葛南飛 金 一 張 梅,2,3 方 平 宮秀勉

(1.上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444； 2.省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200444；3.上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應(yīng)用重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200444； 4.上海匯眾汽車制造有限公司技術(shù)中心，上海 200122)

面對(duì)資源枯竭和環(huán)境惡化的嚴(yán)峻考驗(yàn)，汽車產(chǎn)業(yè)對(duì)輕量化的要求也越來越迫切。為了適應(yīng)汽車輕量化的要求，在不降低汽車性能的前提下減小鋼板的厚度，必須大大提高鋼板的強(qiáng)度，由此發(fā)展了高強(qiáng)鋼。高強(qiáng)度鋼板具有厚度薄、質(zhì)量輕等優(yōu)點(diǎn)[1]，同時(shí)具有很高的強(qiáng)度保證車身的安全，其性能遠(yuǎn)優(yōu)于傳統(tǒng)的鋼鐵材料[2]。復(fù)相鋼依靠合金成分設(shè)計(jì)、控軋控冷和連續(xù)退火等技術(shù)，經(jīng)熱軋和冷軋后可以得到不同的組織，如鐵素體/貝氏體、鐵素體/馬氏體、鐵素體/貝氏體/殘留奧氏體和馬氏體復(fù)相組織，通過貝氏體和馬氏體以及析出強(qiáng)化的復(fù)合作用，強(qiáng)度可達(dá)800～1 000 MPa[3- 4]，具有較高的吸收能和擴(kuò)孔性能，因而特別適合于制造汽車的拖曳臂、底盤系統(tǒng)縱向?qū)U、車門防撞桿、保險(xiǎn)杠和B立柱等零件。

高強(qiáng)鋼雖擁有諸多優(yōu)良性能，但易出現(xiàn)斷口分層缺陷。目前復(fù)相鋼的工業(yè)化應(yīng)用已逐漸成熟，在對(duì)兩種復(fù)相鋼取樣進(jìn)行力學(xué)性能對(duì)比分析時(shí)，發(fā)現(xiàn)其中一種復(fù)相鋼的力學(xué)性能符合標(biāo)準(zhǔn)，但拉伸斷口出現(xiàn)較為明顯的分層。針對(duì)這一現(xiàn)象，有學(xué)者[5- 6]認(rèn)為是連鑄坯中心最后凝固的鋼水中富含C、Mn、P、S等元素，造成心部組織偏析，且板厚心部區(qū)域存在硫化物和氮化鈦的夾雜所致。張?jiān)葡榈萚7]指出，鋼板心部大量NbTi(C,N)是微裂紋的源頭。羅明等[8]認(rèn)為，厚度方向的組織不均和晶間碳化物的析出是410S厚板拉伸斷口分層的主要原因。徐勇[9]認(rèn)為，S700MC鋼板拉伸斷口分層的主要原因是連鑄坯存在C和Mn等元素產(chǎn)生的中心偏析，使脆性相貝氏體在中心偏析區(qū)優(yōu)先形成。孫雪嬌等[10]認(rèn)為，船板鋼沖擊斷口分層與心部合金元素偏析形成的帶狀組織有關(guān)。而武鳳娟等[11]的研究認(rèn)為，TMCP高強(qiáng)貝氏體鋼板的拉伸斷口分層是其力學(xué)特征，并非性能降低所致。

高強(qiáng)鋼的斷口分層可能會(huì)影響其服役壽命，增加材料使用期間的安全風(fēng)險(xiǎn)。本文研究了兩種800 MPa級(jí)的復(fù)相鋼CP800A和CP800B，針對(duì)CP800B鋼拉伸斷口分層現(xiàn)象，采用金相顯微鏡、掃描電鏡以及透射電鏡對(duì)拉伸斷口分層試樣的顯微組織及斷口形貌進(jìn)行了分析，以找出斷口分層的主要原因并提出減輕或消除分層的措施。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料取自兩家鋼廠生產(chǎn)的厚度為3.8 mm的復(fù)相鋼CP800A和厚度為4 mm的復(fù)相鋼CP800B，兩者的化學(xué)成分和力學(xué)性能分別如表1和表2所示，氮含量為40 μg/g。兩種鋼均采用控軋控冷工藝生產(chǎn)，主要流程為：將鑄錠鍛造成適當(dāng)規(guī)格的鍛坯，于1 200～1 500 ℃保溫1～2 h后，多道次熱軋至所需厚度，終軋溫度約800 ℃；軋后水冷至卷取溫度550～580 ℃，再經(jīng)酸洗去除氧化皮即得到工業(yè)用冷軋板。CP800B鋼的力學(xué)性能滿足要求，但出現(xiàn)了嚴(yán)重的拉伸樣斷口分層現(xiàn)象。

