杜瑜賓1,2, 胡小鋒1, 張守清1,2, 宋元元1, 姜海昌1, 戎利建,1

與傳統的Fe-Cr-Ni-Mo高強鋼相比，低C (<0.06%，質量分數，下同)含Cu (1.0%~1.5%)的低合金高強鋼(high strength low alloy，HSLA)，具有高的強度、良好的韌性及優異焊接性[1,2]，被廣泛用于建造艦船、近海石油平臺等[3~6]。含Cu的HSLA鋼中C含量較低，可以有效提高合金鋼的焊接性能，而添加的Cu在回火過程中會析出富Cu團簇，具有沉淀強化的作用，從而彌補低C造成的強度損失[1]。近年來，關于HSLA鋼中Cu的強化機理研究較多[1,5,7~9]。Dhua等[7]研究了回火溫度對HSLA-100合金鋼力學性能的影響，發現隨著回火溫度的增加，強度呈現先增加后降低的趨勢，并在450 ℃回火時合金鋼的屈服強度獲得最大值，為1168 MPa。研究[10~13]表明，HSLA鋼中富Cu團簇的強化效果與其尺寸、數量密度等密切相關。通常在峰值時效時，富Cu團簇的尺寸較小、數量密度最大。當回火溫度增加或回火時間延長時，富Cu團簇的尺寸逐漸增加，而數量密度明顯降低，其沉淀強化效果減弱，合金鋼的強度下降[5,13]。

值得注意的是，含Cu的HSLA鋼經峰值時效處理后，其沖擊性能較低，難以滿足實際應用要求。與強化機理的研究相比，目前關于HSLA鋼中的Cu對沖擊性能影響的研究相對較少，其作用機制還不清楚。Hunter[14]在研究回火工藝對NUCu-140合金鋼(0.05%C和1.64%Cu)沖擊性能的影響時，發現合金鋼經過450 ℃回火處理獲得最佳強化效果時，-40 ℃沖擊功僅為10 J，并認為晶界處網狀分布的Fe3C是導致沖擊功下降的主要原因，其斷裂方式為沿晶斷裂。然而Kapoor等[15]利用Auger電子能譜儀(AES)原位觀察發現，Cu在晶界的偏聚是導致合金鋼(Fe-0.06C-3Cu-4Ni-1.5Al-0.07Nb)沿晶斷裂的主要原因。而Dhua等[7]對獲得峰值強度(450 ℃回火)的HSLA-100鋼進行-85 ℃的沖擊實驗，沖擊功僅為14 J，其沖擊斷口形貌以河流花樣為主，為穿晶準解理斷裂。上述含Cu合金鋼沖擊斷裂行為的差異，主要與所研究合金鋼的成分組成相關。如NUCu-140合金鋼中不含Mo、Cr等強碳化物形成元素，因而在較低回火溫度時(如450 ℃)晶界處形成了數量較多的滲碳體(Fe3C)，且主要沿著晶界分布，從而造成了合金鋼沖擊時的沿晶斷裂；而文獻[15]采用的合金鋼Cu含量較高(3.0%)，導致Cu在晶界處偏聚的濃度較高，從而引起了合金鋼在沖擊斷裂時的沿晶開裂。然而對于含Cu的HSLA鋼(如HSLA-100、HSLA-115)，一般均含有Mo、Cr等強碳化物形成元素，在形成合金碳化物的同時，可降低滲碳體(M3C)的析出數量，且其Cu含量一般為1.0%~2.0%，晶界處Cu的偏聚濃度較低，即使在峰值回火處理后進行低溫沖擊實驗，合金鋼也不會出現沿晶開裂現象，其沖擊斷裂方式為穿晶準解理斷裂[7,9]。然而關于Cu對HSLA鋼沖擊性能的影響機制鮮有報道，有文獻[7]認為富Cu團簇的析出，在強化基體的同時，會降低合金鋼的沖擊性能，但缺少相應微觀組織的觀察。因此，Cu對沖擊性能的作用機制還有待深入研究。

