第三代汽车钢的热塑性及断裂机理

D0I:10.13374/j.issn1001-053x.2013.05.008 第35卷第5期 北京科技大学学报 Vol.35 No.5 2013年5月 Journal of University of Science and Technology Beijing May 2013 第三代汽车钢的热塑性及断裂机理 范倚1,2)，王明林2)，张慧2)，陶红标2)，赵沛)，李士琦1) 1)北京科技大学冶金与生态工程学院，北京100083 2)钢铁研究总院连铸技术国家工程研究中心，北京100081 3通信作者，E-mail:fy378992760@163.com 摘要采用Gleeble--l500热模拟试验机，对第三代汽车钢(TG钢)在不同的变形温度下进行了热拉伸试验，研究其 热塑性的变化.运用光学显微镜和扫描电镜分析了实验钢热变形的断口形貌及断裂机理.发现实验钢的强度随温度的升 高而降低，热塑性曲线分为第〡脆性区、高温塑性区和第川脆性区三个区域，其中第川脆性区存在两个塑性极小值.在 I300800℃时实验钢的组织为奥氏体，断裂方式为连孔延性新裂，动态再结晶使韧窝分离前发生了较大的塑性变形， 断口为大而深的韧窝；750℃时实验钢沿奥氏体晶界析出铁素体，断裂方式为界面断裂，断口既存在着铁素体内聚失效 形成的小的孔洞，也存在由于裂纹沿奥氏体晶界扩展形成的石块状形貌：650℃由于出现了铁素体的准解理，实验钢的 塑性下降，热塑性曲线再次出现极小值. 关键词汽车材料；钢；塑性；断裂：拉伸试验 分类号TG142.1 Hot plasticity and fracture mechanism of the third generation of au- tomobile steel FAN Yi2).WANG Ming-lin2),ZHANG Hui2),TAO Hong-biao2),ZHAO Pei2),LI Shi-qi1) 1)School of Metallurgical and Ecological Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)National Engineering Research Center of Continuous Casting Technology.Center Iron and Steel Research Institute,Beijing 100081,China Corresponding author,E-mail:fy378992760@163.com ABSTRACT Tensile tests at different temperatures were performed on a Gleeble-1500 hot simulator to investigate the hot plasticity of the third generation of automobile steel (TG steel).The fracture morphology and fracture mechanism were analyzed by optical microscopy (OM)and scanning electron microscopy (SEM).It is found that the strength of the steel decreases with temperature rise.The curve of hot plasticity consists of three segments:the first brittle zone, the high-temperature plastic zone and the third brittle zone.The curve in the third brittle zone contains two relative minimum points.In the temperature range of 800 to 1300 C.the