低合金高強度馬氏體耐磨鋼憑借其較低的合金元素含量、簡單的生產(chǎn)工藝、優(yōu)良的塑性加工性能以及優(yōu)越的強韌性和耐磨性在工程機械領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[1,2,3]。目前對低合金高強度耐磨鋼的研究多側(cè)重于獲得高強度、高韌性和較長使用壽命的綜合效益方面[4,5]。研究發(fā)現(xiàn)，微合金化元素，尤其是Ti、B等元素，已被廣泛應(yīng)用于提高低碳鋼的性能方面[6,7]。雖然微合金化元素Ti的加入能夠產(chǎn)生具有高溫穩(wěn)定性的納米級沉淀物，抑制高溫下奧氏體晶粒的生長，但是不適量地添加Ti，會在連鑄過程中產(chǎn)生微米級Ti沉淀物，引發(fā)解理斷裂[8]。由于微米級Ti沉淀物對鋼的韌性危害很大，國內(nèi)外對控制Ti沉淀物的形成和生長進行了大量研究。Jin等[9]就軌道鋼中微米級TiN析出行為進行了探究，發(fā)現(xiàn)微米級TiN的析出受[Ti]和[N]含量、鋼液過熱度、二次冷卻強度和電磁攪拌強度的影響，這一研究結(jié)果與Fu等[10]關(guān)于不銹鋼中微米級TiN析出行為研究，以及Yan等[11]關(guān)于[Ti]和[N]含量以及Ti/N比值對微米級TiN析出影響的研究結(jié)果相一致，且后者發(fā)現(xiàn)微米級TiN的存在是導(dǎo)致材料存在較差低溫韌性的重要原因。陳凱等[12]則通過研究690合金中微米級TiN發(fā)現(xiàn)，疲勞裂紋從TiN與基體間穿過，從而促進了690合金管內(nèi)的疲勞裂紋萌生和擴展。因微米級TiN對材料韌性帶來的破壞性影響，較多學(xué)者考慮在微合金化過程中用Nb代替Ti，以避免微米級TiN的出現(xiàn)。Hulka等[13]通過在硼微合金鋼中用Nb代替Ti，細化晶粒從而提高材料韌性，保證了材料對脆性斷裂的高抗性，繼而提高耐磨性。Singh等[14]運用V、Nb元素的微合金化作用，使NM500鋼獲得更細的晶粒尺寸、較高的抗拉強度和斷裂韌性，延緩了疲勞裂紋的產(chǎn)生，有效地提高了車輪耐磨鋼的耐磨性。Xie等[15]通過對Nb、B微合金化低碳鋼進行直接淬火回火，使鋼中出現(xiàn)納米級NbC析出物，在細化晶粒的同時成為潛在的位錯增殖位點，從而使鋼獲得900 MPa的高強度和良好的延展性。雖然眾多研究表明，用Nb代替Ti可有效避免微米級TiN的產(chǎn)生，但Ti加入鋼中不僅能形成微米級析出物，還能夠產(chǎn)生納米級沉淀物，其中，納米級沉淀物在耐磨鋼加熱過程中抑制高溫狀態(tài)下晶粒長大的作用無可替代，因而本工作對微米級TiN析出及破碎機制進行研究，以降低其對材料韌性的影響。

本工作對NM500鋼進行拉伸實驗，研究拉伸斷口及斷口剖面微米級TiN在受力狀態(tài)下的破碎機制及其對性能的影響，通過熱力學(xué)理論模擬分析TiN析出規(guī)律，通過基體組織研究分析基體對TiN破碎機制的影響，以期進一步提高材料性能。