本課題組在研究含1.4%Cu的HSLA鋼強韌化機理時，同樣發現450 ℃回火處理時，HSLA鋼沖擊功低的現象，且其沖擊斷裂方式為穿晶準解理斷裂。含Cu的HSLA鋼具有板條馬氏體特征[1,7,16]，擁有豐富的亞結構界面，富Cu團簇不僅在基體和晶界上會大量析出[17]，同時也會在其它界面，如馬氏體板條界面析出[18]，并對合金鋼的沖擊性能產生影響。本工作選用不含Cu和含1.4%Cu的2種HSLA鋼為研究對象考察了Cu對合金鋼顯微組織的影響，利用原子探針層析技術(APT)觀察了富Cu團簇在界面處的析出行為及其對界面元素偏聚行為的影響，力圖揭示Cu對HSLA鋼沖擊韌性的影響機制。

1 實驗方法

本實驗設計了2種HSLA鋼，即不含Cu和含1.4%Cu，分別標記為0Cu和1.4Cu。以0Cu鋼作為對比合金，對比分析富Cu團簇的析出對HSLA鋼沖擊韌性的影響。2種合金鋼均采用真空感應爐熔煉，澆鑄成25 kg的鑄錠。鑄錠先經過熱鍛，而后鍛坯經過1150 ℃保溫2 h后開軋，終軋溫度為800 ℃，最終軋為12 mm厚的板材，合金鋼的化學成分如表1所示。

表1   2種HSLA鋼的化學成分

Table 1  Chemical compositions of two HSLA steels

新窗口打開| 下載CSV

從熱軋后的板材上截取適當尺寸的試樣進行熱處理，淬火溫度為880 ℃，保溫40 min后水淬，回火溫度在400~650 ℃之間，保溫120 min后水冷。從回火態的試樣上沿軋制方向取料，分別加工成標準Charpy-V型缺口沖擊試樣和棒狀的拉伸試樣。沖擊試樣的尺寸為10 mm×10 mm×55 mm；拉伸試樣螺紋段直徑為10 mm，平行段直徑為5 mm、長30 mm。沖擊實驗在RKP450沖擊試驗機上進行，實驗溫度分別為室溫(RT)、0、-20、-40和-50 ℃；拉伸實驗在AK-1000KNG拉伸試驗機上進行。采用JSM-6301F場發射掃描電鏡(SEM)觀察沖擊斷口形貌和斷口附近縱截面的裂紋擴展路徑，工作電壓為20 kV。金相樣品經過機械研磨、拋光后，采用過飽和的苦味酸溶液熱侵蝕(溫度為70~80 ℃)后，用GX51型金相顯微鏡(OM)觀察原始奧氏體晶粒；顯微組織觀察的樣品采用4% (體積分數)硝酸酒精侵蝕，并利用SEM進行觀察。電子背散射衍射(EBSD)樣品首先經過研磨、拋光，而后利用電解的方法去除表面的應力層，電解液為10% (體積分數)的高氯酸酒精溶液，電解電壓為20 V，時間為15~20 s。EBSD實驗在MERLIN Compact場發射SEM上進行，步長為0.12 μm。

APT技術是目前空間分辨率最高的分析測試手段之一，可在原子尺度上了解合金微區化學成分的不均勻性[19,20]。APT樣品制備方法為：利用線切割從回火態樣品上切取0.5 mm×0.5 mm×15 mm的細絲，磨平后采用2步電解拋光法制備APT針尖樣品，粗拋電解液采用25%的高氯酸+75%的冰醋酸(體積分數)混合溶液，電壓為10~20 V，精拋液為4%的高氯酸+96%乙二醇丁醚(體積分數)混合溶液，電壓為5~10 V[1]。利用LEAP 5000XR三維原子探針的激光模式對樣品進行分析，激光波長為335 nm，能量為40×10-12 J，脈沖頻率為200 kHz，每次激光脈沖的離子收集速率為1%，實驗溫度為50 K。獲取的APT實驗數據利用IVAS 3.8.2軟件進行三維重構，并對元素分布、團簇及其成分進行分析[19]。富Cu團簇的等濃度面采用5% (原子分數)，其等效半徑(R)與數量密度(NV)可分別由式(1)和(2)獲得[1]：

