表面質(zhì)量對(duì)22MnB5高強(qiáng)鋼高周疲勞性能的影響

丁 凱 董武峰 陳仙風(fēng) 石 磊 高玉來(lái)，3

（1.上海大學(xué)省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200444；2.上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444；3.上海金屬零部件綠色再制造工程技術(shù)研究中心，上海 200444；4.寶山鋼鐵股份有限公司中央研究院汽車用鋼研究所，上海 201900；5.汽車用鋼開(kāi)發(fā)與應(yīng)用技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海201900）

隨著新技術(shù)新材料研發(fā)力度的加大，鋼鐵材料發(fā)生了質(zhì)的變化，從傳統(tǒng)的普通鋼向高強(qiáng)度甚至超高強(qiáng)度鋼發(fā)展［1］。鋼鐵是制造汽車的主要材料，隨著汽車向輕量化的發(fā)展，先進(jìn)高強(qiáng)鋼（advanced high strength steel，AHSS）因強(qiáng)度高、吸收碰撞能量性能優(yōu)異和強(qiáng)塑積較高，在汽車制造中得到了規(guī)?；瘧?yīng)用［2-4］，在保證車身強(qiáng)度和安全性的同時(shí)可減小車身質(zhì)量約20%［5］。

22MnB5鋼是一種熱沖壓硼鋼，硼的添加能提高過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性，從而提高材料的淬透性［6-7］。經(jīng)過(guò)熱成形處理（高溫奧氏體化后淬火）的22MnB5鋼抗拉強(qiáng)度可達(dá)1 500 MPa以上［8］，低成本和高強(qiáng)度使22MnB5鋼在汽車制造業(yè)具有廣闊的應(yīng)用前景［9］。

疲勞斷裂是當(dāng)今工程構(gòu)件主要的失效原因之一。在抗拉強(qiáng)度滿足設(shè)計(jì)要求的情況下，長(zhǎng)期承受交變載荷的構(gòu)件往往會(huì)發(fā)生突然斷裂等失效現(xiàn)象，導(dǎo)致嚴(yán)重的安全事故和經(jīng)濟(jì)損失。因此，高強(qiáng)鋼除了需滿足強(qiáng)度要求外，還需具備優(yōu)異的高周疲勞性能。鋼鐵材料中的氣孔、夾雜等缺陷均會(huì)成為高周疲勞裂紋的萌生部位［10-11］。本課題組前期對(duì)轉(zhuǎn)子鋼焊接接頭高周疲勞性能的研究發(fā)現(xiàn)，疲勞裂紋常萌生于夾雜物或氣孔等缺陷處［12-13］。邵晨東［14］在研究焊接接頭的高周疲勞性能時(shí)發(fā)現(xiàn)有4種高周疲勞斷裂的啟裂源。

2003年，Speer等［15］提出了一種新型高強(qiáng)鋼的熱處理工藝即淬火-配分處理，是利用馬氏體中的碳原子向未轉(zhuǎn)變的殘留奧氏體中配分，碳從過(guò)飽和馬氏體擴(kuò)散到未轉(zhuǎn)變的殘留奧氏體中，得到馬氏體＋。殘留奧氏體復(fù)合組織。梁校等［16］采用一步法的淬火＋配分處理使22MnB5高強(qiáng)鋼的強(qiáng)塑積達(dá)到了22.14 GPa·%。基于奧氏體相變誘發(fā)塑性（transformation induced plasticity，TRIP）效應(yīng)和α/γ復(fù)相組織理論的淬火-配分處理工藝，可使傳統(tǒng)熱成形超高強(qiáng)度鋼具有良好的強(qiáng)塑性匹配［17］，也有望提高22MnB5高強(qiáng)鋼的高周疲勞性能。

本文研究了水淬-配分處理對(duì)1 500 MPa級(jí)22MnB5高強(qiáng)鋼高周疲勞性能的影響。采用光學(xué)顯微鏡和掃描電子顯微鏡分別對(duì)22MnB5鋼進(jìn)行了金相檢驗(yàn)和疲勞斷口分析，探討了22MnB5鋼在高周疲勞試驗(yàn)過(guò)程中的破斷機(jī)制。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用1 500 MPa級(jí)22MnB5高強(qiáng)鋼板厚2.3 mm，其化學(xué)成分如表1所示。