microstructure of the steel is austenite,and the fracture mode is ductile fracture.Due to dynamic recrystallization,large plastic deformation occurs before the material breaks off,big and deep dimples form on the fracture surface of samples.At 750 C there is a uneven distribution of ferrite along austenite grain boundaries,the fracture mode is interface fracture,and the fracture surface includes both holes caused by cohesive failure and the part like stones caused by crack enlargement along austenite grain boundaries.The plasticity of the steel at 650 C deteriorates,and the quasi-cleavage of ferrite leads to a minimal value in the curve of hot plasticity again. KEY WORDS automobile materials;steel;plasticity:fracture;tensile testing 基于对汽车轻量化、安全性和低成本的要资助下，钢铁研究总院相关研究人员开始研发第 求1-，在第三期国家重点基础研究发展计划的三代汽车钢(TG钢).TG钢与耐磨材料用的锰 收稿日期：20120201 基金项目：国家重点基础研究发展计划资助项目(2010CB630806-2)

第 卷 第 期 年 月 北 京 科 技 大 学 学 报 第三代汽车钢的热塑性及断裂机理 范 倚喇 只, 王明林 , 张 慧 , 陶红标 , 赵 沛 , 李士琦 北京科技大学冶金 与生态工程学院 , 北京 钢铁研究总院连铸技术国家工程研究中心 , 北京 口 通信作者 , 一 摘 要 采用 一 。热模拟试验机 , 对第三代汽车钢 钢 在不 同的变形温度下进行 了热拉伸试验 , 研究其 热塑性的变化 运用光学显微镜和扫描电镜分析了实验钢热变形的断口形貌及断裂机理 发现实验钢的强度随温度 的升 高而降低 , 热塑性 曲线分为第 脆性区 、 高温塑性区和第川脆性区三个区域 , 其中第川脆性区存在两个塑性极小值 在 、 ℃时实验钢的组织为奥氏体 , 断裂方式为连孔延性断裂 , 动态再结晶使韧窝分离前发生了较大的塑性变形 , 断 口为大而深的韧窝 ℃时实验钢沿奥氏体晶界析出铁素体 , 断裂方式为界面断裂 , 断口既存在着铁素体内聚失效 形成的小的孔洞 , 也存在由于裂纹沿奥氏体晶界扩展形成的石块状形貌 ℃由于出现了铁素体的准解理 , 实验钢的 塑性下降, 热塑性 曲线再次出现极小值 关键词 汽车材料 钢 塑性 断裂 拉伸试验 分类号 刚 万 、 , 万` 从 夕一乞 , 万 执 乞 , 夕一乙 , 万且 乞 , 乞一乞 , , , , , , , 二 〔 、 , 一, 。 一 , 工 一 飞 、 , , , , , , , 、 ℃ , 一 , , 基 于对汽车 轻量 化 、 安全 性和 低成本 的要 求 一 , 在第三期国家重 点基础研究发展计划 的 资助下 , 钢 铁研 究总院相 关研 究人员开始研 发第 三代汽车钢 钢 钢 与耐磨材料 用的锰 收稿 日期 一 一 基金项目 国家重点基础研究发展计划资助项 目 一 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2013.05.008

