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高強IF（無間隙原子）鋼是在IF鋼的基礎(chǔ)上添加了P、Mn、Si等固溶強化元素和Nb、Ti等強固碳、氮化物形成元素,以固定鋼中存在的碳、氮等間隙原子[1],該鋼具有較高的強度和良好的成形性能。因其獨特的自身優(yōu)勢,該鋼一般用于制作車門外板、發(fā)動機蓋板、橫梁、縱梁等加強件和結(jié)構(gòu)件,也可用于制作沖壓形狀較為復(fù)雜的零部件。采用沖壓工藝制造汽車零部件可以使鋼的厚度適當(dāng)減薄,降低汽車自身質(zhì)量,在保證性能的同時也可以獲得良好的經(jīng)濟效益。
低溫脆性是指材料的沖擊吸收能量隨溫度的降低而減小,在低于某一溫度時,沖擊吸收能量明顯減小,材料由韌性狀態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈誀顟B(tài)[2]。由于高強IF鋼的鋼質(zhì)純凈,晶界上缺乏固溶的C元素和N元素,晶界結(jié)合強度低,故該鋼在沖壓成形后的使用過程中有因低溫沖擊而斷裂的危險,即存在二次加工脆性現(xiàn)象（也稱冷加工脆性）[3]。
P元素對高強IF鋼的固溶強化效果最為顯著,但P元素的添加易造成晶格畸變,使位錯運動的阻力增大,進(jìn)而使鋼的強度和硬度增大；同時P元素易偏聚于晶界,引起晶界脆化,尤其在低溫沖擊作用下,易造成材料開裂,對車輛使用安全不利。筆者以450 MPa級高強IF鋼為例,對其脆性–韌性轉(zhuǎn)變溫度的影響因素進(jìn)行研究和分析,以期為高強IF鋼的安全使用提供理論支撐。
試驗材料為某鋼廠連退生產(chǎn)線生產(chǎn)的厚度為1.2 mm的SR250P1鋼。采用直讀光譜儀對試驗鋼板進(jìn)行化學(xué)成分分析,結(jié)果如表1所示。利用拉伸試驗機對試驗鋼板的拉伸性能進(jìn)行測試,結(jié)果如表2所示。
| 項目 | 質(zhì)量分?jǐn)?shù) | ||||||||
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| C | Si | Mn | P | S | Al | Ti | Nb | B | |
| 試樣1實測值（鋼板邊部未打磨） | 0.003 8 | 0.092 | 1.58 | 0.088 | 0.003 | 0.03 | 0.037 | 0.027 | 0.000 5 |
| 試樣2實測值（鋼板邊部打磨） | 0.003 8 | 0.092 | 1.58 | 0.088 | 0.003 | 0.03 | 0.037 | 0.027 | 0.000 5 |
| 試樣3實測值（鋼板邊部打磨） | 0.002 1 | 0.095 | 1.55 | 0.097 | 0.006 | 0.03 | 0.029 | 0.033 | 0.001 2 |
| 項目 | 屈服強度/MPa | 抗拉強度/MPa | 斷后伸長率/% |
|---|---|---|---|
| 試樣1實測值（鋼板邊部未打磨） | 289 | 457 | 36 |
| 試樣2實測值（鋼板邊部打磨） | 289 | 457 | 36 |
| 試樣3實測值（鋼板邊部打磨） | 280 | 460 | 38 |
將現(xiàn)場取好的試驗鋼板線切割成直徑為66 mm的圓片（見圖1）。將圓片置于成形試驗機凸模的中心位置,并在圓片頂面涂上一層凡士林,啟動設(shè)備,將圓片沖壓成直徑為33 mm的樣杯。由于材料的各向異性,制取樣杯邊部存在不平整的制耳,需采用線切割方式將樣杯邊緣的制耳切除,同時保證樣杯高度為22 mm（見圖2）。切割后,樣杯邊部的粗糙度較大,需在磨樣機上用400目（1目=25.4 mm）的砂紙對樣杯邊部進(jìn)行打磨。