式中，Nppt為析出相中的原子數目；ρth為析出相中原子的密度(對于bcc晶體結構的馬氏體合金鋼，取ρth為單個Fe原子的密度為84.3 nm-3[1] )；η為所采用的LEAP 5000XR三維原子探針的探測重構系數，約為0.52；N為析出相的數量；Ntotal為重構樣品中的原子總數。

2 實驗結果

2.1 力學性能

圖1為不同溫度回火后0Cu和1.4Cu鋼的屈服強度和延伸率變化曲線?？芍?，淬火態時1.4Cu鋼的屈服強度略高于0Cu鋼，分別為940和910 MPa。不同溫度回火處理后，1.4Cu鋼的屈服強度高于0Cu鋼，并隨著回火溫度的增加呈現不同的變化趨勢。隨著回火溫度的增加，0Cu鋼的屈服強度基本保持不變，當回火溫度超過550 ℃時，其屈服強度顯著下降。與0Cu鋼不同，1.4Cu鋼的屈服強度隨著回火溫度的增加，呈現先增加后降低的趨勢，并在450 ℃回火時獲得最佳強化效果，約為1053 MPa，此時0Cu鋼的強度為910 MPa，相差143 MPa。值得注意的是，經過550 ℃回火后，1.4Cu和0Cu鋼的屈服強度分別為948 和894 MPa，2者僅相差54 MPa (圖1a)，可見Cu的強化作用顯著減弱。值得注意的是，0Cu鋼與1.4Cu鋼的延伸率相差不大，并均隨著回火溫度的升高而逐漸增加(圖1b)。

圖1

圖1   不同溫度回火后0Cu與1.4Cu鋼的屈服強度和延伸率

Fig.1   Yield strengths (a) and elongations (b) of 0Cu and 1.4Cu steels tempered at different temperatures (Q—as quenching)

圖2為450 ℃回火處理后0Cu和1.4Cu鋼在不同溫度下的沖擊性能曲線?？芍?，室溫下1.4Cu鋼的沖擊功僅為24 J，而0Cu鋼的室溫沖擊功高達127 J。在整個實驗溫度范圍內1.4Cu鋼的沖擊功均較低，推測其韌脆轉變溫度(DBTT)高于室溫，而0Cu鋼的DBTT約為-20 ℃?？梢?，在獲得最佳強化效果時，1.4Cu鋼的沖擊性能較差。

圖2

圖2   450 ℃回火處理后0Cu和1.4Cu鋼在不同溫度下的沖擊性能

Fig.2   The temperature dependent impact energy curves of 0Cu and 1.4Cu steels tempered at 450 ℃ (RT—room temperature)

2.2 微觀組織

圖3為0Cu和1.4Cu鋼經過450 ℃回火處理后的原始奧氏體晶粒和顯微組織的SEM像?？芍?，2種合金鋼的原始奧氏體晶粒尺寸基本相同，約為10 μm (圖3a和b)。經過回火處理后2種合金鋼均為回火馬氏體(圖3c和d)，在基體中均存在碳化物，2種合金鋼的顯微組織無明顯差別。

圖3

圖3   0Cu和1.4Cu鋼經450 ℃回火處理后的原始奧氏體晶粒和顯微組織的SEM像

Fig.3   SEM images of prior austenite grains (a, b) and microstructures (c, d) of 0Cu (a, c) and 1.4Cu (b, d) steels tempered at 450 ℃

含Cu的HSLA鋼經過淬火和回火處理后，獲得的回火馬氏體組織具有豐富的亞結構，為了研究2種合金鋼的亞結構特征，利用EBSD對450 ℃回火態0Cu和1.4Cu鋼大角度晶界和小角度晶界的分布進行分析和統計，如圖4所示，圖4a和b中黑線為大角度晶界(取向差>15°)，紅線為小角度晶界(取向差為2°~15°)?？芍?Cu和1.4Cu鋼的大角度晶界與小角度晶界的分布相類似(圖4a和b)，統計結果表明大角度晶界比例接近，分別為44%和42% (圖4c和d)。

