拉深成形工藝對1 180 MPa級超高強鋼抗延遲斷裂性能的影響

張 南 張瑞坤 劉仁東 林 利 丁庶煒 陸曉鋒

(鞍鋼集團鋼鐵研究院，遼寧 鞍山 114009)

隨著對汽車安全性、燃油經(jīng)濟性及碳排放要求的不斷提高，汽車輕量化迅速推進，汽車鋼板強度不斷提高，以達到車身減重、節(jié)能降耗的目的[1]。因此，超高強度汽車用鋼的應(yīng)用越來越廣泛。然而，隨著材料強度的提高，其發(fā)生延遲斷裂的風(fēng)險也增大。

延遲斷裂是材料在靜止應(yīng)力作用下，經(jīng)過一定時間后突然脆性破壞的一種現(xiàn)象，是材料- 環(huán)境- 應(yīng)力相互作用而發(fā)生的一種環(huán)境脆化[2- 4]，這種失效一般沒有先兆，且常在遠低于材料屈服強度的應(yīng)力下發(fā)生[5- 6]，破壞性極強。對于抗拉強度大于1 000 MPa的高強度鋼，其氫致延遲斷裂敏感性隨強度升高而升高[7]，尤其當(dāng)抗拉強度超過約1 200 MPa時，其延遲斷裂敏感性顯著提高[8- 11]。延遲斷裂不僅嚴重威脅汽車的使用安全性，也是制約機械制造用鋼高強度化和超高強鋼推廣應(yīng)用的主要因素之一。因此，在使用超高強鋼前有必要對其抗延遲斷裂性能進行評價。

本文以兩種抗拉強度為1 180 MPa級的超高強鋼為研究對象，采用拉深成形工藝和充氫介質(zhì)浸泡的方法，模擬汽車零部件的實際成形過程和服役條件，研究材料的抗延遲斷裂性能。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗材料為兩種1 180 MPa強度級別的冷軋超高強鋼板，牌號分別為QP1180(淬火配分鋼)和DP1180(雙相鋼)，板厚均為1.2 mm。兩種鋼的典型化學(xué)成分如表1所示，平行于軋制方向的力學(xué)性能如表2所示。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))Table 1 Chemical compositions of the experimental steels (mass fraction) %

表2 試驗鋼的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the experimental steels

試驗前沿板材軋制方向取樣并制備金相試樣，采用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，觀察試驗鋼的顯微組織。

1.2 試驗方法

將試驗用QP1180和DP1180鋼板加工成直徑分別為65、70、75、80、85、90、95、100 mm的圓片狀試樣，用砂紙打磨，以確保試樣邊緣光滑無毛刺。按照GB/T 15825.3—2008《金屬薄板成形性能與試驗方法 第3部分：拉深與拉深載荷試驗》，采用φ50 mm凸模對試樣進行拉深成形，獲得拉深比(試樣初始直徑與凸模直徑的比值)分別為1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9、2.0的杯狀試樣，如圖1所示。同一拉深比下取3個平行試樣。將杯狀試樣放入濃度為0.1 mol/L的鹽酸溶液中，靜置，并定期更換溶液，以確保溶液pH值穩(wěn)定，15天內(nèi)觀察并記錄試樣裂紋萌生和擴展情況。

圖1 拉深成形試樣Fig.1 Specimens formed by deep drawing process

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

如圖2(a)所示，QP1180鋼的顯微組織為馬氏體(M)、鐵素體(F)和殘留奧氏體(A)，其中凹陷的深灰色塊狀區(qū)域為鐵素體，凸起的亮白色區(qū)域為馬氏體和殘留奧氏體，與亮白色相間分布的淺灰色區(qū)域亦為馬氏體，大量細小的板條狀馬氏體均勻彌散地分布在基體上。如圖2(b)所示，DP1180鋼的顯微組織為馬氏體和鐵素體，深灰色區(qū)域為鐵素體，亮白色區(qū)域為馬氏體，馬氏體呈島狀分布在基體上，且馬氏體和鐵素體晶粒尺寸較QP1180鋼的明顯增大。

圖2 QP1180(a)和DP1180鋼(b)的顯微組織Fig.2 Microstructures of QP1180(a) and DP1180(b) steels

