汽车用钢板弹簧是现代商用汽车的关键构件之一，主要承受车轮对整车的往复冲击力。这种弹簧可减轻车身的振动，提高车辆行驶过程中的稳定性[1,2]。弹簧钢是制造这种钢板弹簧的重要材料，常见的有Cr-Mn系列(美国AISI 5160钢)、Si-Mn系列(中国55Si2Mn钢和60Si2Mn钢)、Cr-Mo系列(德国52CrMoV4)等[3,4]。其中，作为Cr-Mo系弹簧钢，50CrMnMoVNb钢具有优异的淬透性和疲劳性能，是重型卡车常用的弹簧材料[5]。但是，在50CrMnMoVNb钢的显微组织中的带状偏析，影响其安全服役性能[6]。新设计的一种50CrMnSiVNb钢，具有更好的服役性能。在汽车的正常行驶过程中，钢板弹簧承载静态载荷和循环载荷。对弹簧钢的这两种拉伸性能(决定了在静态载荷下的安全服役性)及疲劳性能(决定了在循环载荷下的安全服役性)，已经进行了大量的研究。Xia等[6]对两种成分的弹簧钢进行不同温度的回火处理，发现用Si替代Mo使其强塑性同步提高；Ren等[7]系统分析了脱碳层和表面旋压处理技术对50CrMnMoVNb弹簧钢弯曲疲劳性能的影响，发现脱碳层使疲劳性能恶化，而表面强化处理使其疲劳性能显著提高。在行驶过程中汽车的钢板弹簧除了承载静态载荷和疲劳载荷，还受到冲击载荷的作用，例如汽车高速通过凹坑时钢板弹簧就承受一个较大的冲击载荷。冲击韧性(αk)表征材料在冲击载荷作用下吸收塑性变形功和断裂功的能力，是板簧钢安全服役的关键性能指标。
微观组织决定材料的力学性能，组织中的各种缺陷使其冲击性能恶化[8,9]。弹簧钢常见的组织缺陷，有连铸过程中元素分布不均生成的带状偏析、夹杂物以及脱碳层等[10,11]。夹杂物和脱碳层一旦形成，用热处理方式很难改变；而带状偏析则可进行适当的回火处理使其减轻[12]。陈杰等[13]分析了4种牌号的电渣重熔H13型模具钢淬火回火后的室温冲击韧性，发现组织中的带状偏析使其室温冲击韧性极低，而没有带状偏析的JB11U钢冲击韧性较高，证明带状偏析使室温冲击韧性恶化；何庆兵等[14]对32Cr2Mo2NiVNb钢进行1100℃×8 h的均匀化退火处理，大大改善了带状偏析组织，使其横向冲击韧性显著提高。而Sun等[15]分析了两种低碳低合金高强钢(含或不含Al元素)的冲击韧性，发现含有Al元素的微观组织中存在带状组织，这种带状组织使合金钢的层状断裂，进而提高了冲击韧性；而不含Al元素的合金钢中没有带状组织，则冲击韧性较低。这些结果表明，带状偏析对工程用钢冲击韧性的影响尚不十分清楚。在回火过程中，除了带状偏析的改变，在一定温度下还会发生残余奥氏体的分解和回火碳化物的析出长大，引起碳化物的数量和形貌的改变[16]。而这可能引起第一类回火脆性，进而严重恶化合金的冲击韧性[17]。鉴于此，本文对比不同回火温度对50CrMnMoVNb和50CrMnSiVN两种弹簧钢微观组织及冲击性能的影响以及相应的冲击断裂机制，并讨论影响冲击韧性的关键因素。
1 实验方法
实验用材料为50CrMnMoVNb和50CrMnSiVNb两种弹簧钢，其化学成分列于表1。
表1 两种弹簧钢的化学成分
Table 1
| Materials | C | Si | Mn | Cr | Mo | V | Nb | Fe |
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| 50CrMnMoVNb | 0.5 | 0.15 | 0.86 | 1.06 | 0.17 | 0.05 | 0.030 | Bal. |
| 50CrMnSiVNb | 0.5 | 0.86 | 0.90 | 0.99 | ˂0.02 | 0.11 | 0.027 | Bal. |
使用Thermo-Calc软件对两种弹簧钢进行模拟，以选择淬火温度。图1给出了使用Thermo-Calc软件得到的两种弹簧钢在不同温度下α和γ相的体积分数。可以看出，50CrMnMoVNb钢和50CrMnSiVNb钢的Ac1温度分别为752和770℃，前者比后者低大约20℃。因此，为了使两种弹簧钢的组织完全奥氏体化且具有相近的奥氏体化程度，对50CrMnMoVNb和50CrMnSiVNb两种弹簧钢分别进行920和940℃，保温30 min的固溶处理，然后用快速光亮淬火油冷却至室温。然后再分别进行150、250、350、400、450及500℃保温1.5 h的回火处理，水冷至室温。关于这两种弹簧钢经如上热处理制度后的拉伸性能，已有详细报道，结果在图2中给出。
