文陈，于美，李松梅，刘建华

北京航空航天大学 材料科学与工程学院，北京 100191

作为一种关键的失效模式，对于任何一种新材料的应用，都必须评价其应力腐蚀的优劣［1-3］。众所周知，高强钢容易产生应力腐蚀和氢脆，导致材料的失效［4］。而超高强度钢23Co14Ni12Cr3Mo作为一种新型的二次硬化回火马氏体钢，实现了高强高韧的结合，被期待应用于航空领域，如飞机起落架等构件中［5-6］。一般认为应力腐蚀敏感性随着强度水平的增加而更加敏感［7-9］，所以在23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢服役之前对其应力腐蚀性能进行研究是十分必要的。

作为一个局部的腐蚀过程，应力腐蚀往往通过裂纹的形成和扩展来表征［10］。裂纹往往沿加载方向中心线宏观的路径进行扩展，但也受到很多因素的影响。Mohammad［11］采用疲劳方法研究了管线钢的应力腐蚀行为，结果表明在近中性环境中，氢对材料的应力腐蚀扩展具有十分重要的影响。Zheng等［12］的研究表明因为二次裂纹的存在，导致贝氏体钢的应力集中以及氢脆敏感性的降低。同时，应力腐蚀敏感性也受到很多其他因素的影响，包括微观组织结构［13］、裂纹尖端状态［14］、溶液p H 值［15］以及 Cl-浓度［16］。

在本实验室的前期工作中，采用盐雾腐蚀试验方法及恒载荷拉伸应力腐蚀试验方法研究了23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢的腐蚀行为［17-18］。试验结果表明该超高强度钢在腐蚀条件下容易形成碱式铁氧化物［17］，其应力腐蚀敏感性随着拉伸载荷水平的下降而降低，断口主要为韧窝形貌［18］。本文主要研究了23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢双悬臂梁（DCB）试样在3.5%NaCl溶液中的应力腐蚀开裂（SCC）行为；并采用光学相机、光学显微镜和扫描电子显微镜（SEM）对断口形貌进行了表征，采用能谱（EDS）和X射线电子衍射技术（XRD）对腐蚀产物进行了分析。

1 试验部分

23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢试样取自于锻造退火件，其热处理过程如下：热处理机制为885℃固溶处理，保温1 h，481℃下时效，保温5 h。该材料的化学成分（wt%）包括：0.23C，13.4Co，11.1Ni，3.1Cr，1.2Mo，剩余成分为 Fe。该热处理及成分下所测试力学性能如表1所示。表中：σb、σ0.2、δ5、ψ和 KIC分别为材料的抗拉强度、屈服强度、延伸率、断面收缩率和断裂韧性。

表1 23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢的力学性能Table 1 Mechanical properties of 23Co14Ni12Cr3Mo ultra-high strength steel

DCB试样尺寸为26 mm×26 mm×127 mm，缺口长度为33 mm，示意图如图1所示。采用拉伸疲劳试验机（MTS880，America）沿试样中心线预制疲劳裂纹，疲劳频率为20 Hz。然后通过螺栓加载，控制初始裂纹长度为2～4 mm。

图1 23Co14Ni12Cr3 Mo超高强度钢的DCB试样Fig.1 DCB specimens of 23Co14Ni12Cr3Mo ultra-high strength steel

应力腐蚀试验在3.5%NaCl溶液中进行，所有试验均在恒温35℃下进行。根据裂纹扩展速率，每隔12～24 h进行裂纹长度的测量及宏观形貌的观察。当裂纹扩展至试样边缘或者裂纹扩展速率可以忽略（＜10-9mm/s）时停止试验。应力腐蚀试验后，采用SEM（Cambridge3400，England）对试样断口进行观察，并采用能谱对腐蚀产物进行分析。刮取试样表面腐蚀产物，采用XRD（D/MAX-2200PC，Janpan）对腐蚀产物组成进行研究。

2 试验结果与讨论

2.1 应力腐蚀裂纹扩展路径

23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢在3.5%NaCl溶液中的裂纹扩展路径如图2所示。从图2（a）中可以看出，裂纹沿加载中心线扩展约1.5 mm后开始分叉；加载至168 h，裂纹扩展在裂纹尖端再次分叉（图2（b））；加载至336 h时，裂纹尖端再次分叉，并已扩展至试样边缘。为了进一步分析裂纹尖端形貌，采用光学显微镜观察裂纹尖端形貌，如图3所示。

图2 23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢的裂纹扩展宏观路径Fig.2 Crack macro-path of 23Co14Ni12Cr3Mo ultra-high strength steel

图3 用光学显微镜观察23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢的裂纹尖端形貌Fig.3 Crack tip morphology of 23Co14Ni12Cr3Mo ultrahigh strength steel observed by optical microscopy

如图3所示，裂纹扩展初期（24 h），裂纹尖端较粗，主要由于力学作用导致裂纹张开和扩展；而扩展至裂纹中期，力学作用减弱，受到环境和力学的作用，裂纹按照一个较细而曲折的路径扩展（168 h）；到裂纹扩展后期，腐蚀作用增强，导致裂纹扩展为一个细微的裂纹（336 h）。

2.2 裂纹扩展断口形貌

应力腐蚀试验后，拧开试样，采用光学相机和SEM观察断口形貌，如图4所示。

从图4（a）中可以看出，试样断口存在明显的腐蚀痕迹，预制疲劳裂纹区和裂纹扩展区域（区域Ⅰ～Ⅲ）存在明显的腐蚀界限。介质通过裂纹进入了试样断面，引起了断口的腐蚀，而且裂纹扩展初期腐蚀要比裂纹扩展末期严重。裂纹扩展可以分成4个区域：疲劳预制裂纹区、裂纹快速扩展区（Ⅰ）、裂纹稳定扩展区域（Ⅱ）以及裂纹扩展末期（Ⅲ），区域Ⅰ～Ⅲ对应的微观断口形貌分别如图4（b）～图4（d）所示。

