丁 凯 董武峰 陈仙风 石 磊 高玉来，3

（1.上海大学省部共建高品质特殊钢冶金与制备国家重点实验室，上海 200444；2.上海大学材料科学与工程学院，上海 200444；3.上海金属零部件绿色再制造工程技术研究中心，上海 200444；4.宝山钢铁股份有限公司中央研究院汽车用钢研究所，上海 201900；5.汽车用钢开发与应用技术国家重点实验室，上海201900）

随着新技术新材料研发力度的加大，钢铁材料发生了质的变化，从传统的普通钢向高强度甚至超高强度钢发展［1］。钢铁是制造汽车的主要材料，随着汽车向轻量化的发展，先进高强钢（advanced high strength steel，AHSS）因强度高、吸收碰撞能量性能优异和强塑积较高，在汽车制造中得到了规模化应用［2-4］，在保证车身强度和安全性的同时可减小车身质量约20%［5］。

22MnB5钢是一种热冲压硼钢，硼的添加能提高过冷奥氏体的稳定性，从而提高材料的淬透性［6-7］。经过热成形处理（高温奥氏体化后淬火）的22MnB5钢抗拉强度可达1 500 MPa以上［8］，低成本和高强度使22MnB5钢在汽车制造业具有广阔的应用前景［9］。

疲劳断裂是当今工程构件主要的失效原因之一。在抗拉强度满足设计要求的情况下，长期承受交变载荷的构件往往会发生突然断裂等失效现象，导致严重的安全事故和经济损失。因此，高强钢除了需满足强度要求外，还需具备优异的高周疲劳性能。钢铁材料中的气孔、夹杂等缺陷均会成为高周疲劳裂纹的萌生部位［10-11］。本课题组前期对转子钢焊接接头高周疲劳性能的研究发现，疲劳裂纹常萌生于夹杂物或气孔等缺陷处［12-13］。邵晨东［14］在研究焊接接头的高周疲劳性能时发现有4种高周疲劳断裂的启裂源。

2003年，Speer等［15］提出了一种新型高强钢的热处理工艺即淬火-配分处理，是利用马氏体中的碳原子向未转变的残留奥氏体中配分，碳从过饱和马氏体扩散到未转变的残留奥氏体中，得到马氏体＋。残留奥氏体复合组织。梁校等［16］采用一步法的淬火＋配分处理使22MnB5高强钢的强塑积达到了22.14 GPa·%。基于奥氏体相变诱发塑性（transformation induced plasticity，TRIP）效应和α/γ复相组织理论的淬火-配分处理工艺，可使传统热成形超高强度钢具有良好的强塑性匹配［17］，也有望提高22MnB5高强钢的高周疲劳性能。

本文研究了水淬-配分处理对1 500 MPa级22MnB5高强钢高周疲劳性能的影响。采用光学显微镜和扫描电子显微镜分别对22MnB5钢进行了金相检验和疲劳断口分析，探讨了22MnB5钢在高周疲劳试验过程中的破断机制。

1 试验材料与方法

试验用1 500 MPa级22MnB5高强钢板厚2.3 mm，其化学成分如表1所示。

高周疲劳试验前需确定22MnB5钢的抗拉强度，据此确定疲劳试验的应力区间。按GB/T 228.1—2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》和拉伸试验机的设备条件制备拉伸试样，其平行段长度为30 mm，标距25 mm。根据GB/T 26077—2010《金属材料-疲劳试验-轴向应变控制方法》的规定，高周疲劳试样宽度是厚度的5倍，标距长度为15 mm。本文受限于试样厚度，确定采用非标试样进行高周疲劳试验。用1 000目（13 μm）的砂纸打磨疲劳试验试样的侧面。22MnB5钢板表面不打磨，仅用丙酮和酒精清洗，以保持钢板表面的形貌特征。

梁校等［16-17］研究发现，22MnB5钢的力学性能与残留奥氏体稳定性密切相关，选用适当的淬火-配分处理工艺提高22MnB5钢中残留奥氏体的稳定性，可使其获得较好的综合力学性能。热处理工艺的制定需以钢的临界温度为基础。图1（a）为采用DIL 805A型快速热膨胀仪测得的22MnB5钢的临界温度，Ac3为830℃，Ac1为745℃，Ms为383℃，Mf为272℃。水淬-配分工艺如图1（b）所示，加热设备为SXL-1200L型箱式实验电炉。

图1 22MnB5钢的热膨胀率随温度的变化（a）和水淬-配分处理工艺（b）Fig.1 Thermal expansion rate versus temperature（a）and water-quenching-partitioning process（b）for the 22MnB5 steel

金相试样采用体积分数为4%的硝酸酒精溶液腐蚀，采用光学显微镜（optical microscope，OM）进行金相检验；采用扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）进行疲劳试样的断口分析；采用Instron 5581型拉伸试验机对试验钢进行室温拉伸试验，拉伸速率为10 mm/min。