圖4

圖4   450 ℃回火處理后0Cu和1.4Cu鋼的晶界圖與取向差角度分布圖

Fig.4   Misorientation distributions of grain boundaries (a, b) and misorientation angle distribution maps (c, d) of 0Cu (a, c) and 1.4Cu (b, d) steels tempered at 450 ℃ (The black lines and red lines denote the high angle grain boundaries (misorientation angle>15°) and low angle grain boundaries (misorientation angle 2°~15°), respectively)

Color online

2.3 APT分析

含Cu的HSLA鋼在回火過程中將會析出納米富Cu團簇，為了更好地統計富Cu團簇的尺寸、數量密度以及元素組成，利用APT對1.4Cu鋼中富Cu團簇進行了表征，結果如圖5所示?？芍?，經過450 ℃回火處理后，1.4Cu鋼中析出了大量的富Cu團簇(5%等濃度面)，呈球狀分布(圖5a)。值得注意的是，C元素的空間分布并不均勻，局部存在明顯富集(圖5b)，通過APT多角度的觀察可知此處為界面，在馬氏體合金鋼中通常會觀察到這種C在界面富聚的現象[18]。分別沿基體和界面截取58 nm×57 nm×5 nm的三維空間(圖5b紅色虛線框)，以觀察分析富Cu團簇在基體和界面的分布，如圖5c和d所示。可知，基體和界面處富Cu團簇的平均等效半徑分別為1.56和1.7 nm，即界面處富Cu團簇的尺寸略大，并且界面處的富Cu團簇數量更多。圖5e和f分別為基體和界面處富Cu團簇的成分分布，其中橫坐標0對應著富Cu團簇與基體的界面，即所選擇的等濃度面，負數區域代表基體，正數區域代表富Cu團簇內部[19]。可知，基體和界面處富Cu團簇心部Cu的原子分數分別為30%和36% (圖5e和f中藍色箭頭所示)，這表明界面處富Cu團簇心部的Cu含量略高于基體，這和界面處富Cu團簇的尺寸略大相一致。此外，基體和界面處的富Cu團簇中均含有一定的Fe和少量的Ni、Mn元素。與基體相比，界面的能量較高，Cu元素在界面處的擴散速率更快，使得富Cu團簇在界面上的析出數量更多、尺寸略大。

圖5

圖5   1.4Cu鋼450 ℃回火處理后富Cu團簇與C元素的空間分布、基體和界面處Cu的分布及富Cu團簇的成分分析

Fig.5   The Cu-riched clusters (a), C element distribution (b), Cu element distributions at matrix (c) and interface (d), and the proxigram composition profiles of 5%Cu (atomic fraction) isoconcentration surfaces at matrix (e) and interface (f) in APT 3D reconstruction for 1.4Cu steel tempered at 450 ℃

Color online

與1.4Cu鋼類似，在0Cu鋼中同樣觀察到C富聚的界面，如圖6a所示。為了分析0Cu和1.4Cu鋼界面處的元素分布，沿圖6a和b中紅色箭頭方向，分別穿過0Cu和1.4Cu鋼的界面獲取了直徑為30 nm、高30 nm圓柱面內元素的一維濃度分布[19,21]，如圖6c~f所示?？芍?，在2種合金鋼的界面處均存在明顯的元素偏聚，其中C、Cr、Ni、Mn等合金元素在2種合金鋼的界面上均有富集。與0Cu鋼相比，1.4Cu鋼的界面上存在明顯的Cu富集。值得注意的是，與Mo在0Cu鋼的界面上偏聚不同，在1.4Cu鋼的界面處未觀察到Mo的富集。

圖6

圖6   0Cu與1.4Cu鋼中C元素的空間分布和界面處合金元素的一維濃度分布

Fig.6   C atoms distribution maps (a, b) and one-dimensional (1-D) composition profiles, obtained with a diameter of 30 nm cylindrical area, across the interfaces delineated with C atoms in an APT 3D reconstruction (c, d) of 0Cu (a, c) and 1.4Cu (b, d) steels tempered at 450 ℃

