Microstructure properties and anti-fatigue characteristics on CGHAZ of 600 MPa grade cold-pressed axle housing steel
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摘要: 为优化600 MPa级冷压桥壳钢的成分与组织性能，进一步提高车桥的疲劳服役寿命，利用热模拟试验机预制了桥壳钢的焊接热影响粗晶区(CGHAZ)组织，采用示波冲击法得到了CGHAZ的冲击韧性，通过维氏硬度计考察了CGHAZ的组织软化特征，通过电液伺服疲劳试验机测试了CGHAZ的疲劳裂纹扩展速率，利用激光扫描共聚焦显微镜(CLSM)、高温激光显微镜(HTLM)、扫描电子显微镜(SEM)以及电子背散射衍射(EBSD)研究了CGHAZ的组织演变，M/A的形态，大角度晶界分布和疲劳二次裂纹的扩展及其走向. 结果表明，采用Nb-V成分体系的桥壳钢脆韧转变温度低于−20 ℃. 当t8/5 ≤ 15 s时粗晶区组织不发生软化且疲劳二次裂纹在大角度晶界处发生明显偏转，其疲劳裂纹扩展速率相对Mn-Ti系和Ti-Nb系最低.Abstract: In order to optimize the composition and microstructure properties of 600 MPa cold-pressed axle housing steel, and further improve the fatigue service life of the axle, this paper uses a thermal simulation test machine to prefabricate the welding heat affected coarse grained area (CGHAZ) structure of the axle housing steel. The impact toughness of CGHAZ was obtained; the softening characteristics of CGHAZ were examined by a Vickers hardness tester; the fatigue crack growth rate of CGHAZ was tested by an electro-hydraulic servo fatigue tester; the laser scanning confocal microscope (CLSM), high temperature Laser microscopy (HTLM), scanning electron microscopy (SEM), and electron backscatter diffraction (EBSD) studied the structural evolution of CGHAZ, the morphology of M/A, the distribution of large-angle grain boundaries, and the propagation of fatigue secondary cracks and their trends. Studies have shown that the brittle-ductile transition temperature of bridge shell steel using the Nb-V composition system is lower than −20 ℃; when t8/5 ≤ 15 s, the microstructure in the coarse grain region does not soften and fatigue secondary cracks occur at large angle grain boundaries. Deflection, the fatigue crack growth rate is the lowest compared to Mn-Ti and Ti-Nb systems.
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0. 序言
近年来，作为一类高强度，高韧性，多用途的新型钢种，微合金化冷压桥壳钢随着钢铁冶炼水平和工艺的不断提升，碳量可控制在0.03% ~ 0.05%，甚至更低水平[1]，因而削弱了碳对贝氏体/马氏体韧性的不利影响[2]. 改善了焊接性能的同时，通过添加微合金元素(Ti，Nb，V等)进一步提升了钢材的强度[3]，被逐步应用于汽车轻量化等对动载疲劳性能要求较高的制造领域[4-5]. 随着国家节能减排要求的不断深化，中国汽车工程学会在2016年颁布了商用车轻量化发展目标[6]，其中到2020年底，商用车整备重量实现减重10%. 作为车身的重要部件，车桥在车体轻量化中占据地位仅次于车轮[7]，轻量化效果显著.
目前，以低碳控轧控冷贝氏体[8]的热压桥壳钢研制较为成熟，并在此基础上进一步开发出了以Fe-Mn-Mo-Cu-Nb系为代表的热压桥壳钢，通过TMCP工艺与过程中Cu的析出效应，实现了细晶强化、弥散强化与位错强化的综合作用[9]，但在桥壳热压工序中存在钢板强度降低及焊接热影响区脆化的问题[10-11]，严重影响桥壳的服役寿命. 因此，众多学者开始关注冷压桥壳的材料设计[12-13]与CAE仿真技术[14-16]. 如：采用贺信莱[13]提出的弛豫-析出控制相变(RPC)技术成功开发了系列冷压桥壳钢，并在此基础上，张杰等[17]和房玉佩等[18]研究了快速回火时不同温度对Nb-Ti及Nb-V复合析出机制的影响，杨庚蔚[19]等研究了Ti-V微合金化桥壳钢的相变规律和组织性能，强调了卷曲温度的重要性. 刘亚军[20]采用六分力传感器校核了CAE模型并预估了车桥的疲劳寿命. 范例[21]等人通过建立驱动桥壳多目标优化模型，对重卡桥壳进行了参数化设计. 不过，从焊后抗疲劳设计角度分析和优化冷压桥壳钢成分来进一步推动轻量化材料开发的相关技术，除李晓刚等人[22]的前期研究探索涉及外，尚未见报道.