實驗材料為厚度75 mm的NM500鋼板，經(jīng)900 ℃淬火處理，采用直讀光譜儀ARL4460測出其主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為: C 0.28, Mn 0.84, P 0.009, S 0.0018, Si 0.27, Ni+Cr+Cu 1.33, Al+B 0.037, Ti 0.0199, N 0.0035, Fe余量，測試精密度符合GB/T 4336-2016《碳素鋼和中低合金鋼多元素含量的測定 火花放電原子發(fā)射光譜法(常規(guī)法)》精密度要求。在鋼板厚度方向上取試樣，根據(jù)GB/T 228.1-2010《金屬材料拉伸試驗第1部分:室溫試驗方法》要求，制成標(biāo)距為25 mm、直徑為5 mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣。拉伸實驗在SANS CMT5105電子萬能試驗機上進行，實驗溫度為24 ℃。用Quanta 250 FEG掃描電子顯微鏡(SEM)觀察斷口形貌，用INCA-ENERGY能譜分析儀(EDS)對斷口處夾雜物進行分析。將斷口沿中軸線剖開，剖面拋光后用SEM對組織及夾雜物分布進行觀察。取鋼板厚度中心平行于軋制方向位置試樣經(jīng)10%高氯酸酒精溶液(體積分?jǐn)?shù))雙噴電解減薄后采用JEM-2100F透射電鏡(TEM)觀察馬氏體板條、碳化物形態(tài)。利用試樣成分進行Thermo-Calc熱力學(xué)理論分析，采用TCFE7鐵基數(shù)據(jù)庫，計算在1300~1600 ℃ NM500鋼中各熱力學(xué)平衡相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)隨溫度的變化關(guān)系。取鋼板厚度1/4和厚度中心處試樣，采用電解拋光和氬離子拋光制備電子背散射衍射(EBSD)試樣，EBSD表征在配備Oxford-HKL EBSD系統(tǒng)的Ultra 55型場發(fā)射掃描電鏡上進行，其中掃描步長為0.5 μm，工作電壓為20 kV，EBSD數(shù)據(jù)采用HKL Channel 5軟件進行處理，旨在獲得NM500鋼組織中馬氏體的晶界特征、晶粒取向、局部應(yīng)變配分等定量信息。

在SANS CMT5105電子萬能試驗機上進行拉伸實驗，測得NM500鋼的抗拉強度為1434 MPa，屈服強度為1226 MPa，斷后伸長率為8.0%，斷面收縮率為32.7%。NM500鋼試樣拉伸斷口的SEM像如圖1所示。由圖1a可觀察到，斷口上存在多個解理斷裂小斷裂面和一些河流狀花樣，在各小斷裂面間存在撕裂脊。此外，斷口韌窩密集，分布不規(guī)則，且存在少量長短不一、方向各異的二次裂紋。此類斷口微觀形貌特征表明，斷口以延性撕裂脊、穿晶解理面和穿晶延性韌窩撕裂為特征，斷裂機制為混合模式，其中微空隙結(jié)合產(chǎn)生的韌性韌窩組成了斷口表面主體部分，而解理面較少[16]。斷裂以穿晶方式發(fā)生。

從圖1b的微觀形貌可觀察到，在視野中存在較多的黑色規(guī)則缺陷，此類缺陷分布密集，其周圍韌窩較淺、尺寸小，在黑色缺陷周圍并沒有圖1a中復(fù)雜排列的大尺寸分層及二次裂紋形貌，根據(jù)Nohava等[17]對二次裂紋的分析發(fā)現(xiàn)，二次裂紋在大角度扭轉(zhuǎn)晶界截留，且二次裂紋的存在分散了裂紋尖端的應(yīng)力集中和主裂紋擴展應(yīng)力，延緩了裂紋的擴展。由此推斷，在圖1b中因受到黑色規(guī)則缺陷的影響，缺陷附近韌性較差，可能是拉伸斷裂開始處。因此，對此類缺陷進行進一步研究。

圖1c和d為斷口上規(guī)則缺陷的SEM像，可以看出這些規(guī)則缺陷為夾雜物。由圖可知，夾雜物長約5 μm，在斷面上呈現(xiàn)規(guī)則幾何形貌，斷口上的夾雜物全部破碎，在內(nèi)部形成微裂紋。斷面上夾雜物形貌分為2類，第一類TiN處于斷口表面，自身處于撕裂脊上(圖1c)；第二類TiN處于深韌窩底部(圖1d)。對圖1c中規(guī)則夾雜物進行EDS分析，如圖2所示。發(fā)現(xiàn)在缺陷處的Ti和N含量較高，判斷此類規(guī)則夾雜物為TiN夾雜。根據(jù)Kang等[18]的研究發(fā)現(xiàn)，隨著Ti含量的增加，TiN團簇的大小和數(shù)量增加，試樣的局部應(yīng)力集中增加，導(dǎo)致試樣的抗拉強度和伸長率均急劇下降。毫無疑問，斷口面上數(shù)量較多的團簇的微米級TiN在受外力時破碎，必然對材料的韌性產(chǎn)生了一定的影響。