图1
图1
使用Thermo-Calc软件计算出的α和γ相的体积分数
Fig.1
Volume fraction of α and γ phases calculated by Thermo-Calc
图2
用OLYMPUS BX53M光学显微镜(Optical microscope, OM)观察不同状态样品的带状偏析。使用JEOL JEM-2100F透射电子显微镜(Transmission electron microscope, TEM)分析不同回火温度试样中的碳化物，最后用SIGMA 500场发射扫描电子显微镜(Scanning electron microscope, SEM)电子背散射衍射(Electron back scatter diffraction, EBSD)统计两种实验钢在不同状态下的大小角度晶界占比。用Smartlab X射线衍射仪(X-ray diffraction, XRD)分析两种实验钢在250℃回火态的残余奥氏体含量。根据ASTM-E23标准对不同状态的两种实验钢进行室温冲击实验，使用尺寸为55 mm×10 mm×10 mm、深度为2 mm的U形缺口标准夏比冲击试样，每种状态测试3个试样。冲击实验结束后，使用JEOL JSM-6510扫描电子显微镜配备X射线能量色散谱仪(Energy-dispersive X-ray spectroscopy, EDS)观察分析冲击断口。
2 结果和讨论
2.1 两种弹簧钢的微观组织
图3
图3
不同状态下两种弹簧钢的金相组织
Fig.3
Metallographic microstructures of the two spring steels under different conditions (a, b) hot-rolling condition; (c, d) tempered at 150℃; (e, f) tempered at 250℃; (g, h) tempered at 350℃; (i, j) tempered at 450℃
为了进一步分析两种弹簧钢的微观组织，使用TEM观察了各回火温度下的显微组织，结果如图4所示。可以看出，在150℃低温回火后两种实验钢的微观组织中出现大量相互缠结的位错，几乎没有碳化物，只有少量的碳化物分布在晶界或者马氏体板条界面处，如图4a、b所示。而当回火温度升高至250℃，马氏体板条结构变得模糊，微观组织中开始析出大量回火碳化物，如图4c、d所示。这表明，在此温度下碳化物开始从过饱和的马氏体中析出。同时，根据对图4d中衍射斑的分析可以确定，50CrMnSiVNb钢在250℃回火后在基体马氏体板条界面处出现长条状的残余奥氏体。而在350℃回火处理后，回火碳化物的数量变的更多。值得注意的是，如图4f所示， 在50CrMnSiVNb钢的马氏体板条界面处出现一些呈断续且平行分布的粗大薄膜状碳化物，50CrMnMoVNb钢的微观组织中也出现这种薄膜状碳化物，但是数量远低于50CrMnSiVNb钢。结合图4d、f，可以确定，图4f中的板条界面处的薄膜状碳化物是在板条间的残余奥氏体分解的产物。随着回火温度提高，500℃两种钢微观组织中的位错数量明显减少，回火碳化物数量大大增多，析出的碳化物发生聚集且粗化，如图4g、h所示。不同的是，50CrMnMoVNb钢中的铁素体板条间的碳化物呈短棒形或球形(图4g)；而50CrMnSiVNb钢中铁素体界面处出现一些较大的长条形碳化物(图4h)。
图4
图4
两种弹簧钢在不同温度回火后的透射电镜照片
Fig.4
TEM microstructures of the two spring steels tempered at different temperatures (a, b) 150℃; (c, d) 250℃; (e, f) 350℃; (g, h) 500℃
