中碳硅- 錳鋼熱軋板斷裂原因分析

孫中渠 劉俊亮 劉仕龍

(1.寶山鋼鐵股份有限公司研究院，上海 201900；2.汽車用鋼開發(fā)與應(yīng)用技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(寶鋼)，上海 201900；3.上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院相變與結(jié)構(gòu)研究所, 上海 200240)

淬火- 配分工藝的提出，使汽車用中碳鋼成為研究的熱點(diǎn)，使之成為第三代汽車用鋼中發(fā)展最快、最先投入使用的鋼種[1- 4]。淬火- 配分工藝能使中碳鋼獲得優(yōu)異的力學(xué)性能，其主要原因是鋼中的殘留奧氏體能在變形過程中產(chǎn)生TRIP效應(yīng)(transformation- induced plasticity)，從而大幅度提高斷后伸長率，獲得優(yōu)良的綜合力學(xué)性能[1,5- 6]。該工藝的核心是抑制碳化物析出，使碳原子進(jìn)入殘留奧氏體提高其穩(wěn)定性，硅是起關(guān)鍵作用的元素[7- 8]。中碳鋼若含硅量較高(一般高于1.5%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，將會產(chǎn)生諸多問題[1- 3,7]，包括回火脆性等。

回火脆性的研究可追溯到第一次世界大戰(zhàn)期間。當(dāng)時有大量高強(qiáng)度鋼盔、槍炮斷裂，德國克虜伯廠生產(chǎn)的炮筒回火脆性問題比較突出，被冠以“克虜伯病”，冶金工作者開始系統(tǒng)地研究回火脆性問題[9- 10]，至20世紀(jì)70年代方基本達(dá)到共識[10- 12]，即鋼中的Sn、Sb、P、S、As等雜質(zhì)元素在原奧氏體晶界偏聚是產(chǎn)生回火脆性的主要原因；也發(fā)現(xiàn)Mn、Cr、Ni等合金元素會不同程度地加劇雜質(zhì)元素的偏聚，促進(jìn)回火脆性的發(fā)生；C、Mo對回火脆性的影響比較復(fù)雜，少量的Mo能抑制回火脆性，而當(dāng)wMo>0.5%時則會加劇回火脆性。20世紀(jì)，采用原子探針等技術(shù)也證實(shí)了合金元素和雜質(zhì)元素在晶界的偏聚[13]。此外，碳化物析出也會產(chǎn)生回火脆性，一般認(rèn)為由析出強(qiáng)化導(dǎo)致的韌性降低，通常出現(xiàn)在較低溫度(350 ℃左右)，即第一類回火脆性；相應(yīng)地將有害元素偏聚導(dǎo)致的回火脆性稱為第二類回火脆性(550 ℃左右)[14]。硅能抑制碳化物的析出，提高析出溫度，使第一類回火脆性與第二類回火脆性的溫度區(qū)重合，加劇回火脆性的程度和危害。

只有少數(shù)中碳鋼含1%～3%Si，與回火脆性相關(guān)的報道也較少。其原因可能是0.7%左右的硅已具有顯著的固溶強(qiáng)化效果，更高的硅含量對力學(xué)性能的提高并不顯著(淬火- 配分工藝應(yīng)用之前)，反而增大其回火脆性傾向。廣泛應(yīng)用的中碳鋼(如30CrMnSiA等)的含硅量一般為0.7%～1.0%左右，而中碳硅- 錳鋼通常含約2.0%Si，其回火脆性問題是尚未攻克的難點(diǎn)。隨著第三代汽車用鋼的發(fā)展，高硅含量設(shè)計(jì)成為主流，含1%～3%Si的鋼的回火脆性已成為共性問題。因此，本文從回火脆性的角度揭示了熱軋中碳硅- 錳鋼板斷裂的原因，可為第三代汽車用鋼的研究和生產(chǎn)提供參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