拉伸試樣內(nèi)部距拉伸斷口越近，所受拉應(yīng)力越大，因此將拉伸試樣斷口沿中軸線剖開，觀察剖面上TiN的形貌。圖3為NM500鋼試樣經(jīng)硝酸酒精溶液腐蝕后斷口剖面及TiN夾雜的SEM像。由圖3a可見，主裂紋在晶界和晶粒內(nèi)延展無較大差異，說明鋼板厚度方向的拉伸斷裂為典型的穿晶斷裂。TiN夾雜分布較為均勻，晶界上無明顯的缺陷，夾雜物在晶粒內(nèi)和晶界上平衡分布(圖3b和c)。

圖4為斷口剖面上未經(jīng)腐蝕的TiN夾雜的SEM像。分別為距離斷口40 μm左右(圖4b~d)、200 μm左右(圖4f和g)、1 mm左右(圖4h)以及拉伸試樣無頸縮部位(圖4i)處的TiN。在距斷口同一距離處TiN在受力后出現(xiàn)3種破碎形貌：一條較寬裂紋穿過TiN并延伸至基體內(nèi)(圖4b)，TiN自身破碎形成孔洞(圖4c)，TiN自身形成多條細窄裂紋(圖4d)。

圖4b中TiN夾雜的裂紋長且寬，延伸至基體，TiN夾雜上下部分離嚴(yán)重。圖4c中TiN上孔洞較大，與基體之間形成鈍化開口。圖4d中TiN上出現(xiàn)多條裂紋，裂紋未延伸至基體。以上夾雜因距離斷口較近所受拉應(yīng)力較大。圖4f中裂紋貫穿TiN，但在基體中延伸距離較短，且裂紋寬度較窄。圖4g中TiN破碎程度較低，上下部分離程度較小，此類夾雜物離斷口稍遠，受到的拉應(yīng)力較圖4b~d小一些。圖4h中TiN上出現(xiàn)2條裂紋使應(yīng)力分散，且其距斷口較遠受力較小，因而變形小。圖4i中TiN處于拉伸試樣無頸縮部位，受力較小無裂紋，外形保持完整。

比較圖4b和f發(fā)現(xiàn)，當(dāng)受到應(yīng)力時，TiN上先形成一條垂直于應(yīng)力方向的裂紋，隨著應(yīng)力的增加，裂紋首先貫穿TiN，隨后進一步延伸至基體組織，同時裂紋寬度增加，TiN出現(xiàn)嚴(yán)重變形。此機制下形成的微裂紋若發(fā)展成為主裂紋，則形成圖1c斷口面上的第一類TiN。比較圖4c和g發(fā)現(xiàn)，TiN存在第二種破碎機制，即當(dāng)受力時，在TiN中形成裂紋，裂紋因受到基體組織的約束不向基體擴展，繼續(xù)受力裂紋擴張形成孔洞。當(dāng)主裂紋穿過此機制下形成的孔洞時，形成圖1d斷口上第二類TiN，破碎TiN處于深韌窩底部。由圖4d和h發(fā)現(xiàn)，多條裂紋的形成分散了TiN所受應(yīng)力，使裂紋擴展程度較小、TiN整體形狀保持完整，當(dāng)拉應(yīng)力足夠大時，主裂紋穿過此類TiN，形成圖1d斷口上第二類TiN。

圖4b和f分別是圖4a和e中TiN的放大圖。從圖4a和e可以觀察到，視場中大尺寸TiN已形成裂紋或孔洞，而尺寸較小的未發(fā)生變化，說明鋼中TiN存在尺寸效應(yīng)，小尺寸的TiN較大尺寸的更穩(wěn)定。且多個大尺寸TiN團簇在一起，極易在基體組織中形成垂直于拉應(yīng)力方向的薄弱帶，當(dāng)受到較大外力時，薄弱帶成為裂紋源形成主裂紋，斷口出現(xiàn)較多TiN團簇的形貌(圖1b)。