文中将围绕冷压桥壳钢焊接热影响粗晶区疲劳断裂的因素，即晶粒尺寸，韧性，硬度，组织形貌及亚结构等方面，对比分析研究三种成分体系冷压桥壳钢的热影响粗晶区抗疲劳差异，结合疲劳裂纹扩散速率，为轻量化桥壳钢的正向开发提供先期数据支持.
1. 试验方法
试验采用工业化600 MPa级微合金化冷压桥壳钢，主要化学成分(质量分数，%)为：C 0.08 ~ 0.09，Si 0.14 ~ 0.16，Mn 1.58 ~ 1.62，S + P ≤ 0.001，其中试验钢1采用Ti微合金化(Ti 0.08%)，试验钢2采用Ti-Nb微合金化(Ti 0.02%，Nb 0.04%)，试验钢3采用Nb-V微合金化(Nb 0.04%，V 0.05%). 三种试验钢轧制工艺均采用1 150 ℃保温2 h，粗轧温度1 000 ℃，终轧温度900 ℃的参数，钢坯经再结晶区和未再结晶区两阶段轧制成12 mm厚钢板，终轧后经层流冷却装置，以40 ℃/s的速率冷却至590 ℃后卷曲，随后保温24 h后空冷至室温. 热轧工艺示意图如图1所示.
将三种试验钢加工为11 mm × 17 mm × 100 mm(厚度 × 横向 × 纵向)，采用Gleeble-2000D型热模拟机预制焊接热影响粗晶区(CGHAZ)，热模拟工艺如表1所示.
表 1 CGHAZ热模拟工艺Table 1. the thermal simulation process of CGHAZ预热温度
To/℃升温速率
v/(℃·s−1)峰值温度
Tc/℃保温时间
t/st8/5/s 25 250 1 250 2 7 25 250 1 250 2 10 25 250 1 250 2 15 25 250 1 250 2 20 将热模拟试样在热电偶位置切割，经切割面磨制、抛光后，用4%(体积分数，下同)的硝酸酒精溶液及Lepra试剂侵蚀，获得金相及扫描电镜(SEM)样品，利用Ultra55场发射SEM进行组织观察、M/A形貌观察，利用Buehler VH1102型维氏硬度计测试CGHAZ的显微硬度HV2. 利用Riko高温激光显微镜对ϕ3 mm的母材样品以50 ℃/s的升温速率至1250 ℃，保温时间2 s，随后以20 ℃/s的降温速率降至室温，在降温过程中进行组织动态转变行为观察. 将热模拟试样以热电偶为中心，加工10 mm × 10 mm × 55 mm的冲击试样，采用Instron 450MPX型示波冲击试验机获得冲击吸收能量. 将热模拟试样以热电偶为中心，参照中国国家标准GB/T 6398—2000，加工如图2所示的标准SE(B)试样，随后在MTS-810电伺服疲劳试验机上采用应力控制形式，峰值应力270 MPa，应力比R为0.05，通过升K控制法获得疲劳裂纹扩展速率，相关试验及数据处理过程参见文中作者先前工作[22-23]. 利用Ultra55型场发射SEM对疲劳裂纹断口侧面的二次裂纹进行EBSD观察，研究疲劳裂纹扩展行为.
2. 分析与讨论
2.1 CGHAZ冲击韧性
CGHAZ的冲击韧性见图3. 当t8/5时间从7 s增至20 s，试验钢1和试验钢2的脆韧转变温度没有明显变化，分别大于0 ℃和−20 ℃，特别是在−20 ℃条件下表现出较差的冲击韧性. 而Nb-V成分体系的试验钢3在−20 ℃下稳定在100 J以上，−40 ℃下尚一定的韧性储备，其韧脆转变温度低于−20 ℃.
