热轧双相钢的疲劳失效机理研究.pdf

热轧双相钢的疲劳失效机理研究 ① 徐浩浩， 许晓嫦， 张 永 （中南大学 材料科学与工程学院，湖南 长沙 ４１００８３） 摘 要 根据部分轮辐用热轧双相钢在模拟服役过程中多处发生开裂的问题，利用金相显微镜、扫描电镜等相关实验手段，对失效 部位及原材料进行了深入研究。 结果表明，造成轮辐用热轧双相钢疲劳失效的主要原因是① 样品心部马氏体粒子尺寸较大，数 目较少，呈块状，宽度介于 ２～１０ μｍ，长度介于 ５～１５ μｍ，５ μｍ 以内的马氏体第二相粒子较少，不能为位错移动提供足够的有效障 碍，导致开裂。 ② 样品中存在一定量大尺寸夹杂物，复合 Ａｌ２Ｏ３类夹杂物沿轧制方向排成一排，单个夹杂物尺寸介于 ３～３０ μｍ 之 间。 ③ 板材中存在轻微的混晶现象，最大的晶粒尺寸为 ２０ μｍ，最小的晶粒尺寸只有 ２ μｍ，由于服役过程中变形不协调而引起晶 间应力集中加剧，使得粗晶粒提早产生裂纹。 关键词 热轧双相钢； 马氏体； 夹杂物； 混晶 中图分类号 ＴＧ１１１．９１文献标识码 Ａｄｏｉ１０．３９６９／ ｊ．ｉｓｓｎ．０２５３－６０９９．２０１４．０４．０２９ 文章编号 ０２５３－６０９９（２０１４）０４－０１２２－０６ Ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎ ｏｎ Ｆａｔｉｇｕｅ Ｆａｉｌｕｒｅ Ｍｅｃｈａｎｉｓｍ ｏｆ Ｈｏｔ Ｒｏｌｌｅｄ Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌ ＸＵ Ｈａｏ⁃ｈａｏ， ＸＵ Ｘｉａｏ⁃ｃｈａｎｇ， ＺＨＡＮＧ Ｙｏｎｇ （Ｃｏｌｌｅｇｅ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ， Ｃｅｎｔｒａｌ Ｓｏｕｔｈ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ， Ｃｈａｎｇｓｈａ ４１００８３， Ｈｕｎａｎ， Ｃｈｉｎａ） Ａｂｓｔｒａｃｔ Ｉｎ ｖｉｅｗ ｏｆ ｐｒｏｂｌｅｍｓ ｏｆ ｓｅｖｅｒａｌ ｃｒａｃｋｓ ｆｏｒｍｅｄ ｉｎ ｔｈｅ ｈｏｔ ｒｏｌｌｅｄ ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ ｓｔｅｅｌ ｆｏｒ ｓｐｏｋｅｓ ｄｕｒｉｎｇ ｔｈｅ ｓｉｍｕｌａｔｅｄ ｓｅｒｖｉｃｅ， ｄｅｅｐ ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｓ ｏｎ ｃｒａｃｋｉｎｇ ｐａｒｔｓ ａｎｄ ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｗｅｒｅ ｍａｄｅ ｂｙ ｍｅａｎｓ ｏｆ ＯＭ， ＳＥＭ ａｎｄ ｓｏ ｏｎ． Ｔｈｅ ｒｅｓｕｌｔｓ ｓｈｏｗｅｄ ｔｈａｔ ｒｅａｓｏｎｓ ａｒｅ ａｓ ｆｏｌｌｏｗｓ ① Ｔｈｅ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ ｐａｒｔｉｃｌｅｓ ｉｎ ｔｈｅ ｃｏｒｅ ｏｆ ｔｈｅ ｓｐｅｃｉｍｅｎ ｗｉｔｈ ｌａｒｇｅｒ ｓｉｚｅ ｉｓ ｉｎ ａ ｓｍａｌｌｅｒ ｎｕｍｂｅｒ， ｆｏｒｍｉｎｇ ｌｕｍｐｓ ｗｉｔｈ ｗｉｄｔｈ ｂｅｔｗｅｅｎ ２ ～ １０ μｍ ａｎｄ ｌｅｎｇｔｈ ｂｅｔｗｅｅｎ ５ ～ １５ μｍ． Ｔｈｅｒｅ ａｒｅ ｆｅｗ ｓｅｃｏｎｄ⁃ｐｈａｓｅ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ ｐａｒｔｉｃｌｅｓ ｏｆ ｌｅｓｓ ｔｈａｎ ５ μｍ ｓｏ ｔｈａｔ ｔｈｅｙ ｃａｎ′ｔ ｐｒｏｖｉｄｅ ｅｎｏｕｇｈ ａｎｄ ｅｆｆｅｃｔｉｖｅ ｂａｒｒｉｅｒｓ ａｇａｉｎｓｔ ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ ｍｏｖｅｍｅｎｔ， ｒｅｓｕｌｔｉｎｇ ｉｎ ｃｒａｃｋｉｎｇ． ② Ｔｈｅｒｅ ａｒｅ ａ ｃｅｒｔａｉｎ ａｍｏｕｎｔ ｏｆ ｌａｒｇｅ ｉｎｃｌｕｓｉｏｎｓ ｉｎ ｔｈｅ ｓｐｅｃｉｍｅｎ． Ｃｏｍｐｏｕｎｄ Ａｌ２Ｏ３ ｉｎｃｌｕｓｉｏｎｓ ａｒｅ ｉｎ ａ ｒｏｗ ａｌｏｎｇ ｔｈｅ ｒｏｌｌｉｎｇ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ， ｗｉｔｈ ｓｉｚｅ ｂｅｔｗｅｅｎ ３ ～ ３０ μｍ ｆｏｒ ｓｉｎｇｌｅ ｉｎｃｌｕｓｉｏｎ． ③ Ｍｉｎｏｒ ｍｉｓｃｈｃｒｙｓｔａｌ ｐｈｅｎｏｍｅｎｏｎ ｅｘｉｓｔｓ ｉｎ ｔｈｅ ｐｌａｔｅｓ． Ｔｈｅ ｇｒａｉｎ ｓｉｚｅ ｉｓ ｂｅｔｗｅｅｎ ２０ μｍ ａｎｄ ２ μｍ． Ｂｅｃａｕｓｅ ｔｈｅ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ａｎｄ ｉｎｃｏｏｒｄｉｎａｔｉｏｎ ｉｎｔｅｎｓｉｆｙ ｔｈｅ ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ ｓｔｒｅｓｓ ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ ｄｕｒｉｎｇ ｔｈｅ ｓｅｒｖｉｃｅ， ｃｒａｃｋｓ ｏｃｃｕｒ ｅａｒｌｙ ｉｎ ｔｈｅ ｃｏａｒｓｅ ｇｒａｉｎｓ． Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ ｈｏｔ ｒｏｌｌｅｄ ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ ｓｔｅｅｌ； ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ； ｉｎｃｌｕｓｉｏｎｓ； ｍｉｓｃｈｃｒｙｓｔａｌ 出于节能、减耗、环保的考虑，机动车轻量化已经 成为必然趋势。 在已开发的先进高强度钢中，双相钢 逐渐成为机动车冲压件用材料的首选［１－３］。 通常，双 相钢含有较低的 Ｃ，Ｍｎ， Ｓｉ， Ｃｒ 等元素，有时还含有 Ｎｂ 或 Ｂ。 双相钢的显微组织是 ２０％～２５％的硬质马氏 体粒子分散在质软、延展性较好的铁素体基体上。 此 外，根据淬火冷却速率的不同，组织中还可能含有少量 其它相，如残余奥氏体、新形成的铁素体、珠光体和贝 氏体等［４］。 双相钢初始加工硬化率主要与软基体上 分布着硬的第二相有关，这种显微组织可以确保材料 较高的抗拉强度、较低的屈服强度和抑制缩颈。 因此， 该类钢具有良好的成形性能［５］。 诸多研究表明［６－７］，双相钢的强塑性主要取决于 马氏体含量，其它影响材料性能的因素还包括马氏体 组分、铁素体合金含量、残余奥氏体和铁素体新相含 量。 Ｓｈｅｎ 等人［８］利用 ＳＥＭ 观察材料拉伸并得出结 论双相钢应变阶段，铁素体和马氏体粒子应变分布不 均匀。 最近，Ｋａｎｇ 等人［９］利用数字图像相关法测定了 双相钢的显微应变分布和损伤，表明铁素体相的应变 不均匀性取决于马氏体。 实际上，在铁素体基体上分 布着 ３ 种相① 大尺寸（＞４ μｍ）马氏体晶粒；② 中尺 寸（１～２ μｍ）的无机非金属夹杂物，如 Ａｌ２Ｏ３或硫化锰 ①收稿日期 ２０１４－０１－２４ 基金项目 长沙市科技计划资助项目（Ｋ１２０７０１９－１１） 作者简介 徐浩浩（１９８８－），女，山东临沂人，硕士研究生，主要研究金属强韧化。 作者简介 许晓嫦（１９６３－），女，湖南湘乡人，教授，主要从事金属强韧化研究。 第 ３４ 卷第 ４ 期 ２０１４ 年 ０８ 月 矿 冶 工 程矿 冶 工 程 ＭＩＮＩＮＧ ＡＮＤ ＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＬ ＥＮＧＩＮＥＥＲＩＮＧ Ｖｏｌ．３４ №４ Ａｕｇｕｓｔ ２０１４ 等；③ 小尺寸（纳米级）碳化物粒子。 马氏体第二相可 以提高材料的强度；无机非金属夹杂物对材料的加工 和原材料的性能都是非常不利的；碳化物粒子能够通 过阻碍位错移动来提高材料强度。 在分析双相钢失效 机理时必须综合考虑以上 ３ 种相［１０］。 本文针对某公司生产的卡车用轮辐在实验室模拟 服役过程中有 ２‰发生疲劳失效的现象，通过反复对 比和筛选，从失效样品中选取开裂最严重的样品进行 详细研究。 针对轮辐用热轧双相钢在服役过程中多处 开裂的现象，根据发生开裂的不同原因及开裂的严重 程度，从中选取三处最具有代表性的典型断口，深入分 析马氏体粗大第二相、非金属夹杂物及铁素体基体混 晶组织对热轧双相钢疲劳失效的影响，并进一步对开 裂机理进行了探讨。 １ 实验材料和方法 本实验所用材料为热轧双相钢，主要化学成分如 表 １ 所示。 表 １ 热轧双相钢的化学成分（质量分数） ／ ％ ＣＭｎＳｉＣｒＡｌＰＳ ０．１２１．４０．３０．８０．０５≤０．０５≤０．０１ 取同批次尺寸为 １４ ｍｍ１０ ｍｍ４ ｍｍ 的热轧板 材样品，先后进行粗磨、细磨、抛光，用体积分数为 ４％ 的硝酸酒精溶液腐蚀表面并进行组织观察。 在疲劳失 效处截取断口试样。 利用 ＯＭ 检测组织，利用 ＳＥＭ 和 ＥＤＳ 检测断口形貌及化学成分，以及断口附近表面夹 杂物种类、形貌、尺寸。 ２ 实验结果 ２．１ 板材显微组织观察 图１ 为板材样品的金相照片，组织以铁素体（白色） ＋马氏体（深灰色）为主。 铁素体为体心立方结构，马氏 体为体心正方结构［１１］。 根据国标 ＧＢ／ Ｔ ６３９４－２００２金 属平均晶粒度测定法，计算得到样品近表面、心部晶粒 度级别分别为 １３ 级、１２ 级。 此外，组织中存在混晶现 象，如图 １（ｃ）中最大的晶粒尺寸为 ２０ μｍ（箭头所示）， 最小的晶粒尺寸只有 ２ μｍ（圆圈所示）。 这是因为在钢 的热轧过程中，各部位的塑性变形程度不一致，或在奥 氏体的部分再结晶区即终止塑性加工。 样品近表面、心部的马氏体粒子形貌、尺寸也存在 较大差异。 表面和心部的马氏体体积分数都为 １８％ ５％，但近表面马氏体粒子呈长条状，宽度介于 ２ ～ ５ μｍ，长度介于 ２～１０ μｍ，１０ μｍ 以上的马氏体粒子很 少；心部马氏体粒子呈块状，宽度介于 ２～１０ μｍ，长度 介于 ５～１５ μｍ，５ μｍ 以内的马氏体第二相粒子较少。 图 １ 样品金相照片 （ａ）、（ｂ）表面至１／４ 近表面处的金相照片；（ｃ）、（ｄ）样品心部的金相照片 ２．２ 板材中夹杂物 典型夹杂物及对应能谱如图 ２ 所示。 图 ２（ａ）中， 根据能谱图，推断是白云石或镁质炉衬材料（ＭｇＯ Ａｌ２Ｏ３）在熔池中与钙铝酸盐（ＣａＯＡｌ２Ｏ３）共生形成的 复合 Ａｌ２Ｏ３类夹杂物，其沿轧制方向排成一排，单个夹 杂物尺寸介于 ３～３０ μｍ，最大的 Ａｌ２Ｏ３类夹杂物为 ２８ μｍ。 图 ２（ｂ）为较大的纯硅夹杂物，尺寸为 ２０ μｍ。 从 图中可明显观察到纯 Ｓｉ 夹杂物周围存在空隙，主要是 该夹杂物在热轧过程中从基体脱落所致。 Ｓｉ 是一种比 Ｆｅ、Ｍｎ 更强的脱氧剂，极易与氧气反应，因此在钢中极 少出现纯硅夹杂。 但由于钢液搅拌不均匀，致使添加的 脱氧剂 Ｓｉ 被钢液包埋，造成硅类夹杂。 此外，样品中还 有 ５ μｍ 左右的复合硅酸盐类、硫化物类夹杂物。 图 ２ 板材中典型夹杂物能谱照片 （ａ） 复合 Ａｌ２Ｏ３夹杂物； （ｂ）纯硅夹杂物 ３２１第 ４ 期徐浩浩等 热轧双相钢的疲劳失效机理研究 ２．３ 开裂轮辐外观检查 疲劳失效轮辐如图 ３ 所示。 图中各方框所示均为 服役过程形成的裂纹，标号 １＃、２＃、３＃为轮辐上 ３ 条最 长裂纹。 裂纹的取向有两种，一种如 １＃所示，沿轮辐 凸面开裂，凸面弯曲度数大约在 ３５～４０，裂纹沿轮辐 的法线方向开裂，长度约 ４３ ｍｍ；另一种是如标号 ２＃、 ３＃所示，沿轮辐的凹面两个相邻小凸面之间，弯曲度数 大约在 ２０～３０的圆周位置，裂纹沿轮辐的切线方向 扩展，长度介于 ３０～３５ ｍｍ。 宏观上看，各处断口比较 平整、呈颗粒状，肉眼能够看到清晰的放射棱，断口呈 现暗灰色。 资料表明［１２］，该种脆性断裂属于沿晶脆 断，晶界上夹杂物、沉淀物聚集、成分偏析、晶间腐蚀、 过烧等原因导致晶界结合力较低，低于晶内结合力，裂 纹沿晶界扩展。 图 ３ 开裂轮辐形貌图 ２．４ 轮辐断口微观扫描 为进一步分析轮辐用钢疲劳失效原因，分别做了 上述 ３ 处断口的形貌分析和能谱分析。 ２．４．１ １＃断口扫描 图 ４ 为 １＃断口的扫描电镜照片， 主裂纹源局部放大图如 ４（ｂ）所示，裂纹起源于表面， 有清晰的放射棱，裂纹呈扇形扩展。 瞬断区不明显，是 由于韧性较差，裂纹扩展阻力很小，导致行程较大。 由 于在表面起源区没有观察到夹杂物，推断裂纹起源于 表面缺陷，在加载力作用下在缺陷处产生应力集中。 断口处还存在两个长度分别为 ０．３ ｍｍ 和 ０．６ ｍｍ 的孔 隙（如箭头所示），可能由微孔形核、长大、合并产生， 局部放大图如 ４（ｃ）所示。 这两个细长孔隙作为二次 裂纹起始源，进一步诱发裂纹扩展，图 ４（ｃ）中能清晰 看到由它们引起的撕裂棱（如箭头所示），裂纹通过基 体微区强烈塑性变形连接形成断面。 图 ４（ｄ）为标号 １ 裂纹源区微观形貌，能够清晰看到若干尺寸介于 １０ ～２０ μｍ 的微孔，此外还存在许多 １０ μｍ 内的小微孔。 图 ５ 为 １＃断口典型夹杂物的扫描能谱图，该类夹 杂物主要为复合硫化物类、复合 Ａｌ２Ｏ３类夹杂，两种夹 杂物尺寸均介于 １０～２０ μｍ。 图 ５（ａ）为复合氧化物类 夹杂物，与板材中检测到的复合 Ａｌ２Ｏ３夹杂物（如图 ２ （ａ））属于同种夹杂，该夹杂物尺寸为２０ μｍ。 图５（ｂ） 虽然成分比较复杂，但仍然属于复合 Ａｌ２Ｏ３类夹杂物。 图 ４ １＃断口扫描照片 （ａ） 断口扫描形貌； （ｂ） 标号 １ 处的放大图；（ｃ） 标号 ２ 处的放大图； （ｄ） 标号 １ 处的微观形貌 图 ５ １＃断口扫描能谱照片 １＃断口起裂源主要与表面缺陷有关，扩展区存在 两个长度分别为 ０．