2.2 試驗結(jié)果

如圖3所示，經(jīng)鹽酸溶液浸泡15天后的QP1180和DP1180鋼試樣均出現(xiàn)了不同程度的開裂，而成形后于空氣中靜置的試樣在90天內(nèi)均未發(fā)生開裂。

圖3 經(jīng)0.1 mol/L鹽酸溶液浸泡15天后的QP1180(a)和DP1180鋼(b)試樣Fig.3 QP1180(a) and DP1180(b) steel specimens after immersion in 0.1 mol/L hydrochloric acid for 15 d

2.2.1 斷裂時間

圖4為不同拉深比試樣出現(xiàn)延遲斷裂的時間，虛線為試驗結(jié)束時間，虛線以上表示試驗結(jié)束后試樣仍未發(fā)生延遲斷裂。由圖4可見，在較低拉深比條件下，QP1180和DP1180鋼均未發(fā)生延遲斷裂；隨著拉深比的增大，QP1180和DP1180鋼出現(xiàn)延遲斷裂的時間均縮短。當(dāng)拉深比達到某一臨界值時，不論浸泡多長時間，試樣均不發(fā)生延遲斷裂。QP1180鋼的臨界拉深比在1.4～1.5之間，DP1180鋼的臨界拉深比在1.5～1.6之間。相比于QP1180鋼，DP1180鋼可在更大的拉深比條件下抵抗氫致延遲斷裂；并且在相同拉深比條件下，DP1180鋼需浸泡更長的時間才會發(fā)生延遲斷裂。

圖4 不同拉深比試樣的延遲斷裂時間Fig.4 Time for delayed fracture of specimens with different drawing ratios

2.2.2 裂紋形態(tài)和數(shù)量

由圖5(a)可見，QP1180鋼的裂紋比較平直，通常杯口萌生的主裂紋沿直線向杯底擴展，幾乎無二次裂紋。由圖5(b)可見，DP1180鋼的裂紋則較易偏轉(zhuǎn)和分叉，虛線標記處顯示，杯口主裂紋向杯底擴展時，往往會出現(xiàn)二次裂紋，甚至同一主裂紋會產(chǎn)生兩個二次裂紋。此外，拉深比越大，DP1180鋼的二次裂紋越多。

圖5 拉深比為2.0的QP1180(a)和DP1180(b)鋼試樣經(jīng)0.1 mol/L鹽酸溶液浸泡15天后的形貌Fig.5 Micrographs of QP1180(a) and DP1180(b) steel specimens deformed at the drawing ratio of 2.0 and immersed in 0.1 mol/L hydrochloric acid for 15 d

圖6為不同拉深比試樣的杯口主裂紋數(shù)和包含二次裂紋的杯體總裂紋數(shù)。由圖6可見，隨著拉深比的增大，QP1180和DP1180鋼的主裂紋數(shù)和總裂紋數(shù)均呈明顯上升的趨勢。當(dāng)拉深比為1.5和1.6時，QP1180鋼的主裂紋數(shù)和總裂紋數(shù)均明顯高于DP1180鋼；當(dāng)拉深比在1.7～2.0之間時，QP1180和DP1180鋼的主裂紋數(shù)基本相同，但DP1180鋼的總裂紋數(shù)高于QP1180鋼，且拉深比越大，DP1180鋼產(chǎn)生的二次裂紋越多，總裂紋數(shù)較QP1180鋼的增量越大。

圖6 不同拉深比試樣的杯口主裂紋(a)和杯體總裂紋(b)的平均數(shù)量Fig.6 Average number of main cracks in cup mouth(a) and total cracks in cup body(b) of specimens with different drawing ratios

2.2.3 裂紋長度

不同拉深比條件下試樣的平均裂紋長度如圖7所示。由圖7可見，當(dāng)拉深比從1.3增大至2.0時，QP1180和DP1180鋼的裂紋長度均明顯增加，且在同一拉深比條件下，QP1180鋼的裂紋長度均高于DP1180鋼。

圖7 不同拉深比試樣的平均裂紋長度Fig.7 Average crack length of specimens with different drawing ratios