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图 3 不同温度下CGHAZ的冲击吸收能量Figure 3. Impact energy of CGHAZ at different temperatures. (a) experimental steel 1 (Ti 0.08%); (b) experimental steel 2 (Ti 0.02%, Nb 0.04%); (c) experimental steel 3 (Nb 0.04%, V 0.05%)2.2 CGHAZ的M/A组织分布特征
图4为t8/5时间20 s时CGHAZ的M/A组织形貌. 试验钢1的贝氏体板条束间可见长条状M/A分布. 而在试验钢3的组织中，M/A形貌多为短棒和块状，这可能和Nb的添加有关系[24]，增加了奥氏体低温稳定性，细化CGHAZ原奥氏体晶粒的同时，将奥氏体向贝氏体转变温度降低，得到细化的贝氏体板条和扩散特征不明显的点状或块状M/A形貌，有利于冲击韧性的改善. 相反，Ti对推迟奥氏体向贝氏体转变的动力不足[25]，使奥氏体晶粒粗大且贝氏体转变温度偏高，在动力学上趋向于形成方向性较强的上贝氏体组织，对韧性有不利影响. 另有文献认为[26]，M/A与基体存在非共格关系，在应力作用下，M/A周边易形成应力集中，特别是长条状或针状M/A形貌对材料的韧性损害严重.
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图 4 CGHAZ组织中的M/A形态(t8/5 = 20 s)Figure 4. Images of M/A in CGHAZ (t8/5 = 20 s). (a) experimental steel 1 (Ti 0.08%); (b) experimental steel 2 (Ti 0.02%, Nb 0.04%); (c) experimental steel 3 (Nb 0.04%, V 0.05%)2.3 CGHAZ的晶粒尺寸
图5是室温下CGHAZ组织的晶粒统计. 试验钢1对焊接t8/5时间较为敏感，随时间延长，晶粒粗化非常明显，100 μm以上的晶粒占比较大，最大平均晶粒尺寸可达115 μm；而试验钢3则相反，平均晶粒尺寸随t8/5时间延长，长大倾向不明显，占比较多的晶粒尺寸集中在30-60 μm之间. 试验钢2介于其间. 这说明Nb-V微合金化对奥氏体晶粒细化作用较大，有助于提高冲击韧性.
2.4 CGHAZ显微组织形貌
图6为t8/5时间20 s时CGHAZ显微组织形貌. 同为板条状贝氏体，但三种成分体系钢的CGHAZ组织形貌存在明显差异. 图6a中板条束贯穿于原奥氏体晶粒，一旦疲劳裂纹萌生，易沿着板条束穿晶扩展. 添加Nb-Ti的图6b则可见晶粒明显细化，贯穿奥氏体晶粒的板条束明显减少. 而添加Nb-V的图6c可见原奥氏体晶粒内部呈现板条束二次细化的现象，二次细化的板条束显著降低了组织对焊接热输入的敏感性，当t8/5较小时，组织甚至出现硬化现象，这有利于提高CGHAZ的抗软化特性，三种桥壳钢的CGHAZ显微硬度如图7所示.
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图 6 CGHAZ金相组织(t8/5 = 20 s)Figure 6. Microstructures of CGHAZ (t8/5 = 20 s). (a) experimental steel 1 (Ti 0.08%); (b) experimental steel 2 (Ti 0.02%, Nb 0.04%); (c) experimental steel 3 (Nb 0.04%, V 0.05%)为更直观了解板条形貌差异的变化过程，确定试验钢3的板条束在晶内二次细化原奥氏体的事实，利用高温激光显微镜检测板条束的开始转变时间和终了转变时间，截图如图8所示. 对于试验钢1的贝氏体转变过程可见，贝氏体板条优先从晶界向晶内生长，多贯穿于奥氏体晶粒；而试验钢3除晶粒细化外，贝氏体板条呈现晶粒多发性，优先形核生长，对后续板条束长大起到了制约作用. 特别注意到，试验钢3的贝氏体开始转变温度降至约550 ℃，该温度恰好与V的析出温度[27]接近，以此判断，贝氏体晶内多发形核可能以析出VC质点为依托，这恰好与文献[28]相吻合.
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图 8 高温激光显微镜下CGHAZ降温过程的贝氏体动态转变过程截图Figure 8. Screenshots of dynamic transformation process of bainite in the cooling process of CGHAZ under HTLM. (a) experimental steel 1 (Ti 0.08%); (b) experimental steel 2 (Ti 0.02%, Nb 0.04%); (c) experimental steel 3 (Nb 0.04%, V 0.05%)2.5 CGHAZ疲劳裂纹扩展行为
三种不同微合金体系的冷压桥壳钢模拟CGHAZ的疲劳裂纹扩展速率完整曲线应分为3段，分别为裂纹萌生阶段，裂纹稳步扩展阶段和疲劳裂纹快速扩展阶段. 图9所示为裂纹稳步扩展阶段. 相比试验钢1号和试验钢2号，Nb-V成分体系的试验钢3号的裂纹稳步扩展速率最小，这说明Nb-V系的冷压桥壳钢CGHAZ的抗疲劳性能优于其它两种体系.