2 结果与讨论

2.1 显微组织

原始态（未经水淬-配分处理）1 500 MPa级22MnB5高强钢的组织为板条马氏体（图2（a，b）），经水淬-配分处理的22MnB5钢的组织也以板条马氏体为主（图2（c，d））。

图2 原始态（a，b）和热处理态（c，d）22MnB5 钢的显微组织Fig.2 Microstructures of the 22MnB5 steel in the original（a，b）and the heat-treated （c，d）states

2.2 室温拉伸性能

图3（a）为原始态22MnB5钢试样的拉伸曲线。原始态22MnB5高强钢的室温抗拉强度高于1 500 MPa，断后伸长率约为9.5%。图3（b）为经水淬-配分处理的22MnB5高强钢的室温拉伸曲线，为反映试验数据的重复性并确保数据可靠，制备了2块室温拉伸试样（水淬-配分-1和水淬-配分-2）。经水淬-配分处理的22MnB5钢的室温抗拉强度约为1 400 MPa，断后伸长率提高到了11%左右。

图3 原始态（a）和热处理态（b）22MnB5钢的拉伸曲线Fig.3 Tensile curves of the 22MnB5 steel in the original（a）and the heat-treated （b）states

2.3 高周疲劳性能

为了研究水淬-配分处理对22MnB5高强钢疲劳性能的影响，在应力比R＝0.1、最大应力为800 MPa的条件下进行了疲劳试验，原始态和热处理态22MnB5钢各两块试样（对应编号为原始态-1、原始态-2、热处理态-1和热处理态-2），以确保试验结果可靠，结果如表2所示。经水淬-配分处理的22MnB5高强钢疲劳性能低于原始态钢。

表2 22MnB5高强钢高周疲劳试验结果Table 2 Results of high cycle fatigue test for the 22MnB5 high strength steel

2.4 疲劳断口形貌

了解高周疲劳试样的断口特征有助于揭示材料的疲劳断裂原因、过程和机制。图4为22MnB5钢在最大应力为800 MPa、应力比R＝0.1的条件下进行高周疲劳试验后的断口形貌。图4（a，c）表明，疲劳断裂始于钢板表面，启裂源为钢板表面的凹坑等缺陷。图4（c）中的局部放大显示，原始态22MnB5钢的近表面区域未明显氧化。图4（b，d）为原始态22MnB5钢的表面形貌，有凹坑等缺陷，在所观察的区域中凹坑的最大深度为21.5 μm。

图4 原始态22MnB5钢高周疲劳断口的宏观形貌（a）、钢板表面形态（b）、疲劳断口的局部放大（c）和图（b）所示区域的三维形貌（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

图5为热处理态22MnB5钢疲劳试样的断口形貌，在最大应力为800 MPa、应力比R＝0.1的条件下进行疲劳试验，断裂始于钢板表面，启裂源为钢板表面的凹坑（图5（c））和氧化层（图5（f）的化学成分和箭头所示区域）。研究表明，热成形钢在冲压或剪切过程中产生的缺陷会导致疲劳裂纹过早产生［18］。Lara 等［19］研究了切削加工对22MnB5高强钢疲劳性能的影响并发现，切削加工产生的毛刺、切割边缘和表面裂纹等缺陷对疲劳性能有影响。原始态1 500 MPa级22MnB5高强钢表面有较多凹坑等缺陷，疲劳试验过程中裂纹首先在表面缺陷处产生，在循环载荷的作用下扩展成宏观裂纹，最终导致试样断裂。经水淬-配分处理后，原本有表面缺陷的22MnB5钢表面状态进一步恶化，凹坑和氧化层（图5（c，f））使表面更易产生疲劳裂纹，导致经水淬-配分处理的22MnB5钢的疲劳性能降低。

图5 水淬-配分-1（a～c）和水淬＋配分-2（d～f）22MnB5钢高周疲劳断口的形貌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 结论

（1）未经水淬-配分处理的22MnB5钢的显微组织为板条马氏体，室温抗拉强度大于1 500 MPa；经水淬-配分处理的22MnB5钢的组织以板条马氏体为主，室温抗拉强度降低至1 400 MPa左右；钢的临界温度Ac3为830℃，Ac1为745℃，Ms为383℃，Mf为272℃。

（2）22MnB钢的高周疲劳裂纹主要萌生于钢板表面缺陷处，未经水淬-配分处理的22MnB5钢表面凹坑等缺陷是疲劳断裂的启裂源，热处理态22MnB5钢表面的凹坑和氧化层均是疲劳断裂的启裂源。

（3）疲劳裂纹的萌生对高强钢疲劳寿命的影响很大，抑制疲劳裂纹的萌生可显著提高材料的疲劳性能。经水淬-配分处理的22MnB5钢高周疲劳性能降低是由钢板表面的严重氧化层等缺陷所致。