图5和图6给出了两种弹簧钢在回火350和500℃后的EBSD显微组织。可以看出，回火温度从350℃提高到500℃两种弹簧钢铁素体的晶粒尺寸略微增大，微观组织中小角度晶界的比例降低。小角度晶界主要由位错构成[18]，由此可以推断在500℃高温回火后组织中的位错数量大幅减少，进而使小角度晶界的比例降低，大角度晶界的比例提高。图5c、d和图6c、d反映了两种钢在不同温度回火后铁素体晶粒的尺寸分布和平均晶粒尺寸。可以看出，在350℃回火后两种钢铁素体的平均晶粒尺寸相差0.005 μm，在500℃回火后相差0.03 μm。因此可以认为，两种钢的平均晶粒尺寸相近。而对于相同的EBSD的观察视场面积，相似的晶粒尺寸使两种钢的总晶界数量也相近。因此，大角度晶界占比在一定程度上反映了大角度晶界的数量。图5e、f和图6e、f显示了两种弹簧钢在不同温度回火处理后大、小角度晶界的占比。可以发现，在350℃回火后50CrMnSiVNb和50CrMnMoVNb钢的微观组织中的大角度晶界占比分别为43.3%和48.4%。这表明，50CrMnMoVNb钢的微观组织中大角度晶界的占比更高，数量也更多，且两种实验钢的大角度晶界占比相差5.1%；在500℃回火后也是50CrMnMoVNb钢微观组织中的大角度晶界占比相对更大，数量更多，两种实验钢的大角度晶界占比的差别增大到6.4%。由此可以推断，在各温度回火后50CrMnMoVNb钢的微观组织中的大角度晶界占比均更大、数量更多，且回火温度越高两种材料中大角度晶界占比(数量)的差值越大。
图5
图5
两种弹簧钢在350℃回火态的EBSD显微组织、晶粒尺寸和取向差分布
Fig.5
EBSD microstructures of the two spring steels tempered at 350℃ (a, b) EBSD image quality maps, red line: low-angle grain boundary, blue line: high-angle grain boundary; (c, d) grain size distribution and (e, f) grain boundary misorientation distribution
图6
图6
两种弹簧钢在500℃回火态的EBSD显微组织、晶粒尺寸和取向差分布
Fig. 6
EBSD microstructures of the two spring steels tempered at 500℃ (a, b) image quality maps; (c, d) grain size distribution and (e, f) grain boundary misorientation distribution
2.2 两种弹簧钢的冲击性能和断裂机制
2.2.1 冲击性能及断口对比
图7给出了两种弹簧钢在不同温度回火后的冲击韧性。可以看出，随着回火温度的提高50CrMnMoVNb钢的冲击韧性呈现增大的趋势，但是回火温度从250℃提高到350℃冲击韧性几乎不变。这表明，冲击韧性最大的回火温度为500℃。而50CrMnSiVNb的冲击韧性并没有呈现出随着回火温度的提高增大的趋势，回火温度从250℃提高到350℃冲击韧性瞬间大幅下降，即发生了第一类回火脆性。这表明，冲击韧性最佳的回火温度为250℃。同时，对比两种实验钢的冲击韧性可见，两种弹簧钢不同回火状态下冲击韧性的相对优劣可分成A和B两个区域。在区域A，50CrMnSiVNb钢的冲击韧性更优；而在区域B，50CrMnMoVNb钢的冲击韧性更高。
图 7
图 7
两种弹簧钢在不同温度回火后的冲击韧性
Fig.7
Impact toughness of the two spring steels tempered at different temperatures