對NM500鋼進行TEM實驗，可觀察到圖5所示的納米級TiN。說明鋼中Ti、N元素不僅形成了大尺寸微米級TiN，也形成了納米級TiN，此類TiN可在細化晶粒的同時成為潛在的位錯增殖位點，從而使鋼獲得高強度及良好的延展性[15]。

在鋼中加入適量的Ti，會產(chǎn)生一定量納米級細小的Ti沉淀物，這些細小顆粒因具有高溫穩(wěn)定性，體積膨脹速率較低，可有效地抑制高溫下奧氏體晶粒的長大，從而對鋼材起到沉淀強化和細晶強化的作用[19]。但是在冶煉過程中，常常因不適當(dāng)?shù)募尤隩i而導(dǎo)致大尺寸微米級TiN的產(chǎn)生，研究[20]表明，由于微米級TiN顆粒與基體之間的熱膨脹差異而存在的鑲嵌應(yīng)力被認為是粗大Ti的沉淀物引發(fā)塑性較低的誘因。

NM500鋼中出現(xiàn)微米級TiN夾雜，在一定程度上是由于過量的Ti的加入。根據(jù)Yan等[11]的研究發(fā)現(xiàn)，若鋼中Ti和N元素含量較高且Ti/N的比值較大，則TiN的粗化率升高，材料韌性降低。進行相應(yīng)的熱力學(xué)計算分析如下。

Inoue等[21]給出奧氏體中TiN的溶解度積公式為：

其中，[Ti]為Ti溶解在鋼中的含量；[N]為N溶解在鋼中的含量；T為熱力學(xué)溫度，K。

在凝固過程中，TiN析出相的形成溫度是影響TiN夾雜尺寸大小的主要因素[22]。若鋼中Ti和N元素在凝固前的高溫液態(tài)下析出，由于TiN析出溫度高，且液態(tài)時元素擴散較快，TiN顆粒聚集形核、快速生長，形成粗大的TiN顆粒，致使微米級TiN顆粒殘存于鋼中。

圖6a為熱力學(xué)平衡狀態(tài)下NM500鋼中各相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)與溫度的關(guān)系。從圖中可以看出，NM500鋼固相線溫度為1726 K。圖6b為NM500鋼中Ｎ元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.0035%時，溫度與奧氏體中可溶解的Ti的質(zhì)量分?jǐn)?shù)的關(guān)系圖。從圖中可以看出，當(dāng)加入的Ti元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過0.0153%時，Ti元素在液態(tài)中析出。NM500鋼因Ti元素含量遠超鋼固態(tài)下能溶解的Ti元素總量，致使過量TiN在凝固前的高溫下析出，從而產(chǎn)生大尺寸微米級TiN。

根據(jù)圖4中拉伸試樣斷口剖面觀察到的TiN形貌，發(fā)現(xiàn)距離斷口越近所受拉應(yīng)力越大，TiN顆粒破碎越嚴(yán)重，且存在TiN團簇形成薄弱面現(xiàn)象。圖7為TiN在受到拉應(yīng)力作用時裂紋及孔洞生長行為示意圖。基體中微米級TiN在受到拉應(yīng)力時，出現(xiàn)3種破碎機制：(1) TiN受力、裂紋在TiN內(nèi)部萌生、裂紋擴展至基體；(2) TiN受力、裂紋在TiN內(nèi)部萌生、裂紋沿拉伸應(yīng)力方向擴展形成孔洞；(3) TiN受力、單條裂紋萌生、持續(xù)受力多條裂紋產(chǎn)生。

采用EBSD技術(shù)對厚度1/4和厚度中心處進行局部取向差分析來表征局部應(yīng)變，以應(yīng)變量的大小反映應(yīng)力集中程度。取向差閾值設(shè)為5°，舍去因小角度晶界而導(dǎo)致的大于5°的取向差，得到圖8所示局部取向差圖。由圖8a和b均能觀察到較多量的橙紅色區(qū)域，厚度1/4處以亮綠色中等應(yīng)變區(qū)為主體，取向差比厚度中心略大。為了更加清晰地表示厚度1/4與厚度中心的局部取向差，對圖像做了進一步定量統(tǒng)計，如圖8c所示，厚度1/4和厚度中心處平均取向差值分別為1.27°和1.24°，厚度中心取向差峰值略大于厚度1/4處。