表1 試驗(yàn)復(fù)相鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical compositions of the tested duplex- phase steels (mass fraction) %

表2 試驗(yàn)復(fù)相鋼的拉伸性能Table 2 Tensile properties of the tested duplex- phase steels

從拉伸試樣上切取斷口，用無水乙醇溶液對(duì)斷口進(jìn)行超聲波清洗，然后用牛津EVO/18 Research型掃描電鏡觀察斷口形貌，用能譜儀分析偏析帶成分。沿?cái)嗫诤穸确较蚯腥〗鹣嘣嚇樱?jīng)砂紙打磨、拋光后，用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，然后用Nikon LV150型倒置式金相顯微鏡觀察組織。為了進(jìn)一步確認(rèn)分層原因，從拉伸試樣的原板上切取全厚度試樣制備透射電鏡試樣，然后用JEM- 2010F型透射電鏡觀察分析。參照GB/T 4342—1991，使用MH- 3型顯微硬度計(jì)測(cè)量硬度，試驗(yàn)力200 g，保壓時(shí)間10 s，測(cè)試間隔1 mm。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 斷口宏觀形貌

試樣拉伸斷口的宏觀形貌如圖1所示?？梢奀P800A鋼試樣的宏觀斷口為韌性斷裂；CP800B鋼試樣的斷口雖然整體上為韌性斷裂，但出現(xiàn)了明顯的階梯狀分層，且在中心大裂縫附近出現(xiàn)較多的細(xì)小分層。采用超景深體視顯微鏡測(cè)得CP800B鋼試樣斷口的中心厚度為1.37 mm；沿中心裂縫間隔測(cè)量10組縫隙距離，取平均值為0.22 mm。

圖1 復(fù)相鋼拉伸試樣斷口的宏觀形貌Fig.1 Macrographs of fracture of tensile specimens of the duplex- phase steels

2.2 斷口微觀形貌

試樣厚度方向的顯微組織如圖2所示?？梢?，CP800A鋼的組織為均勻分布的鐵素體/貝氏體基體及少量馬氏體，CP800B鋼的組織為鐵素體基體和彌散分布的細(xì)晶貝氏體，且心部有一條明顯的偏析帶。結(jié)合斷口中心分層及兩種試樣顯微組織的差異，初步推測(cè)CP800B鋼的心部偏析可能是其斷口分層的直接原因。

圖2 復(fù)相鋼厚度方向的顯微組織 Fig.2 Cross sectional microstructures of the duplex- phase steels

沿CP800B鋼拉斷試樣中間切開，發(fā)現(xiàn)分層裂紋出現(xiàn)在細(xì)晶組織和粗晶組織的交界處，沿晶界擴(kuò)展，并發(fā)現(xiàn)有斷續(xù)的細(xì)晶組織偏析區(qū)，如圖3(a,b)所示；裂紋帶周圍還出現(xiàn)了細(xì)晶貝氏體的偏聚。此外，在大分層缺陷附近還有許多小分層斷口，如圖3(c,d)中箭頭所示，并在小分層斷口末端觀察到了細(xì)晶偏析帶。分別檢測(cè)交貨態(tài)試樣、拉斷試樣中偏析帶與距離偏析帶1 mm處基體的顯微硬度，每個(gè)試樣測(cè)量5個(gè)點(diǎn)，結(jié)果如圖4所示?？梢钥闯?，交貨態(tài)試樣的偏析帶硬度高于基體，而拉伸試樣由于加工硬化硬度整體提高。

