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)生延遲斷裂的風險也增大。

延遲斷裂是材料在靜止應力作用下，經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。兩種鋼的典型化學成分如表1所示，平行于軋制方向的力學性能如表2所示。

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

表2 試驗鋼的力學性能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 試驗結果

如圖3所示，經鹽酸溶液浸泡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天內均未發(fā)生開裂。

圖3 經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，虛線為試驗結束時間，虛線以上表示試驗結束后試樣仍未發(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

經拉深成形后的試樣在空氣和酸性介質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過程，具體反應為[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，原子氫擴散進入試樣內部并控制裂紋的形核和擴展，這一類應力腐蝕屬于氫致開裂型應力腐蝕，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部達到一定的氫濃度?？諝庵械臍浜枯^低，且氫很難進入金屬材料內部。而在0.1 mol/L鹽酸溶液中，由于引入較多的氫和電化學反應，金屬材料內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變不一致，兩相界面處將產生大量缺陷和應力集中[15]，氫易于向高應力區(qū)富集，致使氫向兩相界面處富集，當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致應力集中，使氫向位錯偏聚，加之馬氏體的本質脆性，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，當裂紋擴展至大塊鐵素體時，會發(fā)生明顯的偏轉和分叉，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)生塑性變形時會產生TRIP效應，使殘留奧氏體向馬氏體轉變，形成更多的新鮮馬氏體。氫致裂紋在殘留奧氏體或應變誘發(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 應力對延遲斷裂的影響

QP1180和DP1180鋼經拉深成形后，材料內部產生應力集中，氫易于向應力集中處富集，使延遲斷裂裂紋通常于應力集中處萌生并擴展。拉深成形后的試樣杯口和杯壁處應力較大，而杯底平面應力大幅減小。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，應力也隨之增大，氫更易于向應力集中處富集，從而導致延遲斷裂。應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、應力共同作用的結果，在相同環(huán)境條件下，不同材料在不同的變形程度下受應力的影響情況也有差異。由圖6、7可見，當拉深比為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力條件下，其延遲斷裂受材料自身特性的影響更大，受應力的影響較小，裂紋萌生和擴展相對遲緩；在拉深比大于等于1.7的較高應力條件下，應力對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 結論

(1)QP1180和DP1180鋼的延遲斷裂裂紋通常在應力集中處萌生并擴展，應力的增大使得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效應降低了QP1180鋼的抗延遲斷裂性能。