Color online

3 分析與討論

3.1 Cu的析出行為及其對Mo界面偏聚的影響

根據文獻[1,22]可知，含Cu合金鋼經過回火處理后，將會析出大量尺寸細小的富Cu團簇，其主要原因為Cu元素在α-Fe中的固溶度([Cu]α-Fe)較低，其與溫度(T)的關系為[23]：

式中，T為650~1116 K。1.4Cu鋼淬火時Cu固溶在基體中，此時所形成的過飽和固溶體并不穩定[23]。由式(3)可知，450 ℃ (723 K)時[Cu]α-Fe=0.05% (原子分數)，顯然在該溫度下Cu的固溶度很低，因而Cu將在回火保溫過程中析出。值得注意的是，析出的富Cu團簇中不僅只含有Cu，還含有一定的Fe，以及少量的Ni、Mn等合金元素。Ni、Mn元素能夠降低富Cu團簇的形核功，促進富Cu團簇的形核析出[24]，因而本工作在450 ℃回火態的1.4Cu鋼中觀察到大量彌散析出的富Cu團簇，且其中含有一定含量的Ni、Mn。

根據文獻[25]可知，合金鋼中的合金元素易擴散到界面(晶界及亞結構界面)處偏聚，以降低體系的自由能。HSLA鋼經過淬火和回火處理后，獲得回火馬氏體組織，具有豐富的亞結構，一般認為晶界處的能量較高，因而合金元素在晶界處的偏聚程度較高。如Yu等[21]研究發現，在400 ℃回火1 h的HSLA鋼(0.04%C和1.15%Cu)中，C、Mo、Cu在晶界處富集，其中晶界處C偏聚的濃度峰值高達1.6% (原子分數)，是基體C含量的十幾倍之多。在本工作中，經過450 ℃回火處理后的0Cu和1.4Cu鋼均觀察到C、Cr、Ni、Mn等合金元素在界面處的富集，其中C偏聚的濃度峰值均約為0.6% (原子分數)，而基體C含量為0.17% (原子分數)，因此界面處C偏聚的濃度峰值約為基體的3倍，遠低于上述文獻報道的晶界C的偏聚程度。Lim等[26]在400 ℃回火的4340鋼中，也觀察到了C在晶界和板條界偏聚現象，其中晶界處C偏聚的濃度峰值約為基體的9倍，而板條界面處C偏聚的濃度峰值約為基體的3倍，因此可以推斷本工作所觀察到的界面為板條界。與文獻[18]類似，本工作中0Cu鋼450 ℃回火態的板條界面存在C、Ni、Mn、Mo等元素的偏聚。與0Cu鋼相比，1.4Cu鋼在板條界面上觀察到了Cu的偏聚，但未有Mo的偏聚。由此可見，Cu元素的加入對板條界元素的偏聚行為產生了影響，即Cu在界面析出的同時，抑制了Mo在板條界面的偏聚。圖7為450 ℃回火態1.4Cu鋼界面處Mo和Cu元素的空間分布及界面處富Cu團簇的一維濃度分布圖?？芍?，Mo元素在界面處的濃度分布并不均勻(圖7a)，Cu原子偏聚的位置，Mo含量較低(圖中黑色點線所示)，這說明Cu與Mo之間存在相互排斥。圖7c為橫穿富Cu團簇的一維濃度分布圖(圖7b中圓柱所穿過區域)，可知在富Cu團簇中Mo的含量較低，而在富Cu團簇與基體界面處，Mo元素含量較高，進一步證實了上述結果。

圖7

圖7   1.4Cu鋼450 ℃回火后界面處Mo、Cu元素的空間分布圖及界面處富Cu團簇的一維濃度圖

Fig.7   The distributions of Mo (a), Cu (b) elements at the interface and the 1-D composition profiles of Cu-riched cluster at the interface (c) for 1.4Cu steel tempered at 450 ℃

Color online

為了研究界面處Cu對Mo元素界面偏聚行為的影響，采用Thermo-Calc軟件計算了450 ℃時Cu、Mo元素在1.4Cu鋼中的遷移率，即在給定的時間和能量條件下，Cu、Mo的擴散距離，其中Cu為3.52×10-32 m/(J·s)，而Mo為1.29×10-41 m/(J·s)?？梢?，Cu的遷移率顯著大于Mo，說明Cu的擴散能力更強。此外，Mo在α-Fe中的固溶度([Mo]α-Fe)較大，其與溫度的關系為[27]：