圖3 CP800B鋼拉伸試樣斷口不同部位的顯微組織Fig.3 Microstructures of different parts in the fracture of CP800B steel tensile specimen

圖4 交貨態(tài)和拉斷CP800B鋼試樣基體與偏析帶的硬度分布Fig.4 Hardness distributions in matrix and segregated band in as- received and fractured CP800B steel specimens

綜合金相分析及顯微硬度結(jié)果可知，偏析帶造成了試樣組織和硬度的不均勻，即組織均勻、晶粒較粗大的區(qū)域硬度低，帶狀貝氏體區(qū)晶粒細(xì)小硬度略高。在拉應(yīng)力的作用下，粗晶區(qū)與細(xì)晶區(qū)的分界處產(chǎn)生切應(yīng)力，切應(yīng)力的不斷作用使組織不均的分界處產(chǎn)生裂紋，裂紋沿分界處擴(kuò)展，最后導(dǎo)致試樣的拉伸斷口出現(xiàn)分層。

2.3 掃描電鏡分析

裂紋的形成與擴(kuò)展均是沿晶界發(fā)生的，這是析出物的存在使晶界脆化所致。圖5為CP800B鋼試樣斷口附近的SEM照片。通過掃描電鏡及能譜分析(見圖5(a)和表3)發(fā)現(xiàn)，晶界存在析出相，位置1為TiC析出相，貝氏體(位置3)中C、Mn元素含量高于鐵素體(位置2)，此外在鐵素體(位置2)中并未檢測(cè)到Ti元素。由此可以推斷，CP800B鋼中析出相主要為鈦的析出相，C、Mn均富集于貝氏體。試樣厚度中心偏析帶及其周圍組織的SEM照片如圖5(b)所示，面掃描結(jié)果如表4所示。可見，偏析帶(圖5(b)中位置1)中Ti、Mn元素含量較高，說明Ti、Mn元素的析出相在偏析帶中富集。此外，還發(fā)現(xiàn)有方塊狀析出物沿偏析帶析出，如圖6所示。由EDS面掃可知，Ti和N元素在該區(qū)域富集，結(jié)合形貌確認(rèn)該塊狀析出物為TiN，其周圍為Ti和C元素的富集區(qū)，為TiC析出相。這與TiC在TiN附近形核析出的動(dòng)力學(xué)理論相符[12]。

圖5 CP800B鋼試樣斷口附近SEM照片F(xiàn)ig.5 SEM images near the fracture of CP800B steel specimen

表3 圖5(a)中不同位置的能譜分析結(jié)果Table 3 EDS analysis of different positions in Fig.5(a)

表4 圖5(b)中不同位置的能譜分析結(jié)果Table 4 EDS analysis of different positions in Fig.5(b)

圖6 CP800B鋼試樣偏析帶中TiN形貌及其元素分布Fig.6 Morphologies and element distributions of TiN in the segregated band of CP800B steel specimen

2.4 透射電鏡分析

在透射電鏡下觀察到了明顯脫落的方塊狀TiN，如圖7(a)所示。TiN的存在破環(huán)了基體的連續(xù)性，從基體中脫落是因?yàn)槠湓娱g以較強(qiáng)的共價(jià)鍵結(jié)合，硬度僅次于金剛石，高硬度的特性使其易從基體中脫落。這也間接說明了TiN的存在對(duì)應(yīng)力傳遞有較大影響。此外，圖7(b)中的細(xì)晶貝氏體周圍還觀察到了高密度的網(wǎng)狀位錯(cuò)，表明在拉伸過程中裂紋產(chǎn)生于細(xì)小析出相附近，即位錯(cuò)優(yōu)先在此處產(chǎn)生并富集在交界處。

圖7 CP800B鋼試樣斷口附近的TEM照片 Fig.7 TEM images near the fracture of CP800B steel specimen

