新型熱軋低碳TRIP鋼的軋制工藝與疲勞性能

劉自權，譚小東，楊小龍，許云波，吳 迪，王國棟

（東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽 110819）

新型熱軋低碳TRIP鋼的軋制工藝與疲勞性能

劉自權，譚小東，楊小龍，許云波，吳 迪，王國棟

（東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽 110819）

對比研究了現(xiàn)場不同工藝所得碳錳系車輪用鋼及低碳低硅含磷鉻系相變誘發(fā)塑性（TRIP）鋼的力學性能、微觀組織、疲勞性能和疲勞斷口。結(jié)果顯示，較傳統(tǒng)碳錳系車輪用鋼，新型TRIP鋼具有相當?shù)那姸?，抗拉強度明顯提高了100～150 MPa，疲勞極限提高了50～140 MPa。疲勞極限隨抗拉強度的提高有增大趨勢。鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體組織較鐵素體、貝氏體、珠光體組織和鐵素體、珠光體、馬奧島組織具有更好的疲勞性能。

熱軋；低碳TRIP鋼；軋制工藝；疲勞性能；疲勞斷口

1 前言

在汽車車體結(jié)構(gòu)中，車輪是保證汽車行車安全的重要部件之一。車輪為承受負荷的旋轉(zhuǎn)組件，其制造過程復雜，包括輪輻成形、輪輞成形、組裝加工、涂漆等[1]。其制造過程和服役條件要求其用材不僅應具有良好的延伸凸緣性、焊接性，還應具有優(yōu)良的抗疲勞性[2]。目前汽車車輪用高強鋼的普遍成分體系為低碳錳系，按組織類型可分為鐵素體-珠光體鋼、鐵素體-貝氏體鋼、鐵素體-馬氏體雙相鋼等[3～6]。含有鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體的熱軋相變誘發(fā)塑性（TRIP）鋼用作車輪的研究和應用較少，這主要是由于傳統(tǒng)TRIP鋼較高的碳硅含量對車輪鋼的焊接、疲勞等服役性能有不利的影響。

本文通過合理設計鋼種成分和軋制工藝，開發(fā)了一種低碳低硅含磷鉻的新型熱軋TRIP鋼，并與現(xiàn)場不同工藝所得碳錳系車輪用鋼在力學性能、微觀組織、疲勞性能和疲勞斷口方面進行系統(tǒng)的對比分析，結(jié)果顯示，新開發(fā)鋼種不僅具有良好的力學性能，而且疲勞性能也優(yōu)于傳統(tǒng)鋼種。

2 實驗材料及方法

2.1 實驗材料

實驗鋼化學成分如表1所示，其中A#和B#均為現(xiàn)場常規(guī)碳錳系車輪用鋼，C#為本文重點研究的新型TRIP鋼。其設計思想為，在傳統(tǒng)碳硅含量較高（C的質(zhì)量分數(shù)為0.2%～0.25%，Si的質(zhì)量分數(shù)為1.5%～2.0%）的硅錳含磷系TRIP鋼成分的基礎上，適當添加可推遲珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變、利于奧氏體穩(wěn)定的鉻元素，進而降低碳硅含量[7，8]。

表1 實驗鋼化學成分Table 1 Chemical compositions of tested steels%（質(zhì)量分數(shù)）

2.2 軋制工藝

各實驗鋼所對應的主要軋制工藝參數(shù)如表2所示，成品厚度為4～11 mm。

表2 實驗鋼主要軋制工藝參數(shù)Table 2 Main rolling process parameters of tested steels℃

2.3 拉伸測試及組織表征

沿軋后鋼板縱向取厚度為3 mm，標距為40 mm的比例拉伸試樣，于CMT5105-SANS萬能拉伸實驗機上進行常溫拉伸實驗，拉伸速度為3 mm/min。試樣經(jīng)機械研磨拋光后，用4%硝酸酒精腐蝕10～15 s后在LEICA DMIRM多功能金相顯微鏡和Quanta 600掃描電子顯微鏡（SEM）上觀察顯微組織。在D/max2400X射線衍射儀上測試C#鋼拉伸前后殘余奧氏體含量。選用奧氏體的（200），（220）和（311）衍射峰及鐵素體的（200）和（211）衍射峰參照文獻[9，10]中所述計算公式計算殘余奧氏體含量。