2.2.4 斷口形貌

為了排除長時間浸泡試樣裂紋處腐蝕產(chǎn)物和腐蝕坑對斷口形貌觀察的影響，將拉深比為1.7的QP1180和DP1180鋼試樣置于0.1 mol/L鹽酸溶液中浸泡2 h后，在圖8(a,b)中虛線標記的裂紋處取樣，采用掃描電鏡觀察斷口形貌。如圖8(c,d)所示，DP1180鋼為準解理脆性斷裂，斷口存在明顯的撕裂棱和準解理小斷面。如圖8(e,f)所示，QP1180鋼為脆性斷裂，其低倍形貌可見尺寸較大、斷面平直的斷裂臺階，高倍形貌可見短而彎曲的河流狀花樣，準解理平面更加平整且尺寸更大，平面間以撕裂方式相接，準解理臺階明顯。在氫的作用下，QP1180和DP1180鋼均發(fā)生了脆性斷裂，但QP1180鋼的斷口更接近于解理斷裂，材料脆化現(xiàn)象更明顯，氫致延遲斷裂敏感性更強。

圖8 拉深比為1.7的試樣及其斷口形貌Fig.8 Specimens with drawing ratio of 1.7 and their fracture morphologies

2.3 環(huán)境對延遲斷裂的影響

經(jīng)拉深成形后的試樣在空氣和酸性介質(zhì)中的延遲斷裂行為差異較大，說明環(huán)境對材料的延遲斷裂有著重要的影響。在酸性溶液中，金屬材料發(fā)生的腐蝕是一種電化學(xué)過程，具體反應(yīng)為[12- 13]：

陽極：Fe→Fe2++2e-(金屬溶解)

陰極：2H++2e-→H2(析氫過程)

作為陽極的金屬溶解并發(fā)出電子，陰極吸收電子，發(fā)生析氫反應(yīng)，原子氫擴散進入試樣內(nèi)部并控制裂紋的形核和擴展，這一類應(yīng)力腐蝕屬于氫致開裂型應(yīng)力腐蝕，是氫致滯后斷裂的一個特例，高強鋼在水溶液中的應(yīng)力腐蝕就屬于氫致開裂[14]。

金屬材料發(fā)生氫致延遲斷裂需要材料內(nèi)部達到一定的氫濃度。空氣中的氫含量較低，且氫很難進入金屬材料內(nèi)部。而在0.1 mol/L鹽酸溶液中，由于引入較多的氫和電化學(xué)反應(yīng)，金屬材料內(nèi)部的可擴散氫濃度明顯增加，材料的氫致延遲斷裂敏感性增大。

2.4 顯微組織對延遲斷裂的影響

對拉深比為1.7的QP1180和DP1180鋼試樣杯口裂紋進行觀察。如圖9(a)所示，DP1180鋼主要由高碳、高強度的硬相馬氏體和低強度、高塑性的軟相鐵素體組成，裂紋通常不穿過鐵素體，主要沿鐵素體和馬氏體相界或馬氏體擴展。DP1180鋼在受到外力發(fā)生變形時，由于馬氏體和鐵素體塑性應(yīng)變不一致，兩相界面處將產(chǎn)生大量缺陷和應(yīng)力集中[15]，氫易于向高應(yīng)力區(qū)富集，致使氫向兩相界面處富集，當(dāng)相界面處的氫濃度達到臨界值時，氫致裂紋便萌生和擴展。馬氏體中高密度的位錯會導(dǎo)致應(yīng)力集中，使氫向位錯偏聚，加之馬氏體的本質(zhì)脆性，故裂紋易于沿馬氏體擴展。DP1180鋼的鐵素體和馬氏體晶粒尺寸均較大，相界明顯，當(dāng)裂紋擴展至大塊鐵素體時，會發(fā)生明顯的偏轉(zhuǎn)和分叉，進而繼續(xù)沿鐵素體和馬氏體相界或馬氏體擴展，使得DP1180鋼試樣的裂紋較為彎曲，且二次裂紋較多。