式中，T為587~1174 K?？芍?50 ℃ (723 K)時[Mo]α-Fe=2.3% (原子分數)，而合金鋼中的Mo含量為0.32% (原子分數)，顯然Mo可以完全固溶在基體。由此可見，一方面Mo可以完全固溶在基體，而Cu因固溶度低而具有強烈的析出傾向；另一方面，Cu的遷移擴散能力顯著大于Mo。所以，Cu率先擴散至界面處，并形成富Cu團簇。而Cu-Mo的混合熱為+19 kJ/mol，即Cu、Mo合金元素相互排斥[28]。因而，富Cu團簇在界面析出后，將抑制Mo向界面發生富集，與此同時，隨著Cu團簇的長大，團簇中早期含有的一定量的Mo將同Ni、Mn一樣被排出，從而造成在富Cu團簇周圍觀察到Mo偏聚的現象。

3.2 Cu對HSLA鋼力學性能的影響

合金鋼的力學性能與其成分、組織、析出相和亞結構等密切相關。根據實驗結果可知，0Cu和1.4Cu鋼經過回火處理后，均為回火馬氏體組織，并且2種合金鋼的原始奧氏體晶粒尺寸相同。本工作中，2種合金鋼具有相同的化學組成(除Cu外)，因此具有相同的碳化物析出行為。然而，1.4Cu鋼經過回火處理后，析出了大量尺寸細小的富Cu團簇。由此可見，富Cu團簇的析出是導致2種合金鋼力學性能差異的主要原因。與0Cu鋼相比，含Cu的HSLA鋼在450 ℃回火時獲得了最佳強化效果，屈服強度由0Cu鋼的910 MPa提升到1053 MPa，增加了143 MPa (圖1a)。當回火溫度為550 ℃時，1.4Cu鋼的屈服強度僅比0Cu鋼高54 MPa，富Cu團簇的強化效果顯著下降。富Cu團簇對HSLA鋼強度的影響與其尺寸和數量密度的變化有關[23]，測定1.4Cu鋼450和550 ℃回火后富Cu團簇的R與NV，可知，450 ℃回火處理后，富Cu團簇的尺寸小(R=1.56 nm)、數量密度大(NV=1.25×1024 m-3)，在所研究的溫度范圍內獲得了最佳的強化效果，使得屈服強度增加了143 MPa，這主要源于富Cu團簇引起的化學強化(chemical strengthening)、共格強化(coherency strengthening)以及模量強化(modulus strengthening)[24,29,30]，提高的強度幅度與文獻[24,29]報道相一致。當回火溫度增加到550 ℃時，富Cu團簇的尺寸顯著增加(R=4.05 nm)，而數量密度則急劇下降，由450 ℃的1.25×1024 m-3下降到550 ℃的1.23×1023 m-3。顯然，隨著富Cu團簇粗化和數量減少，其強化效果減弱(強度僅增加54 MPa)。與強度相反，2種合金鋼的延伸率均隨著回火溫度的增加而增加。這是由于隨著回火溫度的增加，2種合金鋼的基體逐漸回復，位錯密度下降，并且1.4Cu鋼中富Cu團簇粗化，強化效果減弱，強度下降的同時會提高延伸率。此外，1.4Cu鋼經過450 ℃回火獲得最佳強化效果時，其延伸率與0Cu鋼相近，2種合金鋼的拉伸斷裂方式均為韌窩的韌性斷裂(圖8)。這是由于此時富Cu團簇的尺寸較小，與基體保持共格關系，錯配度較小，位錯切過時不易產生應力集中[31]，因而延伸率與0Cu鋼相近。

圖8

圖8   0Cu和1.4Cu鋼450 ℃回火處理后的室溫拉伸斷口形貌

Fig.8   Fractographs of 0Cu (a) and 1.4Cu (b) steels tempered at 450 ℃ for 120 min after tensile test at room temperature