608 北京科技大学学报 第35卷 钢不同，其化学成分表现在具有较低的碳含量（质 陷，然后锻造，最后退火处理消除内应力 量分数0.08%0.20%)和适中的锰含量（质量分数 4%6%),组织调控方向表现在形成以“多相(multi- 表1实验用钢化学成分（质量分数） phase)、“亚稳(meta-stable)”和“多尺度(multi-- Table 1 Chemical composition of experimental steel scale)”为特征的M3织构，性能上表现在具有30 C Si Mn P S Cr Ni Al Cu N 0.1110.034.870.0110.0020.0520.0200.0070.0210.0045 GPa%(抗拉强度为9O0MPa级时，伸长率达到了 35%)以上的强塑积14. 1.2 实验方法 目前，对于TG钢的研究主要集中在组织调控 技术[4-刃，而对其塑性及裂纹的研究鲜有报道.热 (1)高温拉伸试验.采用Gleeble-l500试验机进 塑性试验能比较理想地模拟连铸工艺，可用于连铸 行高温拉伸试验.热模拟试样尺寸为10mm×120 钢高温力学性能研究，也可用于裂纹敏感性分析 mm,试样水平夹持在工作室内，试样中部接上铂铑 目前，普遍采用Gleeble热应力/应变模拟机进行钢 热电偶，工作室内通入流量为1L-min-1的氩气流 的高温力学性能研究.本文希望通过对TG钢的热 防止氧化，以10℃s-1的速度加热至1350℃并保 塑性研究，掌握其高温力学性能，了解其在不同温 温3min,然后以3℃s1的速度分别降低至测试温 度下的断裂机理，从而为连铸生产过程中矫直和二 度1350、1300、1200、1100、1000、950、900、850、800、 次冷却工艺过程提供理论参考 775、750、725、700、650、600和550℃，接着在保 温1min后以e=1×10~3s-1的形变速率拉伸试 1实验材料及方法 样，直到断裂.随后立即喷水冷却，以保持试样在 1.1实验材料 高温下的金相特征和断口形貌，测定试样的断口直 实验材料采用0.1C5Mn钢，其化学成分见表1. 径变化，然后计算得到断面收缩率和抗拉强度，试 从连铸坯取样，在1200℃正火消除铸坯的组织缺 样和加热过程如图1所示 (a)试样 (b)加热过程 1350℃ 1.5mm×45 1808 3℃/s 拉伸 10 mm a 10 mm 10 mm 10℃/s 120mm 时间/s 图1高温拉伸试验示意图.(a)试样：(b)加热过程 Fig.1 Schematic illustration of hot deformation experiment:(a)specimen;(b)thermo-mechanical cycle (②)热力学相图的计算.采用热力学相图的计算 吹干，最后在光学显傲镜下观察断口附近的组织 软件Thermo-Calc计算热力学平衡状态下实验钢相 2实验结果 的组成和变化，为后续研究实验钢在高温下的断裂 机理提供理论参考. 2.1热塑性测试 (3)断口观察.运用扫描电子显微镜观察不同 图2为断面收缩率随温度的变化曲线.以 温度下拉断的试样断口形貌.先将拉断的试样置于 80%的断面收缩率作为门槛值，热塑性曲线可分为 盛有丙酮的小烧杯中，然后将小烧杯放入超声波清 三个部分：第1脆性区，1300~1350℃；高温塑性 洗机的水池中清洗5min,吹干试样，在扫描电子 区，8001300℃：第l脆性区，550775℃.在1350 显微镜下观察断口形貌. ℃附近，试样的断面收缩率不到60%，随拉断温度 (4)组织观察.利用金相显微镜观察试样断口 的降低，试样断面收缩率迅速提高：800~1300℃试 附近的组织.将拉断的试样在断口附近横向切开， 样具有良好的塑性，断面收缩率均在80%以上；当 磨样、抛光，放入加有少量表面活化剂的饱和苦味 温度降到775℃以下，断面收缩率开始急剧降低， 酸水溶液中，热浴(80~90℃)几分钟，然后冲洗、在750℃时断面收缩率降到最低点36.5%，725和

· · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 钢不同 , 其化学成分表现在具有较低的碳含量 质 量分数 。 和适 中的锰含量 质量分数 、 , 组织调控方向表现在形成以 “多相 、 ” 、 “亚稳 ” 和 “多尺度 、 ” 为特征的 织构 , 性能上表现在具有 · 抗拉强度为 级时 , 伸长率达到了 以上 的强塑积 冈 目前 , 对于 钢 的研究主要集中在组织调控 技术 一 , 而对其塑性及裂纹的研究鲜有报道 热 塑性试验能比较理想地模拟连铸工艺 , 可用于连铸 钢高温力学性能研究 , 也可用于裂纹敏感性分析 目前 , 普遍采用 热应力 应变模拟机进行钢 的高温力学性能研究 本文希望通过对 钢 的热 塑性研究 , 掌握其高温力学性能 , 了解其在不 同温 度下 的断裂机理 , 从而为连铸生产过程中矫直和二 次冷却工艺过程提供理论参考 陷 , 然后锻造 , 最后退火处理消除内应 力 表 实验用钢化学成分 质量分数 肠 , 刀 , 刀 刀 实验方法 实验材料及方法 实验材料 实验材料采用 钢 , 其化学成分见表 从连铸坯取样 , 在 ℃正火消除铸坯的组织缺 高温拉伸试验 采用 一 试验机进 行高温拉伸试验 热模拟试样尺寸为 拟 , 试样水平夹持在工作室 内 , 试样中部接上铂锗 热电偶 , 工作室内通入流量为 一`的氢气流 防止氧化 , 以 ℃一 `的速度加热至 ℃并保 温 , 然后 以 ℃ ·一`的速度分别降低至测试温 度 、 、 、 、 、 、 、 、 、 、 、 、 、 、 和 , 接着在保 温 后 以 二 一“ 一`的形变速率拉伸试 样 , 直到断裂 随后立即喷水冷却 , 以保持试样在 高温下的金相特征和断 口形貌 , 测定试样的断 口直 径变化 , 然后计算得到断面收缩率和抗拉强度 , 试 样和加热过程如图 所示 试样 加热过程 欠 ℃ 侧醒沪 弃 时间 图 高温拉伸试验示意图 试样 加热过程 一 热力学相图的计算 采用热力学相图的计算 软件 一 计算热力学平衡状态下实验钢相 的组成和变化 , 为后续研究实验钢在高温下的断裂 机理提供理论参考 断 口观察 运用扫描 电子显微镜观察不 同 温度下拉断的试样断口形貌 先将拉断的试样置于 盛有丙酮的小烧杯 中 , 然后将小烧杯放入超声波清 洗机的水池 中清洗 , 吹干试样 , 在扫描 电子 显微镜下观察断 口形貌 组织观察 利用金相显微镜观察试样断 口 附近 的组 织 将拉断的试样在 断 口附近横 向切开 , 磨样 、抛光 , 放入加有少量表面活化剂的饱和苦味 酸水溶液中 , 热浴 、 ℃ 几分钟 , 然后冲洗 、 吹干 , 最后在光学显微镜下观察断 口附近的组织 实验结果 热塑性测试 图 为断面 收缩率 随温度 的变化 曲线 以 的断面收缩率作为门槛值 , 热塑性 曲线可分为 三个部分 第 脆性区 , ℃ 高温塑性 区 , 第川脆性区 , 、 在 ℃附近 , 试样的断面收缩率不到 , 随拉断温度 的降低 , 试样断面收缩率迅速提高 ℃试 样具有 良好的塑性 , 断面收缩率均在 以上 当 温度降到 ℃以下 , 断面收缩率开始急剧 降低 , 在 ℃时断面收缩率降到最低点 , 和

第5期 范倚等：第三代汽车钢的热塑性及断裂机理 .609. 700℃时断面收缩率有所回升，到650℃时断面收 虚线发生相的变化，从750℃左右发生固态相变， 缩率再次出现极小值51.4%，其后随温度的进一步 奥氏体中不断的析出铁素体，到600℃左右会有铁 降低开始回升，到550℃断面收缩率达到75.0%. 素体和碳化物析出，最后在室温下实验钢中依然会 残留少量的奥氏体.对于750℃附近的相变，转变 100 前的奥氏体为面心立方结构，转变后产生的铁素体 90 为体心立方结构，奥氏体相变前后材料的比容发生 80 了变化，故相变过程会产生组织应力阁 70 900 60 800 700 Y+FejC atr 40 600 a+y+FexC 30L 400 600 800100012001400 温度/℃ 第 a+Fe:C 图2不同温度下试样的断面收缩率 400 Fig.2 Reduction in area of samples at different temperatures 300 2.2抗拉强度测试 200 0.2 0.40.6 0.8 1.0 试样的抗拉强度随温度的变化如图3所示.