75 mm厚NM500鋼板在淬火過程中因內(nèi)外冷速差異，厚度1/4處由奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織，厚度中心為馬氏體+貝氏體組織，馬氏體相對于貝氏體具有更嚴(yán)重的晶格畸變，因而厚度1/4處存在較高的組織應(yīng)力，呈現(xiàn)較大量的亮綠色區(qū)域。試樣中分布較多的橙紅色區(qū)域是高位錯密度區(qū)域，具有更大的應(yīng)力集中，往往位于大角度界面處，是裂紋的主要萌生位置。NM500鋼因過量Ti的添加而出現(xiàn)大量微米級TiN，且因橙黃色高應(yīng)變區(qū)的大量無規(guī)則分布，致使試樣在受拉應(yīng)力過程中，極易在微米級TiN周圍形成應(yīng)力集中從而萌生裂紋，致使TiN破碎。

圖9為NM500鋼在厚度1/4和厚度中心的質(zhì)量圖及取向差定量分析。可以觀察到，厚度1/4和厚度中心原奧氏體晶粒尺寸均較大，且厚度中心處存在直徑超過100 μm的晶粒，厚度中心處紅色線標(biāo)定的大于50°的亞結(jié)構(gòu)比厚度1/4處少，統(tǒng)計發(fā)現(xiàn)厚度1/4和厚度中心大于50°的界面分別占57.6%和55.6%。

分析TiN破碎機制發(fā)現(xiàn)，機制(1)、(2)的本質(zhì)區(qū)別在于基體組織的止裂能力差異。在馬氏體鋼中，復(fù)雜的板條馬氏體亞結(jié)構(gòu)，即板條束、板條塊、亞板條塊和板條，與原奧氏體晶界是阻礙裂紋擴展的重要因素[23,24]。此外，有研究[25]表明，大于50°的大角度晶界可有效阻擋裂紋擴展，裂紋遇到大角度晶界時要消耗更多能量，即大角度晶界含量越多，裂紋越難擴展。根據(jù)前文研究發(fā)現(xiàn)，較多量的Ti和N在高溫液態(tài)下析出形成微米級TiN，無法起到細化晶粒的作用。鋼中大于50°的大角度晶界占比較少[26]，有效止裂界面較少，受力后微米級TiN破碎形成的裂紋易擴展，產(chǎn)生上述破碎機制(1)。裂紋快速擴展至基體且在基體中延伸較長，從而破壞材料力學(xué)性能。

(1) NM500鋼拉伸斷口以延性撕裂脊、穿晶解理面和穿晶延性韌窩撕裂為特征，斷裂機制為混合模式。斷口微米級TiN均已破碎且存在2種形貌： TiN處于斷口表面，自身處于撕裂脊上； TiN處于深韌窩底部。

(2) NM500鋼中的Ti元素在高溫液態(tài)析出，形成大量微米級TiN顆粒。微米級TiN夾雜在受到拉應(yīng)力作用時形貌發(fā)生變化，出現(xiàn)3種破碎機制： TiN受力，裂紋在TiN內(nèi)部萌生，裂紋擴展至基體； TiN受力，裂紋在TiN內(nèi)部萌生，裂紋沿拉伸應(yīng)力方向擴展形成孔洞； TiN受力，單條裂紋萌生，持續(xù)受力多條裂紋產(chǎn)生，應(yīng)力得到釋放。

(3) NM500鋼中存在高應(yīng)變區(qū)與微米級TiN，受力后微米級TiN易破碎，且NM500鋼原奧氏體晶粒粗大，大角度晶界占比較少，TiN上裂紋產(chǎn)生后基體止裂能力較低，易產(chǎn)生破碎機制(1)。多個TiN發(fā)生團簇后，較近的裂紋連成一片，形成薄弱帶，從而使鋼的塑性較差。