一般認為，馬氏體會嚴重降低鋼的抗延遲斷裂性能[16]，殘留奧氏體的穩(wěn)定性降低也不利于鋼的抗延遲斷裂性能[17]。QP1180鋼中馬氏體含量較高，同時含有一定的殘留奧氏體，發(fā)生塑性變形時會產(chǎn)生TRIP效應(yīng)，使殘留奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，形成更多的新鮮馬氏體。氫致裂紋在殘留奧氏體或應(yīng)變誘發(fā)的新鮮馬氏體等敏感區(qū)域形核，并傾向于沿原奧氏體晶界和馬氏體晶界擴展，鐵素體可鈍化氫致裂紋尖端[18]。高的馬氏體含量和TRIP效應(yīng)降低了QP1180鋼的抗延遲斷裂性能。如圖9(b)所示，QP1180鋼基體中均勻彌散分布著大量細小的板條狀馬氏體，鐵素體尺寸較小且含量較低。由于晶粒細小且組織更加均勻，QP1180鋼的裂紋在杯體環(huán)向應(yīng)力的作用下幾乎沿直線從杯口擴展至杯底。

圖9 拉深比為1.7的DP1180(a)和QP1180(b)鋼試樣杯口裂紋Fig.9 Cracks in cup mouth of DP1180(a) and QP1180(b) steel specimens with drawing ratio of 1.7

2.5 應(yīng)力對延遲斷裂的影響

QP1180和DP1180鋼經(jīng)拉深成形后，材料內(nèi)部產(chǎn)生應(yīng)力集中，氫易于向應(yīng)力集中處富集，使延遲斷裂裂紋通常于應(yīng)力集中處萌生并擴展。拉深成形后的試樣杯口和杯壁處應(yīng)力較大，而杯底平面應(yīng)力大幅減小。由圖3可見，QP1180和DP1180鋼的裂紋均萌生于杯口處，并向杯底擴展，擴展至杯底后，裂紋通常不穿過杯底平面，而是于杯底與杯壁的圓弧處沿著杯底圓環(huán)方向繼續(xù)擴展。由圖4、6、7可見，隨著拉深比的增大，QP1180和DP1180鋼發(fā)生延遲斷裂的時間縮短，裂紋數(shù)量和裂紋長度均增加。拉深比越大，材料塑形變形程度越大，應(yīng)力也隨之增大，氫更易于向應(yīng)力集中處富集，從而導(dǎo)致延遲斷裂。應(yīng)力的增大明顯降低了QP1180和DP1180鋼的抗延遲斷裂性能。

延遲斷裂是材料、環(huán)境、應(yīng)力共同作用的結(jié)果，在相同環(huán)境條件下，不同材料在不同的變形程度下受應(yīng)力的影響情況也有差異。由圖6、7可見，當(dāng)拉深比為1.5和1.6時，QP1180鋼的杯口主裂紋數(shù)、總裂紋數(shù)和裂紋長度均明顯高于DP1180鋼。當(dāng)拉深比增大到1.7～2.0時，DP1180鋼的裂紋數(shù)量和裂紋長度大幅增加，主裂紋數(shù)與QP1180鋼的基本相同，總裂紋數(shù)明顯高于QP1180鋼，裂紋長度略低于QP1180鋼。相比于QP1180鋼，DP1180鋼在較低的變形和應(yīng)力條件下，其延遲斷裂受材料自身特性的影響更大，受應(yīng)力的影響較小，裂紋萌生和擴展相對遲緩；在拉深比大于等于1.7的較高應(yīng)力條件下，應(yīng)力對DP1180鋼延遲斷裂的影響顯著增大，使得DP1180鋼的裂紋擴展明顯加劇。

3 結(jié)論

(1)QP1180和DP1180鋼的延遲斷裂裂紋通常在應(yīng)力集中處萌生并擴展，應(yīng)力的增大使得QP1180和DP1180鋼發(fā)生延遲斷裂的時間縮短，裂紋數(shù)量和裂紋長度均增加，抗延遲斷裂性能下降。

(2)相比于QP1180鋼，DP1180鋼不發(fā)生延遲斷裂的臨界拉深比更大，相同拉深比下發(fā)生延遲斷裂的時間越長，裂紋長度和杯口主裂紋數(shù)量總體更小。DP1180鋼的抗延遲斷裂性能明顯優(yōu)于QP1180鋼。

(3)DP1180鋼的延遲斷裂裂紋主要沿鐵素體和馬氏體相界或馬氏體擴展，二次裂紋較多。QP1180鋼的延遲斷裂裂紋主要沿原奧氏體晶界和馬氏體晶界擴展，裂紋較為平直。高馬氏體含量和TRIP效應(yīng)降低了QP1180鋼的抗延遲斷裂性能。