本文研究的鋼板為寶鋼的熱軋中碳硅- 錳鋼板，厚度2.5 mm，其化學(xué)成分如表1所示。軋制工藝為：1 100 ℃始軋，熱軋至2.5 mm在線空冷至450 ℃卷取。熱軋卷冷至室溫后，再進(jìn)行～550 ℃回火，回火熱軋卷開卷時發(fā)現(xiàn)鋼板斷裂。為了分析熱軋鋼板斷裂的原因，分別在鋼板斷口附近(編號1)和遠(yuǎn)離斷口處(編號2)取樣。

沿?zé)彳堜摪宓能埾蚯腥±煸嚇雍拖谋葲_擊試樣，拉伸試樣平行段寬5 mm，標(biāo)距25 mm，拉伸加載速率為0.01 min-1；夏比沖擊試樣尺寸為2.5 mm×10 mm×55 mm，V型缺口，缺口平行于鋼板法向。采用JEM7600掃描電鏡分析斷裂鋼板、拉伸和沖擊試樣的斷口。垂直斷口取樣，觀察斷口的橫截面，研究斷裂鋼板和沖擊試樣中的次生裂紋(微裂紋)。

表1 斷裂鋼板的化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of the broken plate (mass fraction) %

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 斷裂原因分析

圖1(a)頂部和底部的邊界為斷裂鋼板的軋面，斷裂鋼板的裂紋沿水平方向擴(kuò)展，宏觀上斷口較為平整，斷口邊緣剪切唇的面積非常小，幾乎可以忽略，說明斷裂部位塑性變形很小，可初步判斷為脆性斷裂。圖1(b～d)表明：斷口主要為“冰糖狀”，具有沿原奧氏體晶界斷裂的特征；此外還有少量的河流花樣狀解離裂紋。如圖1(d)所示，“冰糖狀”斷口有一些白色小顆粒(<0.5 μm，見箭頭處)，為碳化物。

圖2為鋼板斷口附近的顯微組織。斷口附近的組織中有大量次生裂紋(顯微裂紋)，這些次生裂

圖1 鋼板斷口的宏觀(a)和微觀(b,c,d)形貌Fig.1 Macrographs(a)and micrographs(b,c,d) of fracture surface of the steel plate

圖2 鋼板斷口附近的顯微組織Fig.2 Microstructures near the fracture of the steel plate

紋與顯微組織有特殊的關(guān)聯(lián)性。圖2中實(shí)心箭頭指示的顯微裂紋都位于原奧氏體晶界(根據(jù)板條束的方向可以判斷原奧氏體晶界)，稱為I型顯微裂紋；而空心箭頭指示的顯微裂紋都是穿過板條的，稱為 Ⅱ 型顯微裂紋。原奧氏體晶界上的顯微裂紋與形成“冰糖狀”斷口的宏觀裂紋屬同一類型(Ⅰ 型)，而穿過板條的顯微裂紋與形成“河流花樣”的解離裂紋是同類型的(Ⅱ 型)。對比這兩類顯微裂紋可以發(fā)現(xiàn)(圖2)，Ⅰ 型顯微裂紋數(shù)量更多，而II型顯微裂紋多與 Ⅰ 型顯微裂紋連在一起。在兩類顯微裂紋的交界處，Ⅱ 型顯微裂紋較寬，而板條內(nèi)部的II型顯微裂紋較窄，說明 Ⅱ 型顯微裂紋起源于 Ⅰ 型顯微裂紋，向原奧氏體內(nèi)擴(kuò)展，最后發(fā)生解理斷裂。簡言之，Ⅱ 型裂紋將 Ⅰ 型裂紋連通，導(dǎo)致鋼板斷裂。因此，起源于原奧氏體晶界的 Ⅰ 型顯微裂紋是造成熱軋鋼板脆性斷裂的主要原因。

