V微合金化對55SiCr鋼組織和抗延遲斷裂性能的影響

盧茂勇, 徐 樂, 何肖飛, 吳 潤

(1. 武漢科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院, 湖北 武漢 430000;2. 鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院, 北京 100081)

55SiCr彈簧鋼具有良好的抗疲勞和耐腐蝕性能,淬透性好,抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度高,主要應(yīng)用于汽車懸架,作為懸架彈簧,為汽車減震和緩沖提供保障[1-3]。隨著汽車用鋼材與非鋼輕量化材料的競爭加劇,輕量化和高強(qiáng)度化將成為未來汽車用彈簧鋼的發(fā)展方向[4]。懸架彈簧鋼55SiCr作為汽車的安全部件之一,為了減輕自重,必然需要提高55SiCr鋼的設(shè)計(jì)應(yīng)力,由此提出了開發(fā)新型高強(qiáng)度彈簧鋼的要求[5]。

但彈簧鋼高強(qiáng)化會帶來氫脆風(fēng)險(xiǎn)[6-7]。一般來說,隨著鋼材強(qiáng)度的逐漸提高,其氫脆敏感性趨于突出,延遲斷裂更容易發(fā)生[8-9]。有研究表明,當(dāng)鋼中含有一定的氫時,在應(yīng)力作用下,鋼材會發(fā)生延遲斷裂[10-11]。Zhao等[12]研究發(fā)現(xiàn),55SiCr高強(qiáng)鋼絲在貯存過程中發(fā)生異常斷裂的原因是在預(yù)應(yīng)力作用下的氫致開裂。Zhang等[13]研究發(fā)現(xiàn),添加微合金化元素可以改善高強(qiáng)度彈簧鋼的抗氫致延遲斷裂性能。目前,彈簧鋼氫脆特性與組織形態(tài)相互關(guān)系的研究成果不多,這方面的研究對提高高碳彈簧鋼的抗氫脆性能,防止彈簧鋼在應(yīng)用的過程中發(fā)生氫致延遲斷裂具有重要意義[14]。本文通過在55SiCr彈簧鋼中添加V元素,并且通過熱處理方法獲得細(xì)晶組織和碳化物,研究V微合金化對55SiCr彈簧鋼抗延遲斷裂性能的影響。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)用鋼包括55SiCr基礎(chǔ)鋼和添加V進(jìn)行微合金化的對比鋼,分別編號為TH-1鋼和TH-2鋼。試驗(yàn)鋼采用真空感應(yīng)爐熔煉、鍛造后獲得直徑φ20 mm棒料,其化學(xué)成分如表1所示。在棒料上切取金相試樣和晶粒度試樣(φ20 mm×5 mm)、拉伸試樣(L0=5d0,d0=5 mm)、相分析試樣(φ10 mm×80 mm)、恒載荷缺口拉伸試樣(如圖1(a)所示)。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

1.2 試驗(yàn)方法

對TH-1、TH-2試驗(yàn)鋼進(jìn)行淬火和回火處理,其中TH-1鋼淬火溫度為850 ℃,TH-2鋼淬火溫度為900 ℃,均保溫30 min后油冷,回火溫度分別為410、430、450 ℃,保溫2 h后空冷至室溫。選用450 ℃回火試樣進(jìn)行晶粒度分析、相分析、延遲斷裂分析。

拉伸試驗(yàn)按GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分:室溫試驗(yàn)方法》在ETM-105D微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。金相試樣經(jīng)打磨、拋光,4%(體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精溶液浸蝕后在LEICA DMi8型光學(xué)顯微鏡(OM)上進(jìn)行組織觀察;晶粒度試樣經(jīng)打磨拋光后,用新型晶粒度浸蝕液浸蝕,然后在LEICA DMi8型光學(xué)顯微鏡上采集晶粒度照片,并按GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測定方法》中的直線截點(diǎn)法對晶粒大小進(jìn)行測量和評級。利用JmatPro軟件對試驗(yàn)鋼隨溫度變化的相圖進(jìn)行熱力學(xué)計(jì)算,確定碳化物類型,并用物理化學(xué)相分析和X射線衍射(XRD)技術(shù)對從試驗(yàn)鋼電解萃取得到的碳化物進(jìn)行定性、定量和粒度分析。