根據文獻[16]可知，馬氏體合金鋼亞結構中的板條塊(block)一般認為是控制其沖擊韌性的最小結構單元，因為block的界面通常為大角度晶界，而板條界(lath)一般為小角度晶界，因此普遍采用大角度晶界分割區域的等效直徑作為馬氏體合金鋼的有效晶粒尺寸。利用截線法從EBSD結果(圖4)獲得2種合金鋼的有效晶粒尺寸，均為1.9 μm，表明Cu對HSLA合金鋼的有效晶粒尺寸沒有影響。然而，與0Cu鋼室溫沖擊功(127 J)相比，1.4Cu鋼的沖擊功僅為24 J，下降明顯。文獻[32,33]認為富Cu團簇在晶界處的析出是含Cu的HSLA鋼沖擊功下降的主要原因，然而本工作中觀察到HSLA鋼的斷裂行為為穿晶準解理斷裂，這與文獻[16,34]報道相一致。圖9為0Cu和1.4Cu鋼室溫沖擊斷口形貌。可知，0Cu和1.4Cu鋼沖擊斷口形貌差異明顯：0Cu鋼的沖擊斷裂方式為韌窩的韌性斷裂(圖9a)；而1.4Cu鋼的沖擊斷口形貌則以河流花樣為主，同時存在少量淺小韌窩，其斷裂方式為穿晶準解理斷裂(圖9b)。沖擊斷口附近縱截面觀察結果表明，1.4Cu鋼在沖擊斷裂過程中裂紋擴展的路徑有2種：穿過板條擴展和沿板條界擴展，未觀察到沿晶界擴展現象，如圖10a所示。圖10b為1.4Cu鋼450 ℃回火處理后應變分布圖?？芍?，在小角晶界處(紅色細線，取向差為2°~15°)存在明顯的應力集中。與1.4Cu鋼類似，0Cu鋼的小角度晶界處也存在較明顯的應力集中。在馬氏體合金鋼中，小角度晶界往往為馬氏體板條界。APT實驗結果表明，2種合金鋼板條界處均存在C、Cr、Ni、Mn等合金元素的富集，將會導致應力集中。但與0Cu鋼相比，1.4Cu鋼板條界處還存在大量的富Cu團簇，因此1.4Cu鋼板條界面的應力集中程度更高，這將有利于裂紋在板條界面上富Cu團簇處萌生起裂。圖10c為1.4Cu鋼在沖擊斷裂過程中裂紋的擴展示意圖?？芍鸭y在1.4Cu鋼板條界處萌生(圖10c中藍色星形所示)后，將沿著板條或橫穿板條擴展。Mo元素在板條界面處未偏聚，則相對降低了界面處的結合強度[35]，有利于裂紋沿著板條界擴展(圖10c中綠色箭頭所示)。此外，在板條內析出了富Cu團簇，對基體起到顯著的沉淀強化作用，但不利于基體的沖擊韌性[7]，在驅動力較大時，板條界處萌生的裂紋將能夠橫穿板條擴展[16] (圖10c中紅色箭頭所示)。沖擊斷裂過程中，不僅變形速率快，而且變形驅動力大，因而裂紋的2種擴展形式能夠同時存在。由于馬氏體板條塊是控制沖擊韌性的結構單元，所以，當裂紋沿著或橫穿板條擴展到馬氏體板條塊界時，將會發生偏轉。而后，裂紋的擴展路徑同樣存在著上述2種可能：沿板條或穿過板條擴展(圖10c中綠色和紅色虛線箭頭所示)。

圖9

圖9   0Cu與1.4Cu鋼450 ℃回火處理后的室溫沖擊斷口形貌

Fig.9   Fractographs of 0Cu (a) and 1.4Cu (b) steels tempered at 450 ℃ for 120 min after impact test at room temperature

圖10

圖10   1.4Cu鋼室溫沖擊斷口橫截面的SEM像、應變分布圖和裂紋在板條界面處萌生擴展示意圖

Fig.10   SEM image of the area adjacent to the fracture (a), the strain distribution map (b) and the schematics illustrating the crack propagation initiated at lath boundary (c) of 1.4Cu steel tempered at 450 ℃ for 120 min after Charpy impact test