2.2 斷裂鋼板的力學(xué)性能及其斷口特征

對比試樣1和2的工程應(yīng)力- 工程應(yīng)變曲線(圖3)發(fā)現(xiàn)，兩者的強(qiáng)度和斷后伸長率差別不大，且斷后伸長率都大于15%，即塑性較好。試樣1和2的夏比沖擊吸收能量分別為1.3～1.8 J和0.9～1.8 J，無明顯差別且數(shù)值較低，說明該熱軋鋼板的沖擊韌性較差。

圖3 鋼板斷口附近(試樣1)和遠(yuǎn)離斷口處(試樣2)的工程應(yīng)力- 工程應(yīng)變曲線Fig.3 Engineering strain- engineering stress curves near (sample 1) and away from (sample 2) the fracture of the steel plate

對比拉伸試樣的斷口形貌(圖4)可以發(fā)現(xiàn)，試樣1和2的斷口形貌并無區(qū)別，都是由韌窩和少量解離斷面組成，解離斷裂面如圖4中箭頭所示。圖3表明，斷裂鋼板的兩個部位都具有較高的塑性(斷后伸長率～18%)，但斷口形貌表明，拉伸斷裂部分為脆性斷裂。從圖5可以發(fā)現(xiàn)，鋼板兩個部位沖擊試樣的斷口無明顯差異，但有明顯的”冰糖狀”形貌(圖5中實(shí)心箭頭處)和少量的“河流花樣狀”形貌(圖5中空心箭頭處)。說明熱軋鋼板的斷裂并不是性能波動引起的。但值得注意的是，熱軋鋼板的沖擊韌性很低，沖擊試樣為脆性斷裂。

鋼板的斷口形貌與試樣1和2的沖擊斷口形貌一致，說明熱軋鋼板的斷裂是脆性斷裂。觀測到的斷口形貌是主裂紋擴(kuò)展的痕跡，并未發(fā)現(xiàn)主裂紋的起始部位。由此可以推斷，鋼板斷裂是由某個較大的宏觀缺陷誘發(fā)了主裂紋萌生，但材料的韌性較差，不能有效抑制裂紋的擴(kuò)展，導(dǎo)致熱軋鋼板發(fā)生了脆性斷裂。

圖4 拉伸試樣1(a,b)和2(c,d)的斷口形貌Fig.4 Patterns of fracture of the tensile samples 1 (a,b) and 2 (c,d)

圖5 沖擊試樣1(a,b)和2(c,d)的斷口形貌Fig.5 Patterns of fracture of the Charpy impact samples 1(a,b) and 2(c,d)

2.3 顯微組織

如圖6所示，斷裂鋼板的顯微組織由板條狀回火馬氏體和回火貝氏體(回火板條組織)及大量析出相組成。圖6(a)表明：析出相的分布不均勻，其聚集處為亮白色，較少處為暗灰色，主要聚集在晶界上(圖6(c))。由此可以推斷，該顯微組織中的碳化物析出主要集中在板條界面和原奧氏體晶界(見圖7)。當(dāng)板條與觀察面(SEM試樣表面)的夾角接近90°時，在觀察面上發(fā)現(xiàn)析出相密度較高(析出相不易溶解于侵蝕液而保留在試樣表面)，呈亮白色；當(dāng)板條與觀察面的夾角接近0°時，這些部位的析出相較少，在觀察面上的密度低，呈暗灰色。

圖6 斷裂鋼板的顯微組織(a)、圖6(a)中方框部位的放大圖(b)和圖6(b)中方框部位的放大圖(c)Fig.6 Microstructures (a) of the broken steel plate and higher- magnification views of the areas framed in dotted line in (b) Fig.6(a) and in (c) Fig. 6(b)

圖7 斷裂鋼板的顯微組織示意圖Fig.7 Schematic diagram of microstructure of the broken steel plate

