超高強馬氏體鋼開裂失效分析

孫 璐，李建英，魏煥君，李 征，李 濤，程曉英

(1. 唐山鋼鐵集團有限責任公司，河北 唐山 063000； 2. 華北理工大學 冶金與能源學院，河北 唐山 063000；3. 上海大學 材料科學與工程學院，上海 200444)

隨著鋼鐵企業技術的不斷發展，超高強鋼產品的應用越來越普及。馬氏體鋼作為超高強鋼的代表之一，由高溫奧氏體快速淬火而成，強度高、塑性低，一般用于加工輥壓成形的零部件。馬氏體鋼一般含有C、Mn、Si、Cr、Ti等化學元素，相比于添加Mo、Nb、V等合金元素的其他超高強鋼，具有成本較低、強度高的特點，符合專用車輛選材的要求。某專用運輸車零件采用超高強馬氏體鋼HC750MS制造，發現有不同批次產品在進行輥壓成形后出現放置或裝車后在折彎位置發生開裂的情況，如圖1所示。由于該零件屬于主要承重部件，開裂對車輛使用造成了嚴重影響，同時也對零件及車輛裝備生產企業造成了嚴重的影響。為了研究零件開裂行為，對所用原材料進行化學成分、顯微組織和力學性能分析，以期找出開裂原因，避免此類事故的再次發生。

圖1 超高強馬氏體鋼制零件的開裂Fig.1 Cracking of the ultra-high strength martensitic steel part

1 基本情況

試驗材料取自出現開裂和未開裂兩種零件基材，該材料為根據用戶要求，定向開發的冷軋連退馬氏體鋼HC750MS，厚度為1.2 mm，采用熱軋-酸連軋-連續退火工藝生產。開裂基材采用加熱溫度850 ℃+冷卻溫度655 ℃+時效溫度275 ℃的退火工藝生產，未開裂基材采用加熱溫度850 ℃+冷卻溫度780 ℃+時效溫度400 ℃的退火工藝生產。開裂失效零件的開裂位置發生在零件的折彎位置，如圖1所示。利用ARL4460火花源原子發射光譜儀和Zwick Roell/Z100拉伸試驗機對試樣進行化學成分檢驗和力學性能測試，結果分別如表1和表2所示。由表1和表2可以看出，在化學成分上，開裂試樣的C含量稍高于未開裂試樣，而Cr含量則明顯低于未開裂試樣。在力學性能上，兩種材料的強度差別不大，但開裂試樣的伸長率明顯低于未開裂試樣。

表1 基材的化學成分(質量分數，%)

表2 基材的相變點和力學性能

利用AXIO Imager.A2m光學顯微鏡對兩種基材進行顯微組織觀察，如圖2所示。由圖2可以看出，兩種材料的顯微組織均較為細小，而形貌上區別明顯。開裂試樣的組織中碳化物呈團狀，鐵素體約占16%，晶粒邊界清晰；未開裂試樣的組織中碳化物呈現出明顯帶有方向性的板條狀，鐵素體約占4%，呈細小雜亂的無序狀分布，觀察不到完整的鐵素體晶粒。在退火過程中兩種材料在加熱區全部轉變為奧氏體，在冷卻過程中開裂材料先進入鐵素體區形成純凈的鐵素體組織，而后經急速冷卻進入馬氏體區，此時沒來得及轉化的、微觀上碳含量較高的奧氏體轉化為馬氏體；而未開裂材料在冷卻過程中先進入兩相區生成較少的先共析鐵素體+奧氏體的雙相組織，而后經急速冷卻進入馬氏體區，由于時效溫度較高，馬氏體組織產生自回火效果。根據化學成分、生產工藝及力學性能等綜合判斷，開裂試樣的團狀組織屬于含碳量較高的片狀馬氏體，而未開裂試樣的組織應為板條狀馬氏體。

圖2 基材的顯微組織(a)開裂試樣；(b)未開裂試樣Fig.2 Microstructure of the raw materials(a) cracked specimen； (b) uncracked specimen