恒載荷缺口拉伸試驗(yàn)在恒載荷延遲斷裂試驗(yàn)裝置Bn2上進(jìn)行,圖1(b)為恒載荷拉伸延遲斷裂試驗(yàn)示意圖。首先在大氣中對缺口試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)獲得試驗(yàn)鋼的缺口強(qiáng)度σN,然后把試樣泡在pH=(3.5±0.5)的Walpole緩蝕液(鹽酸+醋酸鈉+去離子水)中進(jìn)行不同載荷下的恒載荷缺口拉伸試驗(yàn),以試樣發(fā)生斷裂的時間為橫坐標(biāo),發(fā)生斷裂時的應(yīng)力為縱坐標(biāo)作圖,得到類似疲勞曲線的應(yīng)力-斷裂時間曲線。試樣發(fā)生斷裂的最小應(yīng)力為σf,試樣在規(guī)定截止時間tc(本試驗(yàn)取tc=100 h)內(nèi)不發(fā)生斷裂的最大應(yīng)力為σn,缺口拉伸臨界應(yīng)力σc=(σf+σn)/2,為使試驗(yàn)值與實(shí)際值相差小于10%,要求σf-σn≤0.2σc,采用缺口拉伸臨界應(yīng)力σc和延遲斷裂應(yīng)力比σc/σN來評價(jià)試驗(yàn)鋼的抗延遲斷裂性能。使用FEI Quanta 650熱場發(fā)射掃描電鏡觀察恒載荷延遲斷裂斷口形貌。

圖1 恒載荷缺口拉伸試樣(a)和延遲斷裂試驗(yàn)(b)示意圖

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 顯微組織分析

2.1.1 顯微組織

兩種試驗(yàn)鋼經(jīng)淬火和不同溫度回火后的顯微組織如圖2所示。由圖2可以看出,TH-1、TH-2鋼經(jīng)淬火+回火處理后的組織主要為回火屈氏體,由細(xì)粒狀的滲碳體和針狀α相組成。同一回火溫度下,與TH-1試驗(yàn)鋼相比,TH-2鋼具有更細(xì)的顯微組織,這是因?yàn)樵囼?yàn)鋼中含有釘扎原奧氏體晶界的MC型碳化物,使得試驗(yàn)鋼在淬火后具有更細(xì)的原奧氏體晶粒,而片狀馬氏體的最大尺寸取決于原始奧氏體晶粒大小,奧氏體晶粒越細(xì),則馬氏體片越細(xì),相應(yīng)地,回火后的顯微組織更細(xì)。在410～450 ℃回火時,兩種試驗(yàn)鋼的組織隨回火溫度的升高均未發(fā)生明顯變化。

圖2 TH-1鋼(a～c)和TH-2鋼(d～f)經(jīng)淬火和不同溫度回火后的顯微組織

2.1.2 晶粒度

兩種試驗(yàn)鋼經(jīng)淬火和450 ℃回火后的晶粒形貌如圖3所示。經(jīng)測定,TH-1鋼和TH-2鋼晶粒度等級分別為8級和12級,平均晶粒尺寸分別為15.4 μm和4.7 μm。晶粒大小對于試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能有很大影響,一般情況下,晶粒越細(xì)小,試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度和硬度則越高,同時塑韌性也越好[15]。根據(jù)τ=nτ0(其中τ表示位錯集群在障礙處產(chǎn)生的應(yīng)力集中,τ0表示滑移方向的分切應(yīng)力值),晶粒越細(xì)小,則位錯集群中位錯個數(shù)n越小,應(yīng)力集中越小,所以材料的強(qiáng)度越高[16]。根據(jù)霍爾-配奇公式σs=σ0+Kd-1/2(σs為屈服應(yīng)力;σ0為常數(shù),表示晶內(nèi)對變形的阻力;K為常數(shù),表示晶界對強(qiáng)度的影響程度,與晶界結(jié)構(gòu)有關(guān)),晶粒的平均尺寸d越小,材料的屈服強(qiáng)度越高[16]。

圖3 TH-1鋼(a)和TH-2鋼(b)經(jīng)淬火和450 ℃回火后的晶粒形貌

2.1.3 碳化物

圖4為利用JmatPro軟件計(jì)算得到的兩種試驗(yàn)鋼的相圖,由圖4可以看出,TH-1鋼中有M3C和M7C3析出相,當(dāng)TH-1試驗(yàn)鋼加熱到850 ℃時,M3C和M7C3型碳化物為非平衡相,均開始固溶于基體,在30 min保溫時間內(nèi)奧氏體晶粒發(fā)生粗化。TH-2鋼中除了M3C和M7C3型碳化物以外還有MC型碳化物,當(dāng)TH-2試驗(yàn)鋼加熱至900 ℃時,仍有部分MC型碳化物存在,能在保溫過程中有效釘扎原奧氏體晶界,因此,保溫30 min后原奧氏體晶粒未發(fā)生明顯長大。表2和表3為兩種試驗(yàn)鋼中M3C和MC型碳化物的元素含量分析結(jié)果,可見TH-2鋼中MC型析出相主要是VC,尺寸集中在18～36 nm范圍內(nèi),占比為31.8%,如圖5所示。

