低合金高强度马氏体耐磨钢凭借其较低的合金元素含量、简单的生产工艺、优良的塑性加工性能以及优越的强韧性和耐磨性在工程机械领域得到广泛应用[1,2,3]。目前对低合金高强度耐磨钢的研究多侧重于获得高强度、高韧性和较长使用寿命的综合效益方面[4,5]。研究发现，微合金化元素，尤其是Ti、B等元素，已被广泛应用于提高低碳钢的性能方面[6,7]。虽然微合金化元素Ti的加入能够产生具有高温稳定性的纳米级沉淀物，抑制高温下奥氏体晶粒的生长，但是不适量地添加Ti，会在连铸过程中产生微米级Ti沉淀物，引发解理断裂[8]。由于微米级Ti沉淀物对钢的韧性危害很大，国内外对控制Ti沉淀物的形成和生长进行了大量研究。Jin等[9]就轨道钢中微米级TiN析出行为进行了探究，发现微米级TiN的析出受[Ti]和[N]含量、钢液过热度、二次冷却强度和电磁搅拌强度的影响，这一研究结果与Fu等[10]关于不锈钢中微米级TiN析出行为研究，以及Yan等[11]关于[Ti]和[N]含量以及Ti/N比值对微米级TiN析出影响的研究结果相一致，且后者发现微米级TiN的存在是导致材料存在较差低温韧性的重要原因。陈凯等[12]则通过研究690合金中微米级TiN发现，疲劳裂纹从TiN与基体间穿过，从而促进了690合金管内的疲劳裂纹萌生和扩展。因微米级TiN对材料韧性带来的破坏性影响，较多学者考虑在微合金化过程中用Nb代替Ti，以避免微米级TiN的出现。Hulka等[13]通过在硼微合金钢中用Nb代替Ti，细化晶粒从而提高材料韧性，保证了材料对脆性断裂的高抗性，继而提高耐磨性。Singh等[14]运用V、Nb元素的微合金化作用，使NM500钢获得更细的晶粒尺寸、较高的抗拉强度和断裂韧性，延缓了疲劳裂纹的产生，有效地提高了车轮耐磨钢的耐磨性。Xie等[15]通过对Nb、B微合金化低碳钢进行直接淬火回火，使钢中出现纳米级NbC析出物，在细化晶粒的同时成为潜在的位错增殖位点，从而使钢获得900 MPa的高强度和良好的延展性。虽然众多研究表明，用Nb代替Ti可有效避免微米级TiN的产生，但Ti加入钢中不仅能形成微米级析出物，还能够产生纳米级沉淀物，其中，纳米级沉淀物在耐磨钢加热过程中抑制高温状态下晶粒长大的作用无可替代，因而本工作对微米级TiN析出及破碎机制进行研究，以降低其对材料韧性的影响。

本工作对NM500钢进行拉伸实验，研究拉伸断口及断口剖面微米级TiN在受力状态下的破碎机制及其对性能的影响，通过热力学理论模拟分析TiN析出规律，通过基体组织研究分析基体对TiN破碎机制的影响，以期进一步提高材料性能。

实验材料为厚度75 mm的NM500钢板，经900 ℃淬火处理，采用直读光谱仪ARL4460测出其主要化学成分(质量分数，%)为: 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，测试精密度符合GB/T 4336-2016《碳素钢和中低合金钢多元素含量的测定 火花放电原子发射光谱法(常规法)》精密度要求。在钢板厚度方向上取试样，根据GB/T 228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分:室温试验方法》要求，制成标距为25 mm、直径为5 mm的标准拉伸试样。拉伸实验在SANS CMT5105电子万能试验机上进行，实验温度为24 ℃。用Quanta 250 FEG扫描电子显微镜(SEM)观察断口形貌，用INCA-ENERGY能谱分析仪(EDS)对断口处夹杂物进行分析。将断口沿中轴线剖开，剖面抛光后用SEM对组织及夹杂物分布进行观察。取钢板厚度中心平行于轧制方向位置试样经10%高氯酸酒精溶液(体积分数)双喷电解减薄后采用JEM-2100F透射电镜(TEM)观察马氏体板条、碳化物形态。利用试样成分进行Thermo-Calc热力学理论分析，采用TCFE7铁基数据库，计算在1300~1600 ℃ NM500钢中各热力学平衡相的质量分数随温度的变化关系。取钢板厚度1/4和厚度中心处试样，采用电解抛光和氩离子抛光制备电子背散射衍射(EBSD)试样，EBSD表征在配备Oxford-HKL EBSD系统的Ultra 55型场发射扫描电镜上进行，其中扫描步长为0.5 μm，工作电压为20 kV，EBSD数据采用HKL Channel 5软件进行处理，旨在获得NM500钢组织中马氏体的晶界特征、晶粒取向、局部应变配分等定量信息。