高周疲勞試驗(yàn)前需確定22MnB5鋼的抗拉強(qiáng)度，據(jù)此確定疲勞試驗(yàn)的應(yīng)力區(qū)間。按GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》和拉伸試驗(yàn)機(jī)的設(shè)備條件制備拉伸試樣，其平行段長(zhǎng)度為30 mm，標(biāo)距25 mm。根據(jù)GB/T 26077—2010《金屬材料-疲勞試驗(yàn)-軸向應(yīng)變控制方法》的規(guī)定，高周疲勞試樣寬度是厚度的5倍，標(biāo)距長(zhǎng)度為15 mm。本文受限于試樣厚度，確定采用非標(biāo)試樣進(jìn)行高周疲勞試驗(yàn)。用1 000目（13 μm）的砂紙打磨疲勞試驗(yàn)試樣的側(cè)面。22MnB5鋼板表面不打磨，僅用丙酮和酒精清洗，以保持鋼板表面的形貌特征。

梁校等［16-17］研究發(fā)現(xiàn)，22MnB5鋼的力學(xué)性能與殘留奧氏體穩(wěn)定性密切相關(guān)，選用適當(dāng)?shù)拇慊?配分處理工藝提高22MnB5鋼中殘留奧氏體的穩(wěn)定性，可使其獲得較好的綜合力學(xué)性能。熱處理工藝的制定需以鋼的臨界溫度為基礎(chǔ)。圖1（a）為采用DIL 805A型快速熱膨脹儀測(cè)得的22MnB5鋼的臨界溫度，Ac3為830℃，Ac1為745℃，Ms為383℃，Mf為272℃。水淬-配分工藝如圖1（b）所示，加熱設(shè)備為SXL-1200L型箱式實(shí)驗(yàn)電爐。

圖1 22MnB5鋼的熱膨脹率隨溫度的變化（a）和水淬-配分處理工藝（b）Fig.1 Thermal expansion rate versus temperature（a）and water-quenching-partitioning process（b）for the 22MnB5 steel

金相試樣采用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，采用光學(xué)顯微鏡（optical microscope，OM）進(jìn)行金相檢驗(yàn)；采用掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）進(jìn)行疲勞試樣的斷口分析；采用Instron 5581型拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為10 mm/min。

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

原始態(tài)（未經(jīng)水淬-配分處理）1 500 MPa級(jí)22MnB5高強(qiáng)鋼的組織為板條馬氏體（圖2（a，b）），經(jīng)水淬-配分處理的22MnB5鋼的組織也以板條馬氏體為主（圖2（c，d））。

圖2 原始態(tài)（a，b）和熱處理態(tài)（c，d）22MnB5 鋼的顯微組織Fig.2 Microstructures of the 22MnB5 steel in the original（a，b）and the heat-treated （c，d）states

2.2 室溫拉伸性能

圖3（a）為原始態(tài)22MnB5鋼試樣的拉伸曲線。原始態(tài)22MnB5高強(qiáng)鋼的室溫抗拉強(qiáng)度高于1 500 MPa，斷后伸長(zhǎng)率約為9.5%。圖3（b）為經(jīng)水淬-配分處理的22MnB5高強(qiáng)鋼的室溫拉伸曲線，為反映試驗(yàn)數(shù)據(jù)的重復(fù)性并確保數(shù)據(jù)可靠，制備了2塊室溫拉伸試樣（水淬-配分-1和水淬-配分-2）。經(jīng)水淬-配分處理的22MnB5鋼的室溫抗拉強(qiáng)度約為1 400 MPa，斷后伸長(zhǎng)率提高到了11%左右。

圖3 原始態(tài)（a）和熱處理態(tài)（b）22MnB5鋼的拉伸曲線Fig.3 Tensile curves of the 22MnB5 steel in the original（a）and the heat-treated （b）states

2.3 高周疲勞性能

為了研究水淬-配分處理對(duì)22MnB5高強(qiáng)鋼疲勞性能的影響，在應(yīng)力比R＝0.1、最大應(yīng)力為800 MPa的條件下進(jìn)行了疲勞試驗(yàn)，原始態(tài)和熱處理態(tài)22MnB5鋼各兩塊試樣（對(duì)應(yīng)編號(hào)為原始態(tài)-1、原始態(tài)-2、熱處理態(tài)-1和熱處理態(tài)-2），以確保試驗(yàn)結(jié)果可靠，結(jié)果如表2所示。經(jīng)水淬-配分處理的22MnB5高強(qiáng)鋼疲勞性能低于原始態(tài)鋼。