Color online

為了更好地說明馬氏體鋼中板條組織對合金鋼沖擊性能的影響，Naylor和Blondeau[36]做了細致的研究，并對Griffith理論斷裂強度(σF)做了一定的修正，如式(5)和(6)所示[36]：

式中，E為彈性模量，${?}_{\mathrm{p}}^{}$為馬氏體有效晶粒界面處塑性變形的塑性功，d為有效晶粒尺寸，${?}_{\mathrm{L}}^{\mathrm{\text{'}}}$為板條界面處塑性變形的塑性功，ac為裂紋失穩擴展臨界尺寸，dL為板條寬度。可知，σF與${?}_{\mathrm{p}}^{}$成正比，與d成反比，而${?}_{\mathrm{p}}^{}$正比于${?}_{\mathrm{L}}^{\mathrm{\text{'}}}$。本實驗中2種HSLA鋼的有效晶粒尺寸相同(均為1.9 μm)，因此${?}_{\mathrm{F}}$主要取決于${?}_{\mathrm{L}}^{\mathrm{\text{'}}}$。${?}_{\mathrm{L}}^{\mathrm{\text{'}}}$主要與板條界面處的合金元素分布及應力集中程度有關[37]，當板條界面處富集的合金元素能夠增強界面結合力或界面處的應力集中程度越小時，則會提高${?}_{\mathrm{L}}^{\mathrm{\text{'}}}$。在本工作中，Cu加入后將在板條界面處析出，不僅引起應力集中，同時還阻礙了Mo在板條界面處的偏聚，導致界面結合強度的下降，因此${?}_{\mathrm{L}(\mathrm{1.4}\mathrm{C}\mathrm{u})}^{\text{'}}$<${?}_{\mathrm{L}(\mathrm{0}\mathrm{C}\mathrm{u})}^{\text{'}}$，從而${?}_{\mathrm{F}(\mathrm{1.4}\mathrm{C}\mathrm{u})}^{}$<${?}_{\mathrm{F}(\mathrm{0}\mathrm{C}\mathrm{u})}^{}$，即Cu加入后降低了合金鋼的斷裂強度。合金鋼沖擊過程中是否發生脆性斷裂，主要取決于屈服強度(σys)與σF的高低。當σys>σF時，外應力先達到σF并發生脆斷，沖擊功低；而當σys<σF時，外應力先達到σys，從而導致塑性變形，此時將發生韌性斷裂，沖擊功高。本實驗用HSLA鋼在加入Cu后，一方面Cu使得σF下降，另一方面Cu的加入顯著提高了合金鋼的σys (圖1a)，從而使得σys>σF，并最終導致1.4Cu鋼的脆性斷裂，沖擊功顯著降低。

4 結論

(1) Cu在淬火態HSLA鋼中以固溶態形式存在，而回火處理后，則以富Cu團簇的形式在基體和界面處析出。Cu對回火態HSLA鋼的原始奧氏體晶粒、顯微組織和有效晶粒尺寸均無明顯影響，但對其強度和沖擊韌性影響較大，這和富Cu團簇在基體和界面處的析出有關。

(2) 1.4Cu鋼經450 ℃回火處理后，析出的富Cu團簇尺寸較小(R=1.56 nm)、數量密度較大(NV=1.25×1024 m-3)，獲得了最佳強化效果，其屈服強度比0Cu鋼提高了143 MPa。此時1.4Cu鋼的室溫沖擊功僅為24 J，其沖擊功顯著低于0Cu鋼(127 J)，前者的斷口是以河流花樣為主的準解理脆性斷裂，而后者為韌窩的韌性斷裂。

(3) 板條界處析出的富Cu團簇，一方面會增加應力集中，促進裂紋的萌生；另一方面會抑制Mo元素在板條界上偏聚，降低界面的結合強度，促進了裂紋的擴展。而基體中析出的富Cu團簇，因提升了基體的強度，導致韌性降低，促進了裂紋的擴展。因而，富Cu團簇在板條界面和基體的析出是導致含Cu的HSLA鋼沖擊性能下降的主要原因。

來源--金屬學報