在SANS CMT5105电子万能试验机上进行拉伸实验，测得NM500钢的抗拉强度为1434 MPa，屈服强度为1226 MPa，断后伸长率为8.0%，断面收缩率为32.7%。NM500钢试样拉伸断口的SEM像如图1所示。由图1a可观察到，断口上存在多个解理断裂小断裂面和一些河流状花样，在各小断裂面间存在撕裂脊。此外，断口韧窝密集，分布不规则，且存在少量长短不一、方向各异的二次裂纹。此类断口微观形貌特征表明，断口以延性撕裂脊、穿晶解理面和穿晶延性韧窝撕裂为特征，断裂机制为混合模式，其中微空隙结合产生的韧性韧窝组成了断口表面主体部分，而解理面较少[16]。断裂以穿晶方式发生。

从图1b的微观形貌可观察到，在视野中存在较多的黑色规则缺陷，此类缺陷分布密集，其周围韧窝较浅、尺寸小，在黑色缺陷周围并没有图1a中复杂排列的大尺寸分层及二次裂纹形貌，根据Nohava等[17]对二次裂纹的分析发现，二次裂纹在大角度扭转晶界截留，且二次裂纹的存在分散了裂纹尖端的应力集中和主裂纹扩展应力，延缓了裂纹的扩展。由此推断，在图1b中因受到黑色规则缺陷的影响，缺陷附近韧性较差，可能是拉伸断裂开始处。因此，对此类缺陷进行进一步研究。

图1c和d为断口上规则缺陷的SEM像，可以看出这些规则缺陷为夹杂物。由图可知，夹杂物长约5 μm，在断面上呈现规则几何形貌，断口上的夹杂物全部破碎，在内部形成微裂纹。断面上夹杂物形貌分为2类，第一类TiN处于断口表面，自身处于撕裂脊上(图1c)；第二类TiN处于深韧窝底部(图1d)。对图1c中规则夹杂物进行EDS分析，如图2所示。发现在缺陷处的Ti和N含量较高，判断此类规则夹杂物为TiN夹杂。根据Kang等[18]的研究发现，随着Ti含量的增加，TiN团簇的大小和数量增加，试样的局部应力集中增加，导致试样的抗拉强度和伸长率均急剧下降。毫无疑问，断口面上数量较多的团簇的微米级TiN在受外力时破碎，必然对材料的韧性产生了一定的影响。

拉伸试样内部距拉伸断口越近，所受拉应力越大，因此将拉伸试样断口沿中轴线剖开，观察剖面上TiN的形貌。图3为NM500钢试样经硝酸酒精溶液腐蚀后断口剖面及TiN夹杂的SEM像。由图3a可见，主裂纹在晶界和晶粒内延展无较大差异，说明钢板厚度方向的拉伸断裂为典型的穿晶断裂。TiN夹杂分布较为均匀，晶界上无明显的缺陷，夹杂物在晶粒内和晶界上平衡分布(图3b和c)。

图4为断口剖面上未经腐蚀的TiN夹杂的SEM像。分别为距离断口40 μm左右(图4b~d)、200 μm左右(图4f和g)、1 mm左右(图4h)以及拉伸试样无颈缩部位(图4i)处的TiN。在距断口同一距离处TiN在受力后出现3种破碎形貌：一条较宽裂纹穿过TiN并延伸至基体内(图4b)，TiN自身破碎形成孔洞(图4c)，TiN自身形成多条细窄裂纹(图4d)。

