和后期的断口均呈现出一种韧性断裂与脆性断裂的混合形貌。一方面，小而不明显的韧窝(白色箭头处)的存在说明材料表现出一定的韧性；另一方面，局部区域小的解理面或阶梯状的撕裂棱的存在(黑色箭头位置)又体现出一定程度的准解理断裂特征，这是脆性断裂的体现。

图6 试样断口形貌Fig.6 Fracture morphologies of samples

2.4 服役制动盘力学性能的退化机理分析

制动盘表层晶粒细化会直接影响材料的力学性能。根据Hall-Petch公式，材料的强度与其晶粒粒径密切相关，即随着晶粒粒径减小，材料的强度不断提高。

式中：σs为晶体的屈服强度；σ0为晶内对变形的抗力，等价于极大单晶的屈服强度；k为常数；d为晶粒的平均直径。OHMORI 等[22]的研究表明低碳复相钢仍基本符合Hall-Petch关系。因此，制动盘表层发生晶粒细化区域的强度应比心部原始组织的强度大。但由拉伸试验结果可知，制动盘表层局部的细晶粒并未提高材料的整体强度。这是因为，由细晶强化理论可知，细晶粒受到外力发生塑性变形可分散在更多的晶粒内进行，塑性变形较均匀，应力集中较小。然而，服役制动盘表层局部晶粒细化特征，导致表层材料局部细晶区域比局部粗晶区域强度高，这使局部细晶区域相对于局部粗晶区域不容易发生变形，局部区域间变形能力上的差异会引发应力、应变的局域化，塑性变形无法均匀进行，从而导致较大的应力集中和裂纹的快速扩展并留下光滑的脆性断裂准解理面，这已经在断口分析中得到证明。应力集中导致的快速断裂缩短了相邻微孔洞之间的裂纹扩展路径，使材料难以缓慢的释放变形以形成大而深的韧窝[23]，最终使服役制动盘表层材料(表层试样)的韧性比新造材料的韧性低。

为了更加直观地表现晶粒粒径非均匀分布下的材料变形特征，通过Gleeble-1500试验机对新造制动盘材料(图7(a)，长、宽和高分别为70，10 和10 mm)进行热循环试验，以生成带热斑的非均匀组织。图7(b)所示为热循环的温度-时间关系。将最高温度设置为900 ℃，后迅速冷却，以获得充分细化的组织，加热和冷却时间是基于制动盘实际制动工况确定的[1-3]。加热位置位于试样中间位置，可看到加热时有热斑形成。加热后的试样可以按照热斑特征分为热斑区和热影响区。从图7(c)和图7(d)可以看出：在超相变点的加热温度和极速冷却后热斑区主要由细小的马氏体组成；热影响区由于未被直接加热，未产生明显相变，其组织依然为原始的回火索氏体；晶粒粒径由热斑区到热影响区逐渐变大，整个试样形成明显的非均匀组织分布特征。显微硬度测试结果显示该试样在局部晶粒细化的作用下呈现出中间硬两头软的特性(图8)，这也佐证了马氏体硬相的形成。图9 所示为DIC拉伸试样过程。从图9(a)可以看出：在弹性阶段，试样上的晶粒细化区的一侧已经开始出现应变集中。图9(b)所示为试样在屈服点的应变分布情况，可见在热斑区的两侧出现了明显的应变集中现象，而热斑区并未产生较大的应变，这说明整个试样并未均匀地“分担”拉伸载荷，局部变形量较大使试样出现了明显的应变局域化。原因在于热斑区晶粒细化使之与试样其他位置相比表现出更高的强度，这使其在拉伸时不易发生变形，而在其他强度较低的区域便主要承担拉伸载荷并产生变形，最终造成了试样中间应变小两端应变大的特点，这说明试样的高强度区(细晶区)对低强度区(粗晶区)存在约束效应。随着变形的进行，试样发生颈缩(图9(c))，热斑区一端的应变开始高于另一端的应变，此时，热斑区依然未产生明显变形，直至试样断裂(图9(d))，试样在断裂时最大应变为0.25，断裂位置紧靠热斑区的一侧。从图9(e)可以看出应变局域化使试样的整体力学性能发生了明显衰退。

图7 热模拟试验过程Fig.7 Thermal cycle test processes

图8 热循环试样显微硬度分布Fig.8 Microhardness distribution of thermal cycling sample

图9 DIC拉伸试验过程和应变分布Fig.9 DIC tensile test process and strain distribution

基于上述分析，可以将表层材料承载能力和力学性能的衰退看作是由晶粒粒径分布不均匀或局部的晶粒细化导致材料强度分布出现分散性[24]所引起，材料强度分布的不均匀会使其在承载时产生不均匀变形，进而导致应变局域化、应力集中以及裂纹快速扩展，这对提高材料的力学性能是不利的。因此，不能简单地认为细晶粒或者粗晶粒更有利于提高材料力学性能，细晶粒产生的硬化效果可以延缓裂纹的形核，但会提高裂纹的扩展速率[25]。在此前的研究中[26]也发现了制动盘表层裂纹的快速失稳扩展现象。由于表层试样的韧性被明显削弱，因此，其在快速断裂下出现较大的断面尺寸，所测得的屈服强度和抗拉强度也低于相关标准中的规定值，这会对制动盘的整体性能和列车的安全服役造成不良影响，需在检修中重点关注。

3 结论

1) 摩擦制动会在铸钢制动盘表层局部产生热斑以及超相变点的高温，并在大温度梯度和极快冷速的作用下发生类似“自淬火”行为，局部晶粒发生明显细化并伴有马氏体形成。在摩擦剪切作用下，晶粒继续被细化成高位错密度的纳米晶。只受热循环作用的亚表层位置同样会发生局部晶粒细化，制动盘表层局部组织晶粒粒径在表层至心部方向以及沿表层方向上均呈现非均匀分布的特点。

2) 服役制动盘表层局部细化组织的存在使局部区域间的变形能力出现了差异，进而破坏了材料力学性能的均匀性，使材料呈现出韧性与脆性结合的快速断裂。制动热循环的作用使材料呈现出硬度分布不均匀的特点，这会导致变形非均匀分布和应力应变局域化，最终都体现为服役制动盘材料承载能力和力学性能劣化。

3)服役制动盘最表层材料的屈服强度、抗拉强度和断后伸长率已经低于相关标准中要求的最低值(900 MPa，1 050 MPa，8%)。这会对制动盘的整体性能和列车服役安全造成不良影响，需在检修中重点关注。