將制備好的樣杯完全浸入裝有乙醇和液氮的冷卻槽中,設(shè)定不同的初始冷卻溫度,待樣杯冷卻到設(shè)定溫度后,保溫5 min。將樣杯從冷卻槽中取出,杯口朝上放置在錘頭正下方的基座上（基座上有定位環(huán)）,釋放錘頭,使其自由落下沖擊樣杯。樣杯從冷卻槽取出至沖擊樣杯應(yīng)在3 s內(nèi)完成。
首先對邊部未打磨的試樣1進(jìn)行沖擊試驗,將冷卻溫度設(shè)定為－20 ℃,選取4個樣杯進(jìn)行試驗,其中有1個樣杯發(fā)生開裂現(xiàn)象。根據(jù) GB/T 24173—2016《鋼板二次加工脆化試驗方法》規(guī)定,需要增加4個樣杯繼續(xù)試驗,發(fā)現(xiàn)8個樣杯中有2個發(fā)生開裂。將試驗溫度提高至－15 ℃,該溫度條件下8個樣杯均未開裂。
為了驗證結(jié)果的準(zhǔn)確性,將試驗溫度設(shè)定為－15 ℃,重復(fù)上述沖擊試驗,發(fā)現(xiàn)4個樣杯中有1個開裂,增加到8個樣杯后有2個樣杯開裂,但開裂樣杯中有1個是因為放置位置偏離中心造成的。因此在－15 ℃條件下重復(fù)試驗,發(fā)現(xiàn)8個樣杯均未開裂,于是得出二次加工脆化溫度為－15 ℃。
對與試樣1化學(xué)成分相同且邊部打磨后的試樣2重復(fù)上述試驗步驟,得出二次加工脆化溫度為－30 ℃。由此可見,樣杯邊部粗糙度對二次脆化溫度有一定的影響。當(dāng)樣杯邊部未打磨時,其邊部粗糙度為6.67 μm；砂紙打磨后,樣杯的粗糙度為0.3 μm,兩者差距較大。樣杯表面粗糙度越大,在沖擊過程中越易發(fā)生膨脹破裂,形成微裂紋,微裂紋易萌生于外表面粗糙度相對較大的界面處,并由內(nèi)向外擴展[4]。
對B元素含量增大且邊部打磨后的試樣3重復(fù)上述試驗步驟。在－10 ℃條件下,4個樣杯均未開裂；將試驗溫度降至－20 ℃,4個樣杯均未開裂；將試驗溫度降至－30 ℃,4個樣杯均未開裂；按上述順序,每次試驗溫度均在前一次試驗溫度的基礎(chǔ)上降低10 ℃,依此類推,直至試驗溫度為－60 ℃,4個樣杯依舊未開裂。試樣3的沖擊試驗結(jié)果如表3所示。由表3可知：試樣3的二次加工脆化溫度小于－60 ℃,滿足GB/T 24173—2016的要求。
| 試驗次數(shù) | 設(shè)定高度/mm | 峰值力/N | 試驗溫度/℃ | 是否開裂 |
|---|---|---|---|---|
| 1 | 1 000 | 19.24 | －10 | 否 |
| 2 | 1 000 | 19.46 | －10 | 否 |
| 3 | 1 000 | 21.34 | －10 | 否 |
| 4 | 1 000 | 21.80 | －10 | 否 |
| 5 | 1 000 | 20.54 | －20 | 否 |
| 6 | 1 000 | 24.15 | －20 | 否 |
| 7 | 1 000 | 24.09 | －20 | 否 |
| 8 | 1 000 | 25.28 | －20 | 否 |
| 9 | 1 000 | 27.52 | －30 | 否 |
| 10 | 1 000 | 26.28 | －30 | 否 |
| 11 | 1 000 | 25.69 | －30 | 否 |
| 12 | 1 000 | 27.04 | －30 | 否 |