图4b中TiN夹杂的裂纹长且宽，延伸至基体，TiN夹杂上下部分离严重。图4c中TiN上孔洞较大，与基体之间形成钝化开口。图4d中TiN上出现多条裂纹，裂纹未延伸至基体。以上夹杂因距离断口较近所受拉应力较大。图4f中裂纹贯穿TiN，但在基体中延伸距离较短，且裂纹宽度较窄。图4g中TiN破碎程度较低，上下部分离程度较小，此类夹杂物离断口稍远，受到的拉应力较图4b~d小一些。图4h中TiN上出现2条裂纹使应力分散，且其距断口较远受力较小，因而变形小。图4i中TiN处于拉伸试样无颈缩部位，受力较小无裂纹，外形保持完整。

比较图4b和f发现，当受到应力时，TiN上先形成一条垂直于应力方向的裂纹，随着应力的增加，裂纹首先贯穿TiN，随后进一步延伸至基体组织，同时裂纹宽度增加，TiN出现严重变形。此机制下形成的微裂纹若发展成为主裂纹，则形成图1c断口面上的第一类TiN。比较图4c和g发现，TiN存在第二种破碎机制，即当受力时，在TiN中形成裂纹，裂纹因受到基体组织的约束不向基体扩展，继续受力裂纹扩张形成孔洞。当主裂纹穿过此机制下形成的孔洞时，形成图1d断口上第二类TiN，破碎TiN处于深韧窝底部。由图4d和h发现，多条裂纹的形成分散了TiN所受应力，使裂纹扩展程度较小、TiN整体形状保持完整，当拉应力足够大时，主裂纹穿过此类TiN，形成图1d断口上第二类TiN。

图4b和f分别是图4a和e中TiN的放大图。从图4a和e可以观察到，视场中大尺寸TiN已形成裂纹或孔洞，而尺寸较小的未发生变化，说明钢中TiN存在尺寸效应，小尺寸的TiN较大尺寸的更稳定。且多个大尺寸TiN团簇在一起，极易在基体组织中形成垂直于拉应力方向的薄弱带，当受到较大外力时，薄弱带成为裂纹源形成主裂纹，断口出现较多TiN团簇的形貌(图1b)。

对NM500钢进行TEM实验，可观察到图5所示的纳米级TiN。说明钢中Ti、N元素不仅形成了大尺寸微米级TiN，也形成了纳米级TiN，此类TiN可在细化晶粒的同时成为潜在的位错增殖位点，从而使钢获得高强度及良好的延展性[15]。

在钢中加入适量的Ti，会产生一定量纳米级细小的Ti沉淀物，这些细小颗粒因具有高温稳定性，体积膨胀速率较低，可有效地抑制高温下奥氏体晶粒的长大，从而对钢材起到沉淀强化和细晶强化的作用[19]。但是在冶炼过程中，常常因不适当的加入Ti而导致大尺寸微米级TiN的产生，研究[20]表明，由于微米级TiN颗粒与基体之间的热膨胀差异而存在的镶嵌应力被认为是粗大Ti的沉淀物引发塑性较低的诱因。

NM500钢中出现微米级TiN夹杂，在一定程度上是由于过量的Ti的加入。根据Yan等[11]的研究发现，若钢中Ti和N元素含量较高且Ti/N的比值较大，则TiN的粗化率升高，材料韧性降低。进行相应的热力学计算分析如下。

Inoue等[21]给出奥氏体中TiN的溶解度积公式为：

其中，[Ti]为Ti溶解在钢中的含量；[N]为N溶解在钢中的含量；T为热力学温度，K。

在凝固过程中，TiN析出相的形成温度是影响TiN夹杂尺寸大小的主要因素[22]。若钢中Ti和N元素在凝固前的高温液态下析出，由于TiN析出温度高，且液态时元素扩散较快，TiN颗粒聚集形核、快速生长，形成粗大的TiN颗粒，致使微米级TiN颗粒残存于钢中。

图6a为热力学平衡状态下NM500钢中各相的质量分数与温度的关系。从图中可以看出，NM500钢固相线温度为1726 K。图6b为NM500钢中Ｎ元素质量分数为0.0035%时，温度与奥氏体中可溶解的Ti的质量分数的关系图。从图中可以看出，当加入的Ti元素质量分数超过0.0153%时，Ti元素在液态中析出。NM500钢因Ti元素含量远超钢固态下能溶解的Ti元素总量，致使过量TiN在凝固前的高温下析出，从而产生大尺寸微米级TiN。