2.4 疲勞實驗方法

實驗鋼軸向拉壓疲勞實驗依據(jù)《金屬材料 疲勞實驗 軸向力控制方法》（GB/T 3075—2008）于PX系列高頻疲勞試驗機上進行。所用試樣尺寸如圖1所示，實驗循環(huán)應力比r為-1，實驗終止循環(huán)次數(shù)為1×107[11]。實驗測試過程中，各應力水平下測試一個試樣。為確保疲勞極限的準確性，要求至少兩根試樣達到規(guī)定終止循環(huán)次數(shù)而不破壞。根據(jù)各應力條件下所測疲勞壽命和疲勞極限繪制各實驗鋼的S-N曲線。在Zeiss Ultra-55場發(fā)射掃描電鏡下觀察實驗鋼疲勞斷口，并分析其疲勞失效過程。

3 實驗結(jié)果及討論

3.1 力學性能

實驗鋼力學性能如表3所示。A#鋼屈服強度最低，B#和C#鋼屈服強度相當。就抗拉強度而言，按A#、B#和C#鋼順序依次遞增。通過比較抗拉強度與屈服強度之間的差值可知，就加工硬化能力而言，B#鋼最小，A#鋼居中，C#鋼最大。與A#和B#鋼相比，C#鋼延伸率略低。

圖1 矩形橫截面疲勞試樣尺寸（單位：mm）Fig.1 Size of the fatigue specimen with a rectangular cross-section（unit：mm）

表3 實驗鋼力學性能Table 3 Mechanical properties of tested steels

3.2 微觀組織

實驗鋼微觀組織如圖2所示，A#鋼為鐵素體、貝氏體及退化珠光體混合組織，其中鐵素體的含量為61%，退化珠光體含量約為5%，且主要集中在試樣中心層。退化珠光體的形成源于終軋厚度較大，冷卻過程中鋼板中心層冷速不夠。B#鋼的微觀組織為鐵素體、珠光體和彌散分布的馬奧島，其中鐵素體含量為87%，珠光體含量為4%，馬奧島含量為9%。C#鋼的微觀組織為鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體，其中鐵素體含量為56%，貝氏體含量為32%，殘余奧氏體含量為12%。拉伸前后X射線衍射（XRD）測試結(jié)果顯示，存在較為明顯的TRIP效應。

3.3 疲勞性能

圖3為各實驗鋼的軸向拉壓S-N曲線。從圖3可以看出，隨著應力載荷的降低，實驗鋼疲勞壽命逐漸上升。A#鋼、B#鋼和C#鋼的疲勞極限分別為328 MPa、413 MPa和463 MPa。C#鋼的疲勞極限最高，疲勞性能最好。A#鋼的疲勞極限最低，疲勞性能最差。

圖2 實驗鋼微觀組織Fig.2 Microstructures of tested steels

圖3 實驗鋼軸向拉壓S-N曲線Fig.3 S-N curves obtained by the axial tension and compression test of tested steels

圖4 疲勞極限與屈服強度、抗拉強度的關系Fig.4 Relationship between the fatigue limit and the yield strength and the tensile strength

實驗鋼疲勞極限與屈服強度、抗拉強度之間的關系如圖4所示，可見實驗鋼疲勞極限隨其抗拉強度增大而增大，疲勞極限與屈服強度之間無明顯關系，由此可見疲勞極限主要受控于抗拉強度。其原因在于，疲勞裂紋萌生本身是材料局部塑性變形加工硬化最終產(chǎn)生微區(qū)裂紋的過程。而裂紋擴展過程也包含裂紋尖端塑性變形和加工硬化。可見，疲勞失效過程和材料單軸拉伸失效過程具有一定相似性。因此，屈服強度主要控制循環(huán)應力作用下材料局部塑性變形的開始，而疲勞裂紋產(chǎn)生與擴展主要還是受材料抗拉強度或者材料加工硬化能力的控制。A#鋼屈服強度和抗拉強度均最低，雖然就屈服強度和抗拉強度之間的差值而言，其加工硬化能力居中，但由于塑性變形過早發(fā)生進而導致其疲勞性能最差。C#鋼屈服強度居中，抗拉強度最高，加工硬化能力最大，因此塑性變形發(fā)生較晚且裂紋萌生與擴展較晚、較慢。C#鋼的良好加工硬化能力應歸功于殘余奧氏體的TRIP效應。B#鋼屈服強度與C#鋼相當，而抗拉強度和加工硬化能力均低于C#鋼，因此其疲勞性能居中。