文中作者前期研究[29-30]认为CGHAZ的疲劳寿命高低与裂纹尖端止裂耗能有关. EBSD分析可有效量化疲劳裂纹尖端的扩展过程，辅助分析裂纹走向.
以试验钢1的CGHAZ为例，在场发射电镜中以1 000倍观察断口周边二次裂纹，将裂纹尖端以及裂纹周边大部分置于视场中. 试样断面与EBSD测试Y向(图片高度方向)平行，以0.35 μm步长扫描整个视场，扫描像素范围365 × 250，标定率78%，其CGHAZ疲劳断口截面Y向的反极图(inverse pole figure, IPF)如图10所示. 图中不同颜色代表不同晶粒取向(红色表示{001}，绿色表示{101}，蓝色表示{111})，白色区域为未标定的裂纹区域或局部未标定域. 图中右侧为疲劳裂纹断面.
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图 10 试验钢1的CGHAZ疲劳二次裂纹IPF图Figure 10. IPF diagram of fatigue secondary crack in CGHAZ of steel No.1依据裂纹的偏转特征，找出5段对应的位置，依次标记1到5，并分别在每一个标记位置做晶面{001}{011}{111}{112}和{123}的极图，其中{001}{011}{111}是BCC结构原子密排面，{011}{112}和{123}又是BCC结构晶体的滑移面. 极图上的点代表面法线的投影. 将图10中的矩形框复制到图11的极图上. 将矩形的长边的中心分别与各极图的圆心重合. 已知矩形的短边平行裂纹方向，也就是开裂面与样品表面的截线，那么开裂面的法线方向一定垂直矩形短边，所以开裂面法线在极图上的投影一定落在矩形的长边上. 由于主裂纹方向平行样品表面沿Y方向，所以可以认为开裂面应该接近垂直样品表面，那么开裂面法线的投影应该在大圆附近的矩形长边上. 在五个滑移面的极图上可以看到，分别有近似符合上述要求的投影点，分别用红圈标出. 由此可见，开裂面最有可能是{123}.
同理，图12所示为试验钢3的CGHAZ疲劳二次裂纹的IPF图，图13为对应位置的极图. 从极图可见，裂纹断裂面的晶面指数发生了明显变化，这说明裂纹扩展发生偏转，这与IPF图所示裂纹形貌相吻合.
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图 12 试验钢3的CGHAZ疲劳二次裂纹IPF图Figure 12. IPF diagram of fatigue secondary crack in CGHAZ of steel No.3.2.6 CGHAZ组织中大角度晶界分布
二次裂纹周边组织的大角度晶界分布亦能从EBSD技术获得. 图14所示红色标记线为大角度晶界(> 15°). 与试验钢1相比，试验钢3的CGHAZ疲劳二次裂纹周边组织的大角度晶界占比约17.6%，裂纹向前扩展至大角度晶界位置发生明显偏转；而试验钢1的大角度晶界占比约10%，测试位置裂纹沿晶内平直扩展，裂纹尖端扩展过程中未受到大角度晶界阻碍.
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图 14 CGHAZ疲劳二次裂纹周边的大角度晶界Figure 14. Large angle grain boundary around the second fatigue crack of CGHAZ. (a) experimental steel 1(Ti 0.08%); (b) experimental steel 3 (Nb 0.04%, V 0.05%)疲劳寿命的高低，除与应力状态、表面质量和夹杂物有关外，还与组织形貌息息相关. 在金属断裂微观机理方面，陈剑虹等人[31]做了大量研究并认为：当材料受到循环作用的外力，材料亚结构中的位错受到夹杂物、M/A组元、析出相阻碍后，部分发生复杂的柯氏气团效应，增加了局部应力场，当应力场增大到一定程度，σy ≥ σf，夹杂物、M/A组元和析出相开始从整体脱离，形成微裂纹，当裂纹尖端韧性储备不足时，或裂纹尖端不受阻碍后，易发生穿晶扩展失效的情况；反之，裂纹发生偏转、钝化而提高疲劳寿命，该论述恰好印证了文中的研究结果. 综上所述，从CGHAZ抗疲劳角度设计，应优先选用Nb-V微合金化成分体系生产600 MPa级冷压桥壳钢.