３ ｍｍ 和 ０．６ ｍｍ 的孔隙及若干尺寸 介于 １０～２０ μｍ 的微孔是造成裂纹急剧扩展的主要 原因。 ２．４．２ ２＃断口扫描 图 ６ 为 ２＃断口扫描图片。 由于 ２＃断口附近经历多次冲压，所以承受的内应力较大，引 起应力集中，从而导致开裂。 裂纹起源于内部，根据人 字纹的走向，可知裂纹起源于图 ６（ｃ）标号 １ 处，其局 部放大图如图 ６（ｃ）所示，其成分能谱图如图 ７（ａ）所 示。 裂纹走向如箭头所示，当裂纹延伸到标号 ２ 时，出 ４２１矿 冶 工 程第 ３４ 卷 现了一较小的裂纹分支，表明该区域存在严重缺陷或 较强的局部应力集中，图 ６（ａ）中标号 ２ 的局部放大图 如图 ６（ｄ）所示，其能谱如图 ７（ｂ）所示。 裂纹沿箭头 扩展到图 ６（ｂ）时出现两条较大分支，分别如标号 ３、４ 所示，均沿裂纹走向扩展到材料表面。 其中一条分支 如图 ６（ｂ）中标号 ４ 所示，在其附近的断面区域能谱图 如图 ７（ｃ）所示。 图 ６ ２＃断口扫描照片 （ａ）、（ｂ）宏观形貌图；（ｃ）标号 １ 局部放大图；（ｄ）标号 ２ 局部放大图 图 ７ ２＃断口扫描电镜能谱照片 ２＃断口典型区域扫描电镜能谱结果如图 ７ 所示。 图 ７（ａ）为裂纹起始源区，主要含有 Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ 等元素，其中 Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｒ 元素含量较高，起裂源区夹杂 由于 ２＃断口附近经历多次冲压，承受较大应力。 样品 内部存在若干大尺寸夹杂物，引起应力集中，进而导致 开裂。 裂纹起源于样品内部，起裂源为富含 Ｔｉ、Ｓｉ、Ａｌ 等除渣剂的大尺寸夹杂物，夹杂物尺寸为 ３００ μｍ。 ２．４．３ ３＃断口扫描 ３＃断口扫描电镜照片如图 ８ 所 示。 ３＃断口附近同样经历多次冲压，存在较大的内应 力。 ３＃断口有多个起裂源，均起裂于表面，裂纹扩展方 向如箭头所示。 图 ８（ａ）断口清晰，箭头起点为疲劳源 区，箭头终点为清晰的圆弧形瞬断区。 在图 ８（ａ）的标 号 １ 还可看到若干裂纹，裂纹均从表面延伸到近表面。 图 ８（ｂ）中有一较小的起裂源，行程较大，撕裂棱粗大。 ３ 个区域的区分不明显，表明材料韧性较差。 从图 ８ （ｃ）中有两个明显的起裂源，分别如标号 １、２ 所示。 标号 ２ 附近有一条极深的裂纹，从表面贯穿至样品心 部，并继续扩展。 标号 ３ 所示为肉眼可见的裂纹。 图 ８（ｄ）为一较大的起裂源，裂纹从表面延伸到近表面。 图 ８（ｅ）中有若干极深的二次裂纹，表明在外力作用 下，沿铁素体晶界形成了大量微孔，微孔进一步长大、 合并、发展为二次裂纹。 图 ８（ｆ）为韧窝组织，为典型 的细晶组织脆断形貌。 图 ８ ３＃断口扫描照片 ５２１第 ４ 期徐浩浩等 热轧双相钢的疲劳失效机理研究 由图 ９ 中 ３＃断口扫描电镜能谱照片可以看出，由 于氧化严重，各能谱图中 Ｃ、Ｏ 含量普遍较高。 此外， 能谱图中全部所含元素 Ｃｒ、Ｍｎ 为基体成分。 从图中 可明显看到多条二次裂纹。 ３＃断口发生多处开裂，除了附近区域经历多次冲 压，承受较大内应力外，主要还与其比较疏松的内部组 织有关。 图 ９ ３＃断口扫描能谱照片 ３ 讨 论 ３．１ 马氏体的影响 根据 Ｋｉｍ 和 Ｔｈｏｍａｓ［１３］描述双相钢的失效行为， 由于铁素体的流变强度远远低于马氏体的，所以塑性 变形首先从质软的铁素体开始，而马氏体仍然保持弹 性状态。 铁素体的塑性变形受到相邻的马氏体的阻 碍，使得在铁素体中堆积的应力集中增加。 因而铁素 体基体中的局部变形或应力集中导致基体以解理或微 孔形核与合并的形式开裂。 Ｓｕｈ 等人［１４］通过原位 ＳＥＭ 观察也发现微裂纹形成于严重变形的铁素体基 体而不是马氏体粒子。 双相钢失效主要与微孔形成有 关，这已经在较高局部应变的颈区得到证实，断裂的主 要形式就是微孔的合并。 本研究中，样品表面和心部的马氏体体积分数都 为 １８％５％。 但马氏体粒子尺寸和形貌差别较大，样 品近表面马氏体粒子呈长条状，宽度介于 ２～５ μｍ，长 度介于 ２～１０ μｍ，１０ μｍ 以上的马氏体粒子很少，马 氏体粒子总数较多；样品心部马氏体粒子呈块状，宽度 介于 ２～１０ μｍ，长度介于 ５～１５ μｍ，５ μｍ 以内的马氏 体第二相粒子较少，马氏体粒子总数较少。 Ｔｈｏｍａｓ［６］ 研究表明，在软质基体上分布的细小而质硬的第二相， 能够为位错移动提供更多的有效障碍，而当第二相粒 子尺寸较大时，所形成的微孔尺寸也较大，而且更容易 生长、合并，以致开裂。 ３．２ 夹杂物的影响 许多文献都涉及两相粒子的微孔形核的应变和界 面强度［１５－１９］。 一般来说，界面强度越低，微孔形核更 容易。 实验测定的微孔形核应变和计算的界面强度 （σｆ）按下列顺序增加无机非金属夹杂物（σｆ＝ １．１～ １􀆱 ４ ＧＰａ），碳化物粒子（σｆ＝１．２～２．０ ＧＰａ）和马氏体粒 子（σｆ＝ ２．４～２．５ ＧＰａ）。 这与不同分散相的界面结构 相吻合。 无机非金属夹杂物的较低的微孔形核应变与 预制裂纹及弱键合界面有关。 板材中夹杂物以复合 Ａｌ２Ｏ３类、硅类夹杂为主。 复合 Ａｌ２Ｏ３类夹杂物尺寸介于 ３～３０ μｍ 之间。 视场 中最大的复合 Ａｌ２Ｏ３夹杂物为 ２８ μｍ。 无机非金属夹 杂物的微孔形核应变较低［２０］，尤其是尺寸较大的夹杂 物，在外力作用下极易沿夹杂物尖端形成微孔，并进一 步长大、合并、扩展，甚至发生断裂。 Ａｌ２Ｏ３是一种脆性夹杂，在钢液中表面张力很大， 易结合成比较稳定的微粒群集聚合物，在热加工后往 往沿轧向破碎呈若干排成一行的粒子。 炉渣对 Ａｌ２Ｏ３ 夹杂物的吸收能力与其组分有关。 可将 ＣａＯ／ Ａｌ２Ｏ３ 控制在 １．７～１．８，使炉渣组分介于 Ｃａ 的饱和区和低熔 点区。 通过降低 Ａｌ２Ｏ３的活性或炉渣温度，促进 Ａｌ２Ｏ３ 的运输，从而提高炉渣对 Ａｌ２Ｏ３的吸收能力。 而且，当 ＣａＯ／ Ａｌ２Ｏ３＝１．７ 时，含氧量最低［２１］。 然而，氧浓度降 低时严重影响脱磷，因此在氧气顶吹转炉之前的预处 理中就需进行脱磷。 至于纯硅夹杂物，在脱氧剂的加 入过程中应加大吹氩力度，使钢液中氧与脱氧剂充分 反应。 ３．３ 混晶的影响 板材中近表面和心部的晶粒级别分别为 １２ 级、１３ 级，存在混晶现象，以样品心部组织为例（图 １（ｃ））， 最大的晶粒尺寸为 ２０ μｍ，最小的晶粒尺寸只有 ２ μｍ。 混晶对钢材的力学性能，尤其是低温冲击韧性的 危害最大，对强度和延伸率的影响倒不是很大。 外力 作用下，粗晶区位错首先开动，但细晶区位错机制没有 开动，当位错滑移到粗晶和细晶的晶界之间时就会受 到阻碍，这种变形的不协调使晶间应力集中加剧，粗晶 粒提早产生裂纹，导致材料失效。 ４ 结 论 １） 样品表面和心部的马氏体体积分数都为 １８％ ５％。 但近表面马氏体粒子尺寸较小，数目较多。 样 品心部马氏体粒子尺寸较大，数目较少。 相同体积分 数下，当马氏体粒子尺寸较粗大时，数量就会减少，不 能为位错移动提供足够的有效障碍，因此外力作用下 容易导致开裂。 ２） 样品中存在一定量大尺寸夹杂物。 复合 Ａｌ２Ｏ３ 类夹杂物沿轧制方向排成一排，单个夹杂物尺寸介于 ３～３０ μｍ 之间，视场中最大的复合 Ａｌ２Ｏ３夹杂物为 ２８ μｍ。 断口表面还检测到尺寸大于 ２００ μｍ 的夹渣。 夹 杂物微孔形核应变较低，在外力作用下极易沿夹杂物 ６２１矿 冶 工 程第 ３４ 卷 尖端形成微孔，并进一步长大、合并，甚至发生断裂。 ３） 板材中近表面和心部的晶粒级别分别为 １２ 级、１３ 级，存在严重的混晶现象，当位错滑移到粗晶和 细晶的晶界之间时就会受到阻碍，这种变形的不协调 造成晶间应力集中加剧，使得粗晶粒提早产生裂纹，导 致材料失效。 ４） １＃断口起裂源主要与表面缺陷有关，扩展区存 在两个长度分别为 ０．３ ｍｍ 和 ０．６ ｍｍ 的孔隙及若干尺 寸介于 １０～２０ μｍ 的微孔是造成裂纹大幅扩展的主要 原因。 ２＃、３＃断口附近都经历多次冲压，承受较大应 力。 ２＃内部存在若干大尺寸夹杂物，引起应力集中，进 而导致开裂。 裂纹起源于样品内部，起裂源为富含 Ｔｉ、Ｓｉ、Ａｌ 等除渣剂的大尺寸夹杂物，夹杂物尺寸为 ３００ μｍ。 ３＃断口与其比较疏松的内部组织有关。 参考文献 ［１］ Ｚｈａｎｇ Ｘ Ｑ， Ｃｈｅｎ Ｇ Ｌ， Ｚｈａｎｇ Ｙ Ｓ． Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓ ｏｆ Ｅｌｅｃｔｒｏｄｅ Ｗｅａｒ ｉｎ Ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ Ｓｐｏｔ Ｗｅｌｄｉｎｇ Ｄｕａｌ⁃Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌｓ［Ｊ］． Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ＆ Ｄｅ⁃ ｓｉｇｎ，２００８，２９（１）２７９－２８３． ［２］ Ｃｏｒｕｓ． Ｐｒｏｄｕｃｔ Ｃａｔａｌｏｇｕｅ ＤＰ６００ Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ［Ｍ］． Ｓｏｕｔｈ Ｗａｌｅｓ Ｇｅｎｅｒａｌ Ｉｎｆｏｒｍａｔｉｏｎ， ２００９． ［３］ Ａｒｃｅｌｏｒ Ｍｉｔｔａｌ． Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ Ｗｏｒｌｄｗｉｄｅ， Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ ａｎｄ Ｃｏｍｐｌｅｘ Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌｓ， Ｖｅｒｙ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌｓ Ｅｕｒｏｐｅａｎ Ｅｄｉｔｉｏｎ［Ｍ］． Ｌｕｘ⁃ ｅｍｂｏｕｒｇ ＡＲＣＥＬＯＲ ＭＩＴＴＡＬ， ２００８． ［４］ Ｋｏｔｔ Ｒ Ａ， Ｍｏｒｒｉｓ Ｊ Ｗ． Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ ｓｔｅｅｌｓ ［Ｍ］． Ｎｅｗ ＹｏｒｋＡＩＭＥ，１９７９． ［５］ Ｅｌ⁃Ｓｅｓｙ， Ｅｌ⁃Ｂａｒａｄｉｅ Ｚ Ｍ． Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ ｃａｒｂｏｎ ａｎｄ／ ｏｒ ｉｒｏｎ ｃａｒｂｉｄｅ ｏｎ ｔｈｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｄｕａｌ⁃ｐｈａｓｅ ｓｔｅｅｌｓ［Ｊ］． Ｉ Ａ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｌｅｔ⁃ ｔｅｒｓ，２００２， ５７（３）５８０－５８５． ［６］ Ｋｏｔｔ Ｒ Ａ， Ｂｒａｍｆｉｔｔ Ｂ Ｌ． Ｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｓ ｏｆ ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ ｓｔｅｅｌｓ［Ｍ］． Ｎｅｗ ＹｏｒｋＡＩＭＥ， １９８１． ［７］ Ｄａｖｅｎｐｏｒｔ Ａ Ｔ． Ｆｏｒｍａｂｌｅ ＨＳＬＡ ａｎｄ ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ ｓｔｅｅｌｓ［Ｍ］． Ｎｅｗ Ｙｏｒｋ ＡＩＭＥ， １９７９． ［８］ Ｓｈｅｎ Ｈ Ｐ， Ｌｅｉ Ｔ Ｃ， Ｌｉｕ Ｊ Ｚ． Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｉｃ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃ⁃ｆｅｒｒｉｔｉｃ ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ ｓｔｅｅｌｓ． Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏ⁃ ｇｙ［Ｊ］ ． １９８６，１（２）２８－３３． ［９］ Ｋａｎｇ Ｊ， Ｏｓｏｓｋｏｖ Ｙ， Ｅｍｂｕｒｙ Ｊ Ｄ， ｅｔ ａｌ． Ｄｉｇｉｔａｌ ｉｍａｇｅ ｃｏｒｒｅｌａｔｉｏｎ ｓｔｕｄｉｅｓ ｆｏｒ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｉｃ ｓｔｒａｉｎ ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ ａｎｄ ｄａｍａｇｅ ｉｎ ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ ｓｔｅｅｌｓ［Ｊ］． Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ．２００７，５６（１１）９９９－１００２． ［１０］ Ｋａｄｋｈｏｄａｐｏｕｒ Ｊ， Ｂｕｔｚ Ａ， Ｚｉａｅｉ⁃Ｒａｄ Ａ， ｅｔ ａｌ． Ａ ｍｉｃｒｏ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｓｔｕｄｙ ｏｎ ｆａｉｌｕｒｅ ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ ｏｆ ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ ｓｔｅｅｌｓ ｕｎｄｅｒ ｔｅｎｓｉｏｎ ｕｓｉｎｇ ｓｉｎｇｌｅ ｃｒｙｓｔａｌ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ ｍｏｄｅｌ［Ｊ］． Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ， ２０１１，２７（７）１１０３－１１２５． ［１１］ Ｚｈａｎｇ Ｘ Ｑ， Ｃｈｅｎ Ｇ Ｌ， Ｚｈａｎｇ Ｙ Ｓ． Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓ ｏｆ Ｅｌｅｃｔｒｏｄｅ Ｗｅａｒ ｉｎ Ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ Ｓｐｏｔ Ｗｅｌｄｉｎｇ Ｄｕａｌ⁃Ｐｈａｓｅ Ｓｔｅｅｌｓ［Ｊ］． Ｍａｔｅｒ Ｄｅｓ， ２００８，２９（１）２７９－２８３． ［１２］ 钟群鹏，赵子华． 断口学［Ｍ］． 北京高等教育出版社，２００６． ［１３］ Ｋｉｍ Ｎ Ｊ， Ｔｈｏｍａｓ Ｇ． Ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ ｏｎ ｔｈｅ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｂｅｈａｖ⁃ ｉｏｒ ｏｆ ａ ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ Ｆｅ／２Ｓｉ／０．１Ｃ ｓｔｅｅｌ［Ｊ］． Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ａ，１９８１（１２） ４８３－４８９． ［１４］ Ｓｕｈ Ｄ， Ｋｗｏｎ Ｄ， Ｌｅｅ Ｓ， ｅｔ ａｌ． Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ ｄｅｐｅｎｄｅｎｃｅ ｏｆ ｍｉｃｒｏ ｆｒａｃ⁃ ｔｕｒｅ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｉｎ ａ ｄｕａｌ⁃ｐｈａｓｅ ｈｉｇｈ⁃ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｌｏｗ⁃ａｌｌｏｙ ｓｔｅｅｌ［Ｊ］． Ｍｅｔ⁃ ａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ，１９９７，Ａ（２８）５０４－５０９． ［１５］ Ｑｉｕ Ｈ， Ｍｏｒｉ Ｈ， Ｅｎｏｋｉ Ｍ， ｅｔ ａｌ． Ｅｖａｌｕａｔｉｏｎ ｏｆ ｄｕｃｔｉｌｅ ｆｒａｃｔｕｒｅ ｏｆ ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ ｓｔｅｅｌｓ ｂｙ ｍｉｃｒｏｖｏｉｄ ｍｏｄｅｌ［Ｊ］． ＩＳＩＪ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，１９９９，１０ （３９）３５８－３６４． ［１６］ Ｌｅ Ｒｏｙ Ｇ， Ｅｍｂｕｒｙ Ｊ Ｄ， Ｅｄｗａｒｄｓ Ｇ， ｅｔ ａｌ． Ａ ｍｏｄｅｌ ｏｆ ｄｕｃｔｉｌｅ ｆｒａｃ⁃ ｔｕｒｅ ｂａｓｅｄ ｏｎ ｔｈｅ ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ ａｎｄ ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ ｖｏｉｄｓ［Ｊ］． Ａｃｔａ Ｍｅｔａｌｌｕｒ⁃ ｇｉｃａｌ， １９８１，２９（８）１５０９－１５２２． ［１７］ Ｋｗｏｎ Ｄ． Ｉｎｔｅｒｆａｃｉａｌ ｄｅｃｏｈｅｓｉｏｎ ａｒｏｕｎｄ ｓｐｈｅｒｏｉｄａｌ ｃａｒｂｉｄｅ ｐａｒｔｉｃｌｅｓ． Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａ［Ｊ］． １９８８（２２）１１６１－１１６４． ［１８］ Ｋｏｓｃｏ Ｊ Ｂ， Ｋｏｓｓ Ｄ Ａ． Ｄｕｃｔｉｌｅ ｆｒａｃｔｕｒｅ ｏｆ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｌｙ ａｌｌｏｙｅｄ ｉｒｏｎ⁃ ｙｔｔｒｉａ ａｌｌｏｙｓ［Ｊ］． Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ，１９９３，Ａ（２４）６８１－６８７． ［１９］ Ｐｏｒｕｋｓ Ｐ， Ｙａｋｕｂｔｓｏｖ Ｉ， Ｂｏｙｄ Ｊ Ｄ． Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ⁃ｆｅｒｒｉｔｅ ｉｎｔｅｒｆａｃｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｉｎ ａ ｌｏｗ⁃ｃａｒｂｏｎ ｂａｉｎｉｔｉｃ ｓｔｅｅｌ［Ｊ］． Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ， ２００６， ２３（５４）４１－４５． ［２０］ Ｌｅｅ Ｈ Ｓ， Ｈｗａｎｇ Ｂ， Ｌｅｅ Ｓ， ｅｔ ａｌ． Ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ ａｎｄ ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ ｏｎ ｄｙｎａｍｉｃ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ ｄｕａｌ⁃ｐｈａｓｅ ｓｔｅｅｌｓ ［Ｊ］． Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ａ Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｍｅｔａｌｌｕｒ⁃ ｇｙ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ， ２００４（３５）２３７１－２３８２． ［２１］ Ｙｏｏｎ Ｂ Ｈ， Ｈｅｏ Ｋ Ｈ， Ｋｉｍ Ｊ Ｓ， ｅｔ ａｌ． Ｓｏｈｎ．Ｉｍｐｒｏｖｅｍｅｎｔ ｏｆ ｓｔｅｅｌ ｃｌｅａｎｌｉｎｅｓｓ ｂｙ ｃｏｎｔｒｏｌｌｉｎｇ ｓｌａｇ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ ［ Ｊ］． Ｉｒｏｎｍａｋｉｎｇ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌｍａｋｉｎｇ，２００２，２９（３）２１５－２１８． 􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎􀪎 （上接第 １２１ 页） ［３］ Ｘｉａ Ｙ Ｊ， Ｈｉ Ｄ． Ｓｔｕｄｉｅｓ ｏｎ Ｌｉ⁃Ｍｎ⁃Ｏ ｓｐｉｎｅｌ ｓｙｓｔｅｍ （ｏｂｔａｉｎｅｄ ｆｒｏｍ ｍｅｌｔ⁃ｉｍｐｒｅｇｎａｔｉｏｎ ｍｅｔｈｏｄ） ａｓ ａ Ｃａｔｈｏｄｅ ｆｏｒ ４Ｖ ｌｉｔｈｉｕｍ ｂａｔｔｅｒｉｅｓ［Ｊ］． Ｐｏｗｅｒ Ｓｏｕｒｃｅｓ， １９９８，７４（５）２４－２８． ［４］ Ｊｕｎｇ Ｈａｎ Ｌｅｅ， Ｋｗａｎｇ Ｊｏｏ Ｋｉｍ． Ｓｕｐｅｒｉｏｒ ｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｐｏｒｏｕｓ Ｍｎ２Ｏ３⁃ｃｏａｔｅｄ ＬｉＭｎ２Ｏ４ｔｈｉｎ⁃ｆｉｌｍ ｃａｔｈｏｄｅｓ ｆｏｒ Ｌｉ⁃ｉｏｎ ｍｉｃｒｏｂａｔ⁃ ｔｅｒｉｅｓ［Ｊ］． Ｅｌｅｃｔｒｏｃｈｉｍｉｃａ Ａｃｔａ， ２０１３，１０２１９６－２０１． ［５］ Ｃｕｉ ＹＬ， Ｂａｏ ＷＪ， Ｙｕａｎ Ｚ，ｅｔ ａｌ． Ｃｏｍｐａｒｉｓｏｎ ｏｆ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｓｏｆｔ ｃｈｅｍｉｃａｌ ｒｏｕｔｅｓ ｓｙｎｔｈｅｓｉｓ ｏｆ ｓｕｂｍｉｃｒｏ⁃ＬｉＭｎ２Ｏ４ａｎｄ ｔｈｅｉｒ ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ ｏｎ ｉｔｓ ｅｌｅｃ⁃ ｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ［Ｊ］． Ｊ Ｓｏｌｉｄ Ｓｔａｔｅ Ｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍ， ２０１２，１６１５５１ －１５５９． ［６］ 孙淑英， 张钦辉， 于建国． 尖晶石型 ＬｉＭｎ２Ｏ４的水热合成及锂吸 附性能［Ｊ］． 过程工程学报， ２０１０，１０（５）１８５－１８９． ［７］ 徐金玲． 锂离子电池正极材料镍钴锰酸锂中镍、钴、锰含量测定 ［Ｊ］． 矿冶工程，２０１３（２）１２０－１２２． ［８］ 夏 熙． 二氧化锰的物理、化学性质与其电化学活性的相关（１） ［Ｊ］． 电池， ２００５，３５（６）４３３－４３６． ［９］ 夏 熙， 木合塔尔依米提． γ⁃ＭｎＯ２结构模型现状与 ＥＭＤ 的性 能［Ｊ］． 电池工业， ２００２，７（３）１６９－１７３． ７２１第 ４ 期徐浩浩等 热轧双相钢的疲劳失效机理研究