| 13 | 1 000 | 20.16 | －40 | 否 |
| 14 | 1 000 | 22.04 | －40 | 否 |
| 15 | 1 000 | 23.06 | －40 | 否 |
| 16 | 1 000 | 26.75 | －40 | 否 |
| 17 | 1 000 | 19.06 | －50 | 否 |
| 18 | 1 000 | 22.64 | －50 | 否 |
| 19 | 1 000 | 29.51 | －50 | 否 |
| 20 | 1 000 | 30.02 | －50 | 否 |
| 21 | 1 000 | 22.90 | －60 | 否 |
| 22 | 1 000 | 27.75 | －60 | 否 |
| 23 | 1 000 | 28.38 | －60 | 否 |
| 24 | 1 000 | 29.25 | －60 | 否 |
沖擊試驗后試樣3的宏觀形貌如圖3所示。由圖3可知：樣杯邊部出現(xiàn)較明顯的塑性擴張,且試驗溫度越高,塑性擴張現(xiàn)象越明顯。
綜上所述,對于化學(xué)成分相同的樣杯,邊部粗糙度越大,其二次加工脆化溫度越高。適當(dāng)增大B元素含量,可有效降低二次加工脆化溫度,提高材料的抗低溫沖擊性能。
沖擊試驗后樣杯斷口及切割小片的宏觀形貌如圖4所示。由圖4可知：斷口呈直線狀,從杯沿開裂至杯底,且斷口平齊,無毛刺等異物。
在樣杯斷裂部位截取試樣,再用超聲波溶液清洗干凈,對試樣進(jìn)行SEM分析,結(jié)果如圖5所示。由圖5可知：斷口呈現(xiàn)分層狀,樣杯外側(cè)可見典型韌性斷裂形貌；斷口心部呈河流花樣,斷裂表面清潔光滑,棱角清晰,符合脆性斷裂特征。
對斷口試樣進(jìn)行能譜分析,發(fā)現(xiàn)試樣中主要含有Fe元素,斷口上無異常夾雜物。
在沖擊力的作用下,樣杯內(nèi)側(cè)首先發(fā)生脆性斷裂,與之相連的外側(cè)隨后斷裂,斷裂前存在一定的塑性變形；斷口有韌窩,呈韌性斷裂特征；從杯沿到杯底,斷口塑性變形的程度逐漸變大,樣杯外側(cè)斷口處的韌窩形貌逐漸明顯。
綜合上述分析可知,臨界溫度下,樣杯斷口具有脆性斷裂和韌性斷裂特征,且脆性區(qū)域和韌性區(qū)域之間被一條明顯的臺階隔開[5]。
在低溫沖擊作用下樣杯發(fā)生開裂的原因為：隨著溫度的降低,沖擊吸收能量減小,當(dāng)樣杯受到的沖擊圓周應(yīng)力達(dá)到材料極限時,便會發(fā)生開裂現(xiàn)象。開裂的本質(zhì)是位錯在晶界處塞積,形成裂紋源,由于高強IF鋼的鋼質(zhì)純凈,晶界上缺乏固溶的C、N元素,導(dǎo)致晶界結(jié)合強度低[6]。此外,高強IF鋼中的P元素含量較高,P元素容易以FeTiP沉淀相的形式析出,并在晶界偏聚,引起鋼的晶界脆性。在成品零件受到外力后,裂紋源會沿著結(jié)合強度低的晶界擴展,最終導(dǎo)致材料斷裂。在高強IF鋼中適當(dāng)加入B元素,使鋼中有效B元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)不小于0.000 7%[7],可以提高材料的抗低溫沖擊性能。
（1）樣杯邊部粗糙度對二次加工脆化溫度的影響較大,粗糙度越大,二次加工脆化溫度越高。
（2）對于450 MPa級高強IF鋼,適當(dāng)增大B元素含量,可抑制P元素在晶界上偏析,增強晶界結(jié)合力,從而降低二次加工脆化溫度,提高鋼板的抗低溫沖擊性能。
文章來源——材料與測試網(wǎng)
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