表2 22MnB5高強(qiáng)鋼高周疲勞試驗(yàn)結(jié)果Table 2 Results of high cycle fatigue test for the 22MnB5 high strength steel

2.4 疲勞斷口形貌

了解高周疲勞試樣的斷口特征有助于揭示材料的疲勞斷裂原因、過(guò)程和機(jī)制。圖4為22MnB5鋼在最大應(yīng)力為800 MPa、應(yīng)力比R＝0.1的條件下進(jìn)行高周疲勞試驗(yàn)后的斷口形貌。圖4（a，c）表明，疲勞斷裂始于鋼板表面，啟裂源為鋼板表面的凹坑等缺陷。圖4（c）中的局部放大顯示，原始態(tài)22MnB5鋼的近表面區(qū)域未明顯氧化。圖4（b，d）為原始態(tài)22MnB5鋼的表面形貌，有凹坑等缺陷，在所觀察的區(qū)域中凹坑的最大深度為21.5 μm。

圖4 原始態(tài)22MnB5鋼高周疲勞斷口的宏觀形貌（a）、鋼板表面形態(tài)（b）、疲勞斷口的局部放大（c）和圖（b）所示區(qū)域的三維形貌（d）Fig.4 Macroscopic appearance of fatigue fracture（a），surface form of the steel plate（b），closeup view of the fatigue fracture（c），and three-dimensional form（d）of the area shown in （b）for the 22MnB5 steel in the original state

圖5為熱處理態(tài)22MnB5鋼疲勞試樣的斷口形貌，在最大應(yīng)力為800 MPa、應(yīng)力比R＝0.1的條件下進(jìn)行疲勞試驗(yàn)，斷裂始于鋼板表面，啟裂源為鋼板表面的凹坑（圖5（c））和氧化層（圖5（f）的化學(xué)成分和箭頭所示區(qū)域）。研究表明，熱成形鋼在沖壓或剪切過(guò)程中產(chǎn)生的缺陷會(huì)導(dǎo)致疲勞裂紋過(guò)早產(chǎn)生［18］。Lara 等［19］研究了切削加工對(duì)22MnB5高強(qiáng)鋼疲勞性能的影響并發(fā)現(xiàn)，切削加工產(chǎn)生的毛刺、切割邊緣和表面裂紋等缺陷對(duì)疲勞性能有影響。原始態(tài)1 500 MPa級(jí)22MnB5高強(qiáng)鋼表面有較多凹坑等缺陷，疲勞試驗(yàn)過(guò)程中裂紋首先在表面缺陷處產(chǎn)生，在循環(huán)載荷的作用下擴(kuò)展成宏觀裂紋，最終導(dǎo)致試樣斷裂。經(jīng)水淬-配分處理后，原本有表面缺陷的22MnB5鋼表面狀態(tài)進(jìn)一步惡化，凹坑和氧化層（圖5（c，f））使表面更易產(chǎn)生疲勞裂紋，導(dǎo)致經(jīng)水淬-配分處理的22MnB5鋼的疲勞性能降低。

圖5 水淬-配分-1（a～c）和水淬＋配分-2（d～f）22MnB5鋼高周疲勞斷口的形貌Fig.5 Patterns of high cycle fatigue fracture of the water-quenched-partitioned 22MnB5 steels No.1（a to c）and 2（d to f）

3 結(jié)論

（1）未經(jīng)水淬-配分處理的22MnB5鋼的顯微組織為板條馬氏體，室溫抗拉強(qiáng)度大于1 500 MPa；經(jīng)水淬-配分處理的22MnB5鋼的組織以板條馬氏體為主，室溫抗拉強(qiáng)度降低至1 400 MPa左右；鋼的臨界溫度Ac3為830℃，Ac1為745℃，Ms為383℃，Mf為272℃。

（2）22MnB鋼的高周疲勞裂紋主要萌生于鋼板表面缺陷處，未經(jīng)水淬-配分處理的22MnB5鋼表面凹坑等缺陷是疲勞斷裂的啟裂源，熱處理態(tài)22MnB5鋼表面的凹坑和氧化層均是疲勞斷裂的啟裂源。

（3）疲勞裂紋的萌生對(duì)高強(qiáng)鋼疲勞壽命的影響很大，抑制疲勞裂紋的萌生可顯著提高材料的疲勞性能。經(jīng)水淬-配分處理的22MnB5鋼高周疲勞性能降低是由鋼板表面的嚴(yán)重氧化層等缺陷所致。