图8给出了两种弹簧钢在不同温度回火后冲击断口的SEM形貌。可以看出，在不同温度回火后两种弹簧钢的断口均呈现解理断裂+韧窝断裂的混合断裂模式。对比两种弹簧钢在250℃回火后的断口形貌可见，50CrMnMoVNb钢的断口出现较大的解理面+少量韧窝，解理面的数量更多；而50CrMnSiVNb钢的断口上出现的都是小解理面+韧窝，韧窝的占比大大提高，韧窝的尺寸也更大(图8a、b)。但是，回火温度从250℃提高到350℃后50CrMnMoVNb钢的断口没有明显的变化；而50CrMnSiVNb钢的断口上解理面的占比大幅提高，韧窝数量减少(图8c、d)。随着回火温度的继续提高50CrMnMoVNb钢冲击断口上的解理面占比降低，韧窝数量大大增加且尺寸增大；而50CrMnSiVNb钢冲击断口上的解理面占比变化不大，韧窝的数量和尺寸也没明显的变化。
图8
图8
在不同温度回火的两种弹簧钢冲击断口的SEM形貌
Fig.8
Impact microscopic fractographies of the two spring steels tempered at different temperatures (a, b) 250℃; (c, d) 350℃; (e, f) 400℃; (g, h) 500℃
2.2.2 带状偏析对冲击性能的影响
图9
图9
250℃回火态50CrMnMoVNb钢的冲击断口韧窝、解理面和组织中的带状偏析的SEM形貌和EDS结果
Fig.9
SEM morphologies and the EDS results of the dimples, cleavage planes at the impact fracture and the segregation bandings of 50CrMnMoVNb steel tempered at 250℃ (a) impact fracture morphology; (b) microstructures; (c) EDS element analysis results of cleavage surface and dimple; (d) EDS element analysis results of the banded segregation and matrix
图10给出了50CrMnMoVNb钢在250℃回火后冲击裂纹的扩展路径。可以看出，在两条黑色实线之间的带状偏析处裂纹扩展路径比较平直，而基体中冲击裂纹扩展路径较为曲折，裂纹的偏折现象更加明显。段启强等[19]证明，标准冲击试样的冲击韧性等于材料的本征冲击韧性(αc)，而本征冲击韧性对应试样正断区的韧性。高强钢冲击断口上的正断区面积远大于剪切唇区面积，因此可以认为冲击吸收功(Ak)近似等于形成正断区的能量。正断区分为裂纹萌生和扩展两个区域，形成正断区的能量是裂纹萌生消耗的能量+裂纹扩展消耗的能量。在相同的条件下，裂纹扩展路径越曲折，试样的有效裂纹长度更长。这意味着，在裂纹扩展过程需要消耗更大的能量以形成新的裂纹面。这使得裂纹扩展消耗的能量大幅增大，进而使冲击吸收功的增大。因此，带状偏析的出现会降低裂纹扩展所消耗的能量，对冲击韧性不利。
图10
图10
250℃回火态50CrMnMoVNb钢的冲击裂纹扩展路径
Fig.10
Impact crack propagation path of 50CrMnMo-VNb steel tempered at 250℃
图11给出了带状偏析和基体对冲击断裂机制和裂纹扩展路径的影响。带状偏析区域富含C、Mn及Cr等元素，使其显微硬度和强度较高[20,6]。屈服强度表征位错滑移的抵抗力，较高的强度使裂纹尖端附近的微孔不能发射足够的可动位错，因此微孔不能长大[21]。根据裂纹尖端塑性变形区(Plastic deformation zone, PDZ)尺寸与强度之间的负相关关系，带状偏析处的PDZ尺寸相对较小，使裂纹尖端很难钝化进而使裂纹尖端处的应力集中难以缓解[22]。当裂纹尖端的局部应力σ大于材料的解理强度时，晶粒就发生解理断裂而形成解理面，冲击裂纹通过解理面与附近的微孔连接，使裂纹在带状偏析处的扩展路径更加平直[23]。而基体区域较低的强度使裂纹尖端PDZ的尺寸更大，裂纹更容易发射位错而使裂尖钝化，从而使裂纹尖端集中的应力释放。因此，裂尖附近的局部应力很难超过材料的解理强度，因此不会形成解理面。同时，裂尖附近的微孔更容易发射位错而使微孔长大。这些长大的微孔相互连接而形成韧窝，因此基体处的断裂方式以韧性韧窝断裂为主，而大小深浅不一的韧窝也使裂纹扩展路径更加曲折。根据Irwin等[24]的观点，形成韧窝所需的能量远大于形成解理面的能量，并且裂纹扩展路径越曲折消耗的能量越多，因此带状偏析的出现使冲击吸收功下降。