随 碳的质量分数/% 着温度的升高，试样所承受的抗拉强度逐渐下降， 图4模拟计算实验钢平衡相图 当温度超过900℃，抗拉强度下降速率减缓，到 Fig.4 Equilibrium phase diagram of the experimental steel 1349℃抗拉强度下降到11MPa. 2.4断口形貌观察 250 在不同温度拉断的试样断口形貌如图5所示. 200 8001300℃拉断的试样的断口与900℃的断口类 似，因此本文只列出了900℃时的断口形貌.图 5(a)所示断口由大而深的韧窝组成，韧窝比较深且 ■ 韧窝周围发生了较大塑性变形：图5(b)所示750℃ 拉断的试样断口大部分位置呈石块状，部分位置存 % 在小的孔洞；图5(c)所示700℃的断口为大小不一 的韧窝，但大部分韧窝都比较浅：图5(d)所示650 ℃的断口形貌同时有韧窝和准解理断裂 400 600 8001000 1200 1400 温度/℃ 2.5金相组织观察 图3不同温度下试样的抗拉强度 为了研究在750℃的断裂机理，将断口附近的 Fig.3 Tensile strength of samples at different temperatures 组织采用含有少量表面活化剂的饱和苦味酸溶液热 浴浸蚀，得到原奥氏体晶粒组织如图6所示 2.3热力学相图计算 由750℃试样的原奥氏体晶粒组织可以知道， 利用Thermo-Calc软件，基于实验钢的化学成 在750℃时奥氏体晶粒被铁素体薄膜包围，铁素体 分模拟计算含M的Fe-C二元系平衡相图，如图4的分布不均匀.某些位置铁素体析出量较多，在外 所示 载荷的作用下出现了内聚失效，铁素体内部有孔洞 实验钢C的质量分数为0.111%，在相图中处 存在，如图6(a):而某些位置铁素体析出量较少，裂 于虚线的位置，因而实验钢在缓慢冷却过程中沿着 纹沿奥氏体晶粒之间的铁素体网膜扩展，如图6(b)

第 期 范 倚等 第三代汽车钢的热塑性及断裂机理 · ℃时断面收缩率有所回升 , 到 ℃时断面收 缩率再次出现极小值 , 其后随温度的进一步 降低开始回升 , 到 ℃断面收缩率达到 二 厂一 · 丁丫 虚线发生相的变化 , 从 ℃左右发生固态相变 , 奥氏体中不断的析出铁素体 , 到 ℃左右会有铁 素体和碳化物析 出 , 最后在室温下实验钢中依然会 残 留少量的奥 氏体 对 于 ℃附近 的相变 , 转变 前 的奥氏体为面心立方结构 , 转变后产生的铁素体 为体心立方结构 , 奥 氏体相变前后材料的比容发生 了变化 , 故相变过程会产生组织应力 守十 呼萄蠕孚巨酥 ︸只片八︺︺ 叶守 护 侧 蛆 守 温度 ℃ 图 不 同温度下试样的断面收缩率 八」门︺ 地 抗拉强度测试 试样 的抗拉强度随温度的变化如 图 所示 随 着温度 的升高 , 试样所承受的抗拉强度逐渐下 降 , 当温度超过 ℃ , 抗拉强度下降速率减缓 , 到 ℃抗拉强度 下降到 卜一丫厂一茄 , 一商一不汀一丫 。 碳的质量分数 图 模拟计算实验钢平衡相图 一 、气 、、 一 粼侧军琐国弓 温度 ℃ 图 不同温度下试样的抗拉强度 热力学相图计算 利用 一 软件 , 基于实验钢 的化学成 分模拟计算含 的 一 二元系平衡相 图 , 如 图 所示 实验钢 的质量分数为 , 在相 图中处 于虚线的位置 , 因而实验钢在缓慢冷却过程中沿着 断 口形貌观察 在不同温度拉断的试样断 口形貌如图 所示 ℃拉断的试样 的断 口与 ℃的断口类 似 , 因此本文只列 出了 ℃时的断 口形貌 图 所示断 口由大而深的韧窝组成 , 韧窝 比较深且 韧 窝周围发生了较大塑性变形 图 所示 ℃ 拉断的试样断 口大部分位置呈石块状 , 部分位置存 在小的孔洞 图 所示 ℃的断口为大小不一 的韧窝 , 但大部分韧窝都 比较浅 图 所示 ℃的断 口形貌同时有韧窝和准解理断裂 金相组织观察 为了研究在 ℃的断裂机理 , 将断口附近 的 组织采用含有少量表面活化剂的饱和苦味酸溶液热 浴浸蚀 , 得到原奥 氏体 晶粒组织如 图 所示 由 ℃试样 的原奥氏体 晶粒组织可以知道 , 在 ℃时奥 氏体晶粒被铁素体薄膜包围 , 铁素体 的分布不均匀 某些位置铁素体析 出量较多 , 在外 载荷的作用下出现了内聚失效 , 铁素体内部有孔洞 存在 , 如图 而某些位置铁素体析出量较少 , 裂 纹沿奥 氏体晶粒之间的铁素体网膜扩展 , 如 图