2.5 斷口形貌

圖8為試樣拉伸斷口SEM照片?？梢妰煞N復(fù)相鋼在拉伸斷裂前均產(chǎn)生了明顯的塑性變形，斷口宏觀表現(xiàn)為暗灰色纖維狀，可判定為韌性斷裂。根據(jù)微孔聚合斷裂機(jī)制，CP800A鋼斷口呈現(xiàn)均勻的韌窩形貌，為韌性斷裂；CP800B鋼以中間分層大裂縫為界，其上下部分?jǐn)嗫诰尸F(xiàn)韌性斷裂的韌窩形貌，中間分層內(nèi)陷處具有準(zhǔn)解理特征，如圖8(d)所示。此外，CP800B鋼分層處呈臺(tái)階狀斷裂且斷裂壁光滑，呈現(xiàn)脆性斷裂特征。

圖8 復(fù)相鋼拉伸斷口的SEM照片F(xiàn)ig.8 SEM images of the tensile fracture for the dulex- phase steels

3 分析與討論

試樣在拉伸過程中，受單向拉應(yīng)力作用先發(fā)生彈塑性均勻變形；發(fā)生頸縮后，頸縮處承受三向應(yīng)力作用[13]，此時(shí)試樣心部缺陷成為受力薄弱環(huán)節(jié)，不能與其他部位同時(shí)變形，從而造成拉伸斷口分層。結(jié)合試驗(yàn)結(jié)果可知，偏析帶組織主要為細(xì)晶貝氏體、細(xì)小TiC及Mn的析出相，此外還有塊狀TiN顆粒。細(xì)晶偏析帶破壞了基體的連續(xù)性，導(dǎo)致應(yīng)力傳遞方式發(fā)生變化。在拉應(yīng)力的作用下，細(xì)小析出相周圍產(chǎn)生應(yīng)力集中而引起晶粒變形，并在周圍產(chǎn)生大量位錯(cuò)環(huán)。當(dāng)位錯(cuò)環(huán)在外力作用下到達(dá)細(xì)小析出相和基體的界面時(shí)，界面分離形成微孔，在外力作用下微孔尖端的應(yīng)力超過材料的抗拉強(qiáng)度后，產(chǎn)生頸縮[6- 7]。此外，隨著應(yīng)力的增大，微孔很容易連接、擴(kuò)大成橫向微裂紋，微裂紋進(jìn)一步擴(kuò)展至整個(gè)微觀偏析區(qū)，并相互連接形成貫通平臺(tái)。試樣完全斷裂后，宏觀表現(xiàn)為斷口分層[8- 9,11]。

根據(jù)斷口分層缺陷的產(chǎn)生原因，提出以下幾種工藝措施以減輕或消除分層現(xiàn)象：(1)提高鋼水純凈度，鋼水中的雜質(zhì)元素易造成中心偏析，提高鋼水的純凈度能有效地改善中心偏析[6,13]；(2)依據(jù)實(shí)際情況采用低過熱度進(jìn)行連續(xù)鑄造，并控制合理的拉坯速率[6,10]；(3)采用二次冷卻、電磁攪拌等技術(shù)有效抑制鋼材偏析[6,10,14]；(4)為了消除TiN的不利影響，適當(dāng)提高板坯加熱溫度(1 250 ℃以上)、延長(zhǎng)保溫時(shí)間，有利于TiN的溶解和促使其向TiC轉(zhuǎn)變[3]。

4 結(jié)論

(1)CP800B鋼心部細(xì)晶偏析帶是引起拉伸斷口分層的主要原因。

(2)CP800B鋼斷口分層起始于偏析帶中的細(xì)小析出相與基體界面處，主要是細(xì)小的TiC與Mn的析出相及大塊狀TiN等第二相顆粒導(dǎo)致了試樣斷口分層。

(3)CP800B鋼試樣拉伸斷口分層是在加載過程中逐步產(chǎn)生的，當(dāng)載荷超過屈服強(qiáng)度時(shí)，心部偏析區(qū)的細(xì)小析出相邊緣處誘發(fā)微裂紋，隨著拉伸應(yīng)力的增大，微裂紋相互連接形成了裂紋孔洞貫通平臺(tái)，進(jìn)而形成了層狀分離斷口。

(4)通過優(yōu)化生產(chǎn)工藝可使鋼的組織均勻化并減少碳(氮)化物析出，從而有效避免高強(qiáng)鋼拉伸斷口分層。