图11
图11
微观组织影响冲击断裂的机制和裂纹扩展路径的示意图
Fig.11
Effect of microstructures on the impact fracture mechanism and crack propagation path
2.2.3 回火脆性和大角度晶界对冲击性能的影响
根据Thomas等[17]的理论，位于马氏体板条界面处的残余奥氏体分解形成脆性碳化物，使界面弱化而使韧性大幅度降低，与图4中TEM的结果符合。在350℃回火后的50CrMnSiVNb钢内马氏体界面处出现薄膜状碳化物，使其冲击韧性大幅度降低。当两种弹簧钢的回火温度升高至350℃时，组织中几乎没有残余奥氏体[6]；为此，用XRD谱(图12)测试了两种弹簧钢在250℃的残余奥氏体含量，用以分析两种钢回火脆性的差异性。可以看出，与50CrMnMoVNb钢相比，50CrMnSiVNb钢XRD谱上的(111)γ和(200)γ衍射峰更强，表明其微观组织中的残余奥氏体含量更高。使用Jade分析软件计算了各衍射峰的面积之比，粗略计算出50CrMnMoVNb钢和50CrMnSiVNb钢的残余奥氏体含量分别为3.37%和6.64%。这表明，含有更多残余奥氏体的50CrMnSiVNb钢在350℃回火时残余奥氏体分解成更多的薄膜状碳化物(图4f)。在冲击变形过程中，位错遇到界面处这种粗大的薄膜状碳化物时无法绕过，而是在其附近大量塞积。这使粗大的薄膜状碳化物附近的局部位错密度提高，产生极大的应力集中。当局部应力超过薄膜状碳化物与铁素体界面之间的结合强度时，二者发生剥离而产生大量的微孔。当裂纹扩展到位于界面的粗大薄膜状碳化物时，根据能量最低原理，裂纹将快速连接这些微孔并扩展而发生断裂。也就是，这些位于界面的平行分布的粗大薄膜状碳化物给冲击裂纹的扩展提供路径，大大加速了断裂的发生。因此，50CrMnSiVNb钢的回火脆性现象更加明显，其结果是回火温度达到350℃时冲击韧性大幅降低。而回火温度达到450和500℃时50CrMnSiVNb钢的冲击韧性仍然不高的原因，是在微观组织中铁素体界面处生成了长条针状碳化物。当冲击裂纹遇到长条针状碳化物时，裂纹尖端发射的位错在长条针状碳化物处塞积，使裂纹尖端不能继续发射位错，裂纹很难发生钝化而使裂尖的应力集中不能消除。根据前文的分析，这将导致解理面的形成而大大降低裂纹扩展消耗的能量，从而降低了冲击韧性。
图12
2.2.4 产生两种弹簧钢冲击韧性差异的关键因素
如图7所示，两种钢在各回火温度下的冲击韧性存在区域A和B。在区域A，50CrMnSiVNb钢的冲击韧性优于50CrMnMoVNb，这主要归因于成分优化改善了显微组织中的带状偏析程度；而在B区域，50CrMnMoVNb钢的冲击韧性优于50CrMnSiVNb，主要归因于50CrMnMoVNb钢更低的回火脆性程度和略高的大角度晶界占比。因此，带状偏析与回火脆性+大角度晶界占比对冲击韧性的影响相互竞争，进而导致区域A和B的出现。
3 结论
(1) 50CrMnSiVNb钢的带状偏析程度没有50CrMnMoVNb钢严重，这种带状偏析一旦形成后续的回火处理不会将其完全消除，只能适当减轻。
(2) 在150~500℃回火后50CrMnMoVNb钢组织中的残余奥氏体含量较低，回火脆性不明显。随着回火温度的提高其冲击韧性保持增大的趋势，在500℃回火达到最佳；而50CrMnSiVNb钢的回火脆性严重，在250℃回火状态冲击韧性最佳。
(3) 两种实验钢的淬火态和在150~400℃回火，影响冲击韧性的主要是带状偏析，带状偏析程度较轻的50CrMnSiVNb钢的冲击韧性更好；而400~500℃回火后，主要是回火脆性程度+大角度晶界占比影响冲击韧性，因此50CrMnMoVNb的冲击韧性更好。
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