3.4 疲勞斷口

實驗鋼C#的疲勞斷口SEM形貌如圖5所示。疲勞裂紋在夾雜物處萌生，見圖5a右下角。由夾雜物能譜分析（見圖5b）結(jié)果知，夾雜物主要成分為Mg和O。疲勞裂紋擴展區(qū)（見圖5c）存在相互平行的疲勞輝紋，其方向與斷裂方向垂直。每一個條紋代表一次載荷循環(huán)，每條疲勞輝紋都表示該循環(huán)下裂紋前端的位置，在數(shù)量上疲勞輝紋與載荷循環(huán)次數(shù)相等[12]。在疲勞裂紋擴展區(qū)及疲勞瞬斷區(qū)（見圖5d）均能觀察到二次裂紋，二次裂紋的形成和擴展可以消耗能量，降低裂紋擴展的驅(qū)動力，有利于提高疲勞壽命[13]。

圖5 實驗鋼C#的疲勞斷口SEM形貌Fig.5 SEM micrographs of the fatigue fracture of tested steel C#

就微觀組織而言，實驗鋼A#和B#中均存在珠光體，珠光體組織為硬度極低的鐵素體和硬度極高的滲碳體兩相組成，兩相界面是薄弱區(qū)。疲勞裂紋萌生之后很容易沿著界面擴展，同時也極易形成二次裂紋。因此，其疲勞性能相對較差。實驗鋼C#中特有的殘余奧氏體以其獨特的TRIP效應可改善其疲勞性能。隨著變形過程的持續(xù)進行，殘余奧氏體的應變硬化作用因塑性變形而逐漸增大，誘發(fā)馬氏體形核，隨應變增加逐漸生成馬氏體，避免了因馬氏體急劇生成造成的應力集中，從而得到比較大的變形量，另一方面強度也因馬氏體的生成而提高。相關研究亦表明，殘余奧氏體在疲勞裂紋尖端的應變誘發(fā)塑性行為可改善疲勞裂紋尖端的應力狀態(tài)，進而可在一定程度上阻礙疲勞裂紋的擴展，因此有利于提高鋼材疲勞性能[14]。實驗鋼C#具有較高含量的殘余奧氏體是其具有較高疲勞極限的主要原因。

4 結(jié)語

1）在常規(guī)TRIP鋼成分的基礎上，通過降低碳硅含量、并添加P和Cr元素，開發(fā)了含殘余奧氏體的新型車輪鋼的成分體系。

2）通過實驗室模擬熱軋得到了低碳低硅含鉻TRIP鋼合理的軋制工藝，其屈服強度與傳統(tǒng)車輪用鋼相當，而抗拉強度和疲勞極限明顯高于傳統(tǒng)碳錳系車輪用鋼。

3）分析實驗鋼的力學性能、微觀組織、疲勞性能和疲勞斷口可知，疲勞極限與屈服強度之間無明顯關系，主要受控于抗拉強度，實驗鋼疲勞極限隨其抗拉強度增大而增大，較高含量殘余奧氏體的引入，有利于提高實驗鋼的疲勞極限。

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Rolling process and fatigue property of a new-type hot-rolled low-carbon TRIP steel

Liu Ziquan，Tan Xiaodong，Yang Xiaolong，Xu Yunbo，Wu Di，Wang Guodong

（The State Key Laboratory of Rolling and Automation，Northeastern University，Shenyang 110819，China）

The mechanical properties， microstructures， fatigue properties and fatigue fractures of the conventional C-Mn wheel steels and the low-carbon low-silicon phosphorus/chromium-contained transformation induced plasticity（TRIP）steel were investigated.Results revealed that the new-type TRIP steel possessed similar yield strength，tensile strength increased by 100～150 MPa and fatigue limit increased by 50～140 MPa，compared with the conventional C-Mn wheel steels.The fatigue limit increased with the increase of the tensile strength.The steel containing ferrite，bainite and retained austenite had a higher fatigue limit than the steel containing ferrite，bainite and pearlite or steel containing ferrite，pearlite and martensite-austenite islands.

hot-rolling；low-carbon TRIP steel；rolling process；fatigue property；fatigue fracture

TG142

A

1009-1742（2014）01-0054-05

2013-10-08

國家自然科學基金資助項目（51174059，U1260204）；中央高校基本科研業(yè)務費專項資金資助項目（N110407003）；國家重點基礎研究發(fā)展規(guī)劃項目（2011CB606306）

王國棟，1942年出生，男，遼寧大連市人，中國工程院院士，教授，博士生導師，主要研究方向為金屬材料高質(zhì)量低成本軋制過程；E-mail：wanggd@mail.neu.edu.cn