2 試驗結果

在零件的生產過程中，兩種基材在錘擊后的折彎處及其余位置均未出現開裂失效情況，滿足檢測要求，如圖3所示，而部分零件在放置兩個月后突然瞬間“整條”開裂，并伴隨有輕微脆性聲響，斷裂位置均為折彎位置。據此推斷該突然開裂行為屬于超高強鋼零件的延遲斷裂現象。目前對這種超高強鋼的延遲斷裂行為，常常歸因于氫致損傷。為了驗證本次開裂是否屬于氫致延遲開裂并研究其開裂原因，對兩種材料的基材及加工后的零件進行試驗對比分析。

圖3 零件在生產過程中彎折位置的未開裂形貌Fig.3 Uncracked morphologies at the bending position during production of the part

目前，檢測延遲斷裂的主要方法有恒應變試驗、慢應變速率(SSRT)試驗、恒載荷試驗以及斷裂力學試驗，以斷裂試樣占比、試樣的斷裂應力-斷裂時間曲線等作為鋼板對氫致延遲斷裂敏感性的評判依據[1-2]。本文采用恒應變試驗中的U型彎梁試驗進行測試，按照T/CSAE 155—2020《超高強度汽車鋼板氫致延遲斷裂敏感性U形恒彎曲載荷試驗方法》從兩種基材取樣制備并處理后，利用BW 1252 (2W201) 彎曲試驗機將試樣彎曲成180°并加固(如圖4所示)，然后放于含氫環境中靜置，結果發現采用0.1 mol/L HCl溶液浸泡時，在300 h內兩種材料的基材均未出現開裂現象，而采用0.5 mol/L HCl溶液浸泡時，在4 h內同樣均未出現開裂現象，這說明兩種材料均對氫致延遲斷裂不敏感，都具有良好的抗氫致延遲開裂性能。

圖5 開裂基材(a～d)和未開裂基材(e～g)零件在HCl中浸泡不同時間后的開裂情況Fig.5 Fracture conditions of the parts made of cracked(a-d) and uncracked(e-g) raw materials after soaking in HCl for different time

圖4 基材U型彎梁延遲斷裂試驗示意圖Fig.4 Schematic diagram of the delayed fracture test of U-shaped bending beam of the raw materials

為了研究兩零件的開裂演變過程，從微觀角度尋找兩者差異。在開裂和未開裂基材加工成零件后的彎折處取樣進行對比試驗。在0.5 mol/L HCl基礎上繼續增加濃度至5 mol/L，加快開裂速度。試驗初期，先將兩試樣同時浸泡至鹽酸中，每間隔30 s觀察一次折彎內外位置的變化，出現微觀裂紋后對出現裂紋的位置進行刷酸，觀察裂紋擴展情況，結果如圖5所示。

試驗過程中，兩零件出現裂紋的位置全部位于折彎位置內側，折彎位置外側直至試驗結束也未觀察到裂紋。由圖5可見，0 min時開裂基材零件折彎內側即存在細且不連續的“黑線”，未開裂基材零件折彎內側出現相對較粗且趨向于連續的“黑線”，兩種材質的“黑線”在低倍顯微鏡下觀察皆無深度。在浸泡9.5 min時，開裂基材零件內側最先出現連續的微觀裂紋，至16 min微觀裂紋加深，在20 min時可在側面觀察到裂紋擴展且速度較快，“黑線”在深度及長度上均出現擴展，相互連接至通長，此時宏觀裂紋已顯現。而未開裂基材零件內側在浸泡60 min時“黑線”仍無擴展無加深，試樣無變化；直至90 min時才在剖面和側面觀察到深度較淺的裂紋，宏觀上裂紋仍不可見。至此兩零件的差異性顯現，試驗終止。經內外觀察，兩零件出現裂紋的位置全部位于折彎位置內側，折彎位置外側直至試驗結束也未觀察到裂紋。

3 分析與討論

在U型彎梁延遲斷裂試驗中，兩種基材的試驗結果相似，皆表現出對氫致延遲開裂的不敏感性，兩者無明顯差異。在零件的加速試驗中，兩種基材的結果差異性較大。兩種零件折彎位置內側的原始狀態均存在不同形態的“黑線”且沒有深度。隨著試驗的進行，開裂基材零件首先出現裂紋并迅速擴展，最終出現開裂行為；未開裂基材零件直到試驗結束仍未發生開裂，僅在低倍顯微鏡下能觀察到較淺的微裂紋。