从图4（b）～图4（d）中可以看出，裂纹扩展前期，由于力学作用较大，试样出现穿晶（TG）断裂；而裂纹扩展中期，试样表面为穿晶伴随沿晶（IG）断裂并存在少量的二次微裂纹；裂纹扩展后期主要形貌为沿晶脆性断裂。

图4 23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢裂纹扩展形貌Fig.4 Crack propagation morphology of 23Co14Ni12Cr3 Mo ultra-high strength steel

裂纹扩展截面形貌如图5所示。图5（a）为试样预制裂纹区域，显示出一个平整的断面，垂直主裂纹方向存在多次分叉的次生裂纹。裂纹扩展前期，试样表面晶粒破坏明显，试样存在无分叉的次生裂纹（见图5（b））；而裂纹扩展中期，试样表面不平整，内部存在不连续的二次裂纹（见图5（c））；裂纹扩展后期，试样表面扩展平整，截面无明显次生裂纹（见图5（d））。

图6为23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢裂纹尖端微观截面形貌。从图6可以看出，裂纹分叉成很多条次生裂纹，裂纹扩展沿马氏体晶界方向，该结果与有关文献结果一致［19］。

图5 23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢裂纹截面形貌Fig.5 Cross section morphology for crack of 23Co14Ni12Cr3 Mo ultra-high strength steel

图6 23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢裂纹尖端微观截面形貌Fig.6 Micro morphology of cross section of crack tip of 23Co14Ni12Cr3 Mo ultra-high strength steel

2.3 沿裂纹元素分布结果

23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢在空气及NaCl溶液中应力腐蚀试样各元素沿裂纹分布情况如图7所示。从图7（a）和图7（b）的对比中可以看出，在NaCl溶液中各元素与在空气中相比，Cr、Co、Ni元素的分布差异较大，而Mo含量的分布十分接近。该结果表明，Cr、Co、Ni在23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢应力腐蚀裂纹扩展过程中起到十分重要的作用，而Mo对裂纹扩展分叉的影响较小。

图7 23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢沿裂纹方向的元素分布Fig.7 Elements distribution along crack propagation of 23Co14Ni12Cr3Mo ultra-high strength steel

2.4 应力腐蚀分叉行为元素分析

23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢应力腐蚀裂纹分叉形貌及能谱结果分别如图8和图9所示，相关元素含量如表2所示。从图8中可以看出，裂纹扩展出现很多分叉，裂纹扩展不连续。从表2中可以看出，裂纹分叉点（A～C）处均因为高的C含量导致了裂纹的分叉。

从表2与表1的对比可以看出，裂纹终止点含C量与基体含C量接近，而裂纹再次出现在含C量高的位置，这说明裂纹起源于含碳量高的位置。

图9 23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢不连续分叉点能谱分析结果Fig.9 EDS results of intermittent bifurcations of 23Co14Ni12Cr3Mo ultra-high strength steel

2.5 腐蚀产物分析

沿裂纹表面刮取腐蚀产物，并与基体对比，其XRD结果如图10所示，图中2θ为晶间角度。从图10中可以看出，裂纹扩展过程中腐蚀产物主要包括Fe3O4、FeO、Co（Co2/Cr2/Ni2）O4和Cr O3，这也说明在应力腐蚀过程中，对裂纹扩展产生影响的主要是Co、Cr、Ni。

表2 23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢不同裂纹尖端元素分布Table 2 Element content in different crack tips of 23Co14Ni12Cr3Mo ultra-high strength steel wt%

图10 23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢的腐蚀产物和基体XRD图Fig.10 XRD pattern of corrosion products and substrate of 23Co14Ni12Cr3Mo ultra-high strength steel

从上述SEM、EDS和XRD可知，裂纹分叉主要是因为力学作用和Cr、Co、Ni等元素的差异，分叉起源于含C量高的位置，与Mo的相关性小。SCC裂纹扩展前期主要受到应力作用驱动，导致裂纹扩展迅速，形貌主要为穿晶断裂，并伴有次生微裂纹；而裂纹扩展中期，Cr、Co、Ni的分布不均匀导致裂纹扩展表面不平整，裂纹扩展速率达到一个平台状态；裂纹扩展后期，裂纹扩展缓慢，裂纹尖端纤细，沿马氏体晶界扩散。

3 结 论

1）23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢DCB试样SCC扩展过程分叉，裂纹扩展前期主要受力学作用，裂纹扩展初期宽粗；而力学和环境共同作用导致裂纹扩展中期出现稳定的裂纹扩展，裂纹路径曲折；裂纹扩展后期，裂纹沿纤细的路径扩展。

2）裂纹主要沿富含C的马氏体晶界扩展，导致了23Co14Ni12Cr3Mo超高强度钢的裂纹扩展分叉。

3）裂纹扩展前期、中期和后期分别为穿晶形貌、穿晶伴随沿晶形貌并含有二次微裂纹以及沿晶脆性断裂。

4）裂纹扩展过程中，腐蚀产物主要为Fe、Cr、Co、Ni的氧化物，裂纹扩展分叉主要受到Cr、Co、Ni的影响，分叉起源于含C量高的位置，裂纹分叉与Mo的相关性小。

参 考 文 献

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