根据图4中拉伸试样断口剖面观察到的TiN形貌，发现距离断口越近所受拉应力越大，TiN颗粒破碎越严重，且存在TiN团簇形成薄弱面现象。图7为TiN在受到拉应力作用时裂纹及孔洞生长行为示意图。基体中微米级TiN在受到拉应力时，出现3种破碎机制：(1) TiN受力、裂纹在TiN内部萌生、裂纹扩展至基体；(2) TiN受力、裂纹在TiN内部萌生、裂纹沿拉伸应力方向扩展形成孔洞；(3) TiN受力、单条裂纹萌生、持续受力多条裂纹产生。

采用EBSD技术对厚度1/4和厚度中心处进行局部取向差分析来表征局部应变，以应变量的大小反映应力集中程度。取向差阈值设为5°，舍去因小角度晶界而导致的大于5°的取向差，得到图8所示局部取向差图。由图8a和b均能观察到较多量的橙红色区域，厚度1/4处以亮绿色中等应变区为主体，取向差比厚度中心略大。为了更加清晰地表示厚度1/4与厚度中心的局部取向差，对图像做了进一步定量统计，如图8c所示，厚度1/4和厚度中心处平均取向差值分别为1.27°和1.24°，厚度中心取向差峰值略大于厚度1/4处。

75 mm厚NM500钢板在淬火过程中因内外冷速差异，厚度1/4处由奥氏体全部转变为马氏体组织，厚度中心为马氏体+贝氏体组织，马氏体相对于贝氏体具有更严重的晶格畸变，因而厚度1/4处存在较高的组织应力，呈现较大量的亮绿色区域。试样中分布较多的橙红色区域是高位错密度区域，具有更大的应力集中，往往位于大角度界面处，是裂纹的主要萌生位置。NM500钢因过量Ti的添加而出现大量微米级TiN，且因橙黄色高应变区的大量无规则分布，致使试样在受拉应力过程中，极易在微米级TiN周围形成应力集中从而萌生裂纹，致使TiN破碎。

图9为NM500钢在厚度1/4和厚度中心的质量图及取向差定量分析。可以观察到，厚度1/4和厚度中心原奥氏体晶粒尺寸均较大，且厚度中心处存在直径超过100 μm的晶粒，厚度中心处红色线标定的大于50°的亚结构比厚度1/4处少，统计发现厚度1/4和厚度中心大于50°的界面分别占57.6%和55.6%。

分析TiN破碎机制发现，机制(1)、(2)的本质区别在于基体组织的止裂能力差异。在马氏体钢中，复杂的板条马氏体亚结构，即板条束、板条块、亚板条块和板条，与原奥氏体晶界是阻碍裂纹扩展的重要因素[23,24]。此外，有研究[25]表明，大于50°的大角度晶界可有效阻挡裂纹扩展，裂纹遇到大角度晶界时要消耗更多能量，即大角度晶界含量越多，裂纹越难扩展。根据前文研究发现，较多量的Ti和N在高温液态下析出形成微米级TiN，无法起到细化晶粒的作用。钢中大于50°的大角度晶界占比较少[26]，有效止裂界面较少，受力后微米级TiN破碎形成的裂纹易扩展，产生上述破碎机制(1)。裂纹快速扩展至基体且在基体中延伸较长，从而破坏材料力学性能。

(1) NM500钢拉伸断口以延性撕裂脊、穿晶解理面和穿晶延性韧窝撕裂为特征，断裂机制为混合模式。断口微米级TiN均已破碎且存在2种形貌： TiN处于断口表面，自身处于撕裂脊上； TiN处于深韧窝底部。

(2) NM500钢中的Ti元素在高温液态析出，形成大量微米级TiN颗粒。微米级TiN夹杂在受到拉应力作用时形貌发生变化，出现3种破碎机制： TiN受力，裂纹在TiN内部萌生，裂纹扩展至基体； TiN受力，裂纹在TiN内部萌生，裂纹沿拉伸应力方向扩展形成孔洞； TiN受力，单条裂纹萌生，持续受力多条裂纹产生，应力得到释放。

(3) NM500钢中存在高应变区与微米级TiN，受力后微米级TiN易破碎，且NM500钢原奥氏体晶粒粗大，大角度晶界占比较少，TiN上裂纹产生后基体止裂能力较低，易产生破碎机制(1)。多个TiN发生团簇后，较近的裂纹连成一片，形成薄弱带，从而使钢的塑性较差。