兩種基材本身的強度較高，且大多數組織都屬于切變而成的馬氏體組織，在加工成形中受到較強的輥壓外力，零件內部一定會殘留部分殘余應力，故推測“黑線”應為基材在輥壓形變過程中組織滑移到最后形成的位錯塞積，即“塞積線”。根據試驗結果可知，開裂基材零件的“塞積線”數量少、長度較短，基本呈平行錯落分布，未開裂基材零件的“塞積線”數量多且長度較長呈平行狀分布。為了研究零件內部的應力狀態，利用XRD對基材和零件(各3件)進行無損傷的殘余內應力檢測，結果如圖6所示。

圖6 基材與零件的殘余應力Fig.6 Residual stress of the raw materials and parts

通過圖6可以發現，兩種基材的宏觀內應力均表現為壓應力，輥壓后零件的宏觀內應力表現為拉應力。通常情況下，鋼板在生產過程中內部發生組織轉變，整體的內應力表現為壓應力；而經輥壓后的零件整體內應力表現為拉應力。這兩種基材均為馬氏體鋼，內部組織是碳在α-Fe中形成過飽和的間隙固溶體，間隙原子碳在α相晶格中造成晶格的正方畸變，形成較強的應力場[3]，這也解釋了為什么在基材中存留了一定的內應力(>100 MPa)。

觀察圖7中零件彎角內外受外力的情況，內彎處外力施加向折彎處的壓力，外彎處外力施加背向折彎處的拉力；相應地為了抵抗施加外力，內彎處的內部應力為拉應力，外彎處的內部應力為壓應力。而根據檢測結果可知，零件整體內應力都表現為拉應力，說明內彎的殘余拉應力遠遠大于外彎的殘余壓應力，這與鹽酸浸泡試驗中零件最初開裂位置在折彎位置內側相吻合。另外，開裂基材零件的殘余拉應力約500 MPa，遠遠大于未開裂基材零件中約250 MPa的殘余拉應力。

圖7 零件輥壓成形中折彎位置內外側的受力示意圖Fig.7 Schematic diagram of the external force on inside and outside of bending position of the part in roll forming

根據組織分析可知，開裂基材的組織屬于片狀馬氏體，未開裂基材的組織屬于板條馬氏體。根據文獻[3]，片狀馬氏體呈現為針狀或竹葉狀，相互不平行，且內部碳含量高、晶格畸變大，馬氏體內部存在大量易被腐蝕的微細孿晶，邊部存在大量的高密度位錯，如圖8 所示。由于其本身的組織特點，造成內部存在大量的顯微裂紋，增加了組織脆性。而板條狀馬氏體呈現為平行的板條狀，馬氏體內部存在大量的低密度位錯，碳含量相對較低，晶格畸變相較對小，且Ms相對較高，形成時具有自回火效果，內應力相對較小且內無裂紋，具有良好的塑韌性[4]。

圖8 片狀馬氏體(a)及其內部亞結構(b)示意圖[3]Fig.8 Schematic diagram of the plate martensite(a) and its internal substructure(b)[3]

觀察組織還可知，開裂基材由16%鐵素體+片狀(高碳)馬氏體組成，未開裂基材由4%鐵素體+板條狀(中低碳)馬氏體組成。開裂基材中的鐵素體晶界明顯，內部更為純凈、碳含量更低。這兩種基材的微觀組織特點造成了兩者性能上的差異。由于兩種基材均為碳錳鋼，微觀組織的硬(強)度主要依靠內部的微觀碳含量，開裂基材中組織間微觀的局部碳含量存在明顯差異，而未開裂基材中的碳含量則更為均勻，因此開裂基材微觀組織間硬(強)度差明顯高于未開裂基材，而未開裂基材的硬(強)度分布更為均勻。

圖9 基材在拉伸過程中的應變場(a)開裂基材;(b)未開裂基材Fig.9 Strain fields of the two kinds of raw materials during tensile test process(a) cracked raw material; (b) uncracked raw material