3. 结论
(1) 采用焊接热模拟法获得了试验钢1(Ti 0.08%)，试验钢2(Ti 0.02%，Nb 0.04%)和试验钢3(Nb 0.04%，V 0.05%)三种微合金化600 MPa级冷压桥壳钢的CGHAZ. 当模拟t8/5时间从7 s增至20 s，试验钢3(Nb 0.04%，V 0.05%)的CGHAZ脆韧转变温度均低于−20 ℃.
(2) 对三种试验钢模拟CGHAZ的M/A组织及分布特征进行了分析. 结果表明，得到细化的贝氏体板条和扩散特征不明显的点状或块状M/A，有利于冲击韧性的改善.
(3) 对三种试验钢的CGHAZ晶粒尺寸进行了统计. 结果表明，随模拟t8/5时间的延长，试验钢1的CGHAZ晶粒长大明显，最大尺寸可达115 μm；而试验钢3则相反，占比较多的晶粒尺寸集中在30～60 μm之间；试验钢2的晶粒尺寸介于其间.
(4) 根据HTLM 的动态分析结果，V的碳化物析出温度恰好与贝氏体转变开始转变温度接近，这使得试验钢3(Nb 0.04%，V 0.05%)的CGHAZ出现贝氏体板条二次细化，进一步改善了冲击韧性. 当模拟t8/5时间约15 s时，CGHAZ未表现出组织软化特征.
(5) 通过疲劳裂纹扩展速率试验，分析了试验钢1和试验钢3的CGHAZ疲劳二次裂纹扩展过程. 结果表明，试验钢3的疲劳裂纹扩展速率最低，这与CGHAZ组织的亚结构中大角度晶界迫使疲劳二次裂纹转向耗能有关.
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图 3 不同温度下CGHAZ的冲击吸收能量
Figure 3. Impact energy of CGHAZ at different temperatures. (a) experimental steel 1 (Ti 0.08%); (b) experimental steel 2 (Ti 0.02%, Nb 0.04%); (c) experimental steel 3 (Nb 0.04%, V 0.05%)
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图 4 CGHAZ组织中的M/A形态(t8/5 = 20 s)
Figure 4. Images of M/A in CGHAZ (t8/5 = 20 s). (a) experimental steel 1 (Ti 0.08%); (b) experimental steel 2 (Ti 0.02%, Nb 0.04%); (c) experimental steel 3 (Nb 0.04%, V 0.05%)
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图 6 CGHAZ金相组织(t8/5 = 20 s)
Figure 6. Microstructures of CGHAZ (t8/5 = 20 s). (a) experimental steel 1 (Ti 0.08%); (b) experimental steel 2 (Ti 0.02%, Nb 0.04%); (c) experimental steel 3 (Nb 0.04%, V 0.05%)
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图 8 高温激光显微镜下CGHAZ降温过程的贝氏体动态转变过程截图
Figure 8. Screenshots of dynamic transformation process of bainite in the cooling process of CGHAZ under HTLM. (a) experimental steel 1 (Ti 0.08%); (b) experimental steel 2 (Ti 0.02%, Nb 0.04%); (c) experimental steel 3 (Nb 0.04%, V 0.05%)
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图 10 试验钢1的CGHAZ疲劳二次裂纹IPF图
Figure 10. IPF diagram of fatigue secondary crack in CGHAZ of steel No.1
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图 12 试验钢3的CGHAZ疲劳二次裂纹IPF图
Figure 12. IPF diagram of fatigue secondary crack in CGHAZ of steel No.3.
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图 14 CGHAZ疲劳二次裂纹周边的大角度晶界
Figure 14. Large angle grain boundary around the second fatigue crack of CGHAZ. (a) experimental steel 1(Ti 0.08%); (b) experimental steel 3 (Nb 0.04%, V 0.05%)
表 1 CGHAZ热模拟工艺
Table 1 the thermal simulation process of CGHAZ
预热温度
To/℃升温速率
v/(℃·s−1)峰值温度
Tc/℃保温时间
t/st8/5/s 25 250 1 250 2 7 25 250 1 250 2 10 25 250 1 250 2 15 25 250 1 250 2 20 
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