以上現(xiàn)象主要與斷裂鋼板的含硅量較高有關(guān)。有文獻(xiàn)指出，硅能抑制鋼中碳化物的粗化，其機(jī)制是硅在碳化物中的溶解度較低，碳化物形核后要向周圍基體中排出硅，因此硅的擴(kuò)散控制了碳化物析出的演變[15- 17]。由于硅在晶界的擴(kuò)散速率遠(yuǎn)高于板條內(nèi)部，因此，晶界碳化物的粗化速率遠(yuǎn)高于板條內(nèi)部。且晶界碳化物的粗化伴隨著晶內(nèi)細(xì)小碳化物的溶解，最終使析出相聚積在晶界。

2.4 鋼板斷裂原因

前人利用原子探針技術(shù)研究了回火脆性試樣中磷的偏聚，發(fā)現(xiàn)碳化物與回火馬氏體的界面處磷的偏聚會顯著降低碳化物與基體的結(jié)合強(qiáng)度，導(dǎo)致斷裂強(qiáng)度和沖擊韌性降低[18]。由鋼中板條組織(馬氏體和貝氏體板條)的位錯運(yùn)動模型可知，板條組織內(nèi)的位錯主要沿與板條平行的兩個<111>方向運(yùn)動，并在晶界產(chǎn)生長程塞積(如圖7所示)[19]。而熱軋鋼板在形成大量析出相的同時，馬氏體和貝氏體板條內(nèi)的位錯也發(fā)生了回復(fù)?；鼗瘃R氏體和回火貝氏體板條內(nèi)的位錯密度較低，致使位錯在板條內(nèi)部運(yùn)動的阻力較小(位錯林與可動位錯的交割較少)，強(qiáng)化了位錯在板條端部的塞積及其產(chǎn)生的應(yīng)力集中。由于原奧氏體晶界的斷裂強(qiáng)度大幅度降低，應(yīng)力集中明顯加劇，導(dǎo)致原奧氏體晶界成為裂紋形成和擴(kuò)展的主要通道，使鋼板斷口和沖擊試樣的斷口呈”冰糖狀”。

總之，析出相集中在晶界是中碳硅- 錳鋼回火組織的特征，導(dǎo)致原奧氏體晶界斷裂強(qiáng)度降低，應(yīng)力易于集中，成為裂紋萌生和擴(kuò)展的主要通道。低韌性的熱軋鋼板出現(xiàn)宏觀裂紋后，不能有效抑制裂紋擴(kuò)展，導(dǎo)致熱軋鋼板斷裂。

3 結(jié)論

(1)中碳硅- 錳熱軋板的斷裂為脆性斷裂，斷口主要呈“冰糖狀”，還有少量的“河流花樣”斷面，為穿晶斷裂。

(2)發(fā)生脆性斷裂的原因主要是原奧氏體晶界弱化，原奧氏體晶界是微裂紋萌生和擴(kuò)展的主要通道，并誘導(dǎo)少量的穿晶裂紋，導(dǎo)致鋼板斷裂。

(3)原奧氏體晶界弱化導(dǎo)致拉伸試樣的斷口出現(xiàn)少量穿晶斷裂，而夏比沖擊試樣的斷口形貌與鋼板相似，以“冰糖狀”形貌為主，還有少量“河流花樣狀”形貌。

(4)斷裂鋼板含有1.7%Si，對回火后的顯微組織有顯著影響，使碳化物集中在板條界面和原奧氏體晶界析出，在回火馬氏體和回火貝氏體板條內(nèi)的析出較少，位錯密度很低。碳化物和磷的偏聚降低了原奧氏體晶界的斷裂強(qiáng)度，并提高了原奧氏體晶界的應(yīng)力集中程度，弱化了原奧氏體晶界，使原奧氏體晶界成為裂紋萌生和擴(kuò)展的通道。

致謝：

本文由寶山鋼鐵股份有限公司- 上海交通大學(xué)“未來鋼鐵聯(lián)合研究中心”資助。感謝“博士后創(chuàng)新人才支持計(jì)劃BX20180186”和“上海市超級博士后激勵計(jì)劃”的支持。