圖4 JmatPro計(jì)算所得TH-1鋼(a)和TH-2鋼(b)的相圖

圖5 TH-2試驗(yàn)鋼中MC型析出相的粒度分布

表2 試驗(yàn)鋼中M3C型析出相的元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

表3 TH-2鋼中MC型析出相的元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

2.2 力學(xué)性能

兩種試驗(yàn)鋼經(jīng)淬火和不同溫度回火后的力學(xué)性能如圖6所示。410～450 ℃回火時,隨回火溫度的升高,TH-1鋼的抗拉強(qiáng)度從1779 MPa降低至1569 MPa,斷面收縮率基本不變,保持在38%左右而TH-2鋼的抗拉強(qiáng)度從1879 MPa降低至1679 MPa,斷面收縮率基本不變,保持在48%左右。相同回火溫度下,與TH-1鋼相比,添加V的TH-2鋼抗拉強(qiáng)度均提高了100 MPa,屈服強(qiáng)度均提高了150 MPa,斷面收縮率較TH-1鋼提高了10%。該結(jié)果表明,55SiCr鋼添加V元素后,強(qiáng)度與塑性同時得到了提升,主要原因是TH-2鋼具有更細(xì)的原始奧氏體晶粒尺寸和更細(xì)的顯微組織。

圖6 TH-1鋼和TH-2鋼經(jīng)淬火和不同溫度回火后的力學(xué)性能

2.3 抗延遲斷裂性能

2.3.1 延遲斷裂應(yīng)力比

TH-1鋼和TH-2鋼經(jīng)淬火和450 ℃回火后的恒載荷缺口拉伸試樣的斷裂應(yīng)力-時間曲線如圖7所示。TH-1鋼的缺口拉伸臨界應(yīng)力為1277.09 MPa,延遲斷裂應(yīng)力比σc/σN為0.546;TH-2鋼的缺口拉伸臨界應(yīng)力為1431.48 MPa,延遲斷裂應(yīng)力比σc/σN為0.604?？梢?TH-2鋼的強(qiáng)度較TH-1鋼提高了100 MPa,同時延遲斷裂應(yīng)力較TH-1鋼也相應(yīng)提高,表明通過添加V元素,TH-2鋼同時獲得了高強(qiáng)度和更好的抗延遲斷裂性能。

圖7 TH-1鋼(a)和TH-2鋼(b)經(jīng)淬火和450 ℃回火后的斷裂應(yīng)力-時間曲線

2.3.2 延遲斷裂斷口特征

圖8為TH-1鋼和TH-2鋼經(jīng)淬火和450 ℃回火后的恒載荷缺口拉伸試樣的斷口形貌。TH-1鋼缺口拉伸延遲斷裂斷口為典型的沿晶斷裂特征,TH-2鋼缺口拉伸延遲斷裂斷口為韌窩+準(zhǔn)解理的混合斷裂。斷口形貌特征表明,添加V改變了鋼在氫環(huán)境下的斷裂方式,有利于提高其抗延遲斷裂性能。

圖8 TH-1鋼(a, b)和TH-2鋼(c, d)經(jīng)900 ℃淬火和450 ℃回火后的延遲斷裂斷口形貌

一般來說,強(qiáng)度是影響氫脆斷裂發(fā)生的主要因素,鋼的抗拉強(qiáng)度越高,抗延遲斷裂性能越差[17-18]。TH-2試驗(yàn)鋼在獲得高強(qiáng)度的同時,其抗延遲斷裂性能得到改善。因?yàn)轱@微組織是影響延遲斷裂性能的重要因素,晶粒尺寸越小,材料的晶界總面積越大,單位面積晶界上所吸附的氫原子就會減少,這有利于改善材料延遲開裂敏感性[19]。TH-2鋼中V元素將原奧氏體晶粒度細(xì)化至12級,從而改善抗延遲斷裂性能,同時V元素形成的納米級MC型析出相可以作為良好的氫陷阱,能有效地釘扎氫,抑制氫的運(yùn)動,也可以提高鋼的抗延遲斷裂性能。因此,晶粒細(xì)化和VC氫陷阱是TH-2試驗(yàn)鋼獲得更好的抗延遲斷裂性能的主要原因。

3 結(jié)論

1) V微合金化提高了55SiCr彈簧鋼的強(qiáng)塑性,經(jīng)淬火和回火后屈服強(qiáng)度提高了150 MPa,抗拉強(qiáng)度提高了100 MPa,斷面收縮率提高了10%。

2) V微合金化細(xì)化了55SiCr彈簧鋼的奧氏體晶粒尺寸,由15.4 μm細(xì)化至4.7 μm;經(jīng)過淬火和回火后形成了納米級MC類析出相,18～36 nm尺寸析出相占比31.8%。

3) V微合金化提高了55SiCr彈簧鋼的抗延遲斷裂性能,同時使鋼獲得了高強(qiáng)度,延遲斷裂應(yīng)力比為0.604。晶粒細(xì)化和VC氫陷阱是提高55SiCr彈簧鋼抗延遲斷裂性能的主要原因。