觀察兩種基材拉伸試驗過程中的應變場變化(如圖9所示)，可以發現在持續施加外力的條件下，開裂基材在發生頸縮的位置存在明顯的應變不均現象，且在遠離頸縮的一側位置也出現了應變不均；而未開裂基材不管是頸縮還是非頸縮的位置，整體應變場都較為均勻。這是由于開裂基材在拉伸過程中內部協同變形能力較差，因此將強度級別相同的兩種基材加工成同樣尺寸零件時，開裂基材零件的內部殘余應力明顯大于未開裂基材。

根據文獻[5-8]，材料在受到外力作用下，軟相晶粒會首先發生塑性變形，隨著外力的持續施加，位錯運動進而產生應力集中，遇到強度較高的硬相時，促使硬相產生塑性變形，硬相的強度越高，受到的流變應力越大。根據兩種基材的顯微組織特點，開裂基材組織中軟硬相的硬度差大于未開裂基材，且硬相組織屬于位錯密度高、內部碳含量高的“雙高”孿晶馬氏體。因而在拉伸過程中，開裂基材組織中的孿晶亞結構破壞了滑移系，且軟硬相組織的硬(強)度差異也同時加劇了局部的流變應力不均，最終造成整體的應變不均。而未開裂基材組織中板條亞結構相互平行，能夠有效地降低位錯阻力；極少量的鐵素體疑似為無序狀的針狀鐵素體，其良好的位錯組態同樣提供了良好的位錯運動場所，因而整體呈現出均勻應變的情況。

對于輥壓成形的零件來說，通過內部的殘余應力情況可知折彎位置內側受到的外壓力明顯高于折彎位置外側受到的外拉力，折彎位置內側相對來說為易失效位置。在施加壓力的過程中折彎位置內側發生塑性變形，隨著塑性變形的持續發生，位錯不斷塞積，形成位錯塞積群，最終形成宏觀低倍顯微鏡觀察到的“黑線”[5,9]，如圖10所示。開裂基材中“雙高”孿晶馬氏體能夠有效地抵抗外力的施加(這與開裂基材零件中殘余應力較高相一致)，材料的整體抗塑性變形能力強于未開裂基材。而同樣是由于兩種基材的結構特點，在后續的內應力持續作用下，開裂基材中的孿晶馬氏體本身晶格畸變大、內部具有大量的微裂紋，且在受力過程中容易產生應變不均而發生局部應力集中，局部應力率先達到極限，容易造成微裂紋的萌生和擴展；未開裂基材中的板條馬氏體本身晶格畸變小，且平行的亞結構有利于位錯的“活動”，不易產生應力集中，因而裂紋不易產生和擴展。這就解釋了未開裂基材零件上觀察到的“黑線”相對于開裂基材零件更明顯，而開裂基材零件一旦“觸動開裂”，裂紋迅速擴展，零件最先發生開裂失效。

圖10 位錯示意圖[5](a)晶界上的位錯塞積;(b)位錯塞積群;(c)典型孿晶擴展位錯Fig.10 Schematic diagram of the dislocation [5](a) dislocation pile-up at grain boundary; (b) dislocation pile-up group; (c) typical twin extended dislocations

4 結論

1) 發生延遲開裂的超高強馬氏體鋼制零件基材的顯微組織為16%鐵素體+片狀馬氏體，未開裂零件基材的的顯微組織為4%針狀鐵素+板條馬氏體。

2) 按照T/CSAE 155—2020《超高強度汽車鋼板氫致延遲斷裂敏感性測試及評價規范》對兩種基材進行U型彎梁延遲斷裂試驗，結果表明，兩種基材對氫致延遲斷裂皆不敏感，在300 h內均未出現開裂，具有良好的抗氫致延遲開裂性。

3) 開裂基材在持續受力過程中，內部組織協同傳遞能力遠遠不如未開裂基材。通過對比發現，輥壓成形后，開裂基材零件折彎位置內側的塞積線少且短，未開裂基材零件的則多且長；加之開裂基材的殘余應力更高，應力集中情況更嚴重，局部應力率先達到極限，因而容易出現開裂情況。

4) 結合試驗結果分析，超高強馬氏體鋼制零件發生延遲開裂主要是由于片狀馬氏體的特點，在持續受力時內部組織協同變形不均勻，造成零件在輥壓成形后的內應力較高，出現應力集中造成開裂，而與氫致延遲開裂關系不大。