.610 北京科技大学学报 第35卷 2001m 200m (a) b 200m 100m (c) (a) 图5试样不同温度拉断的断口形貌.(a)900℃：(b)750℃：(c)700℃：(d)650℃ Fig.5 Fracture surfaces of specimens at different temperatures::(a)900℃；(b)750℃；(c)7O0℃：(d)650℃ 50m (a) (b) 图6新口附近的组织.(a)大量铁素体沿着奥氏体晶界分布：(b)沿晶裂纹 Fig.6 Microstructures around the fracture:(a)a large number of ferrite distributed in austenite grain boundaries:(b)cracks along austenite grain boundaries 3讨论 在高温塑性区试样具有更良好的热塑性，因为 3.1高温塑性区断裂机理分析 在奥氏体单相区发生了动态再结晶，变形过程会发 生晶界迁移，而晶界迁移能将原晶界处生产的微裂 高温塑性区和700℃时试样断裂的机理同为连 纹包围在新晶界内，从而阻止裂纹的聚合、长大和 孔延性断裂，断裂的过程分为两个步骤间：首先是 延伸，裂纹必须通过裂纹尖端应力集中，产生剪切 孔洞的形核，决定了孔洞的数量和分布，对于金属 力贯穿晶粒并相互连接，才能导致断裂10).虽然晶 材料，这个过程与夹杂物等微观异质结构相关；第 界迁移可以将裂纹隔离出晶界，但裂纹反过来也会 二个则是材料的分离，这个过程伴随着小孔长大以对晶界的迁移“拖拽”和“捕捉”，从而在晶界继续 及各孔间形变过程的塑性、黏弹性和扩散等过程，存在，并聚合长大造成晶界破坏，只有当晶界迁移 连孔延性断裂的过程如图7所示， 的驱动力显著大于裂纹对晶界的拖拽力时，才会显

· · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 图 试样不同温度拉断的断 口形貌 , ℃ 。 〔 ℃ · 了。 。 。℃ 图 断 口附近的组织 大量铁素体沿着奥氏体晶界分布 沿晶裂纹 罗 , , , 、 讨论 高温塑性 区断裂机理分析 高温塑性区和 ℃时试样断裂的机理 同为连 孔延性断裂 , 断裂的过程分为两个步骤 网 首先是 孔洞的形核 , 决定了孔洞 的数量和分布 , 对于金属 材料 , 这个过程与夹杂物等微观异质结构相关 第 二个则是材料 的分离 , 这个过程伴随着小孔长大以 及各孔间形变过程的塑性 、 豁弹性和扩散等过程 , 连孔延性断裂 的过程如图 所示 在高温塑性 区试样具有更 良好 的热塑性 , 因为 在奥 氏体单相区发生了动态再结晶 变形过程会发 生晶界迁移 , 而晶界迁移能将原晶界处生产的微裂 纹包 围在新晶界 内 , 从而阻止裂纹的聚合 、长大和 延伸 , 裂纹必须通过裂纹尖端应力集中 , 产生剪切 力贯穿晶粒并相互连接 , 才能导致断裂 '` 虽然晶 界迁移可 以将裂纹隔离出晶界 , 但裂纹反过来也会 对晶界的迁移 拖拽” 和 “捕捉 , 从而在 晶界继续 存在 , 并聚合长大造成 晶界破坏 只有 当晶界迁移 的驱动力显著大于裂纹对晶界的拖拽力时 才会显

第5期 范倚等：第三代汽车钢的热塑性及断裂机理 611· 现晶界迁移对钢延塑性带来的益处.钢的动态再结 不产生脆化.因此，在应变速率e=1×10-3s-1的 晶是晶界迁移最重要的驱动力刂，而动态再结晶 条件下，实验钢在高温塑性区发生动态再结晶使韧 与应变速率相关2.有研究表明3，当应变速率 窝分离前发生了较大的塑性变形，断口为大而深的 e<102s1时，高温塑性区的塑性比较高，几乎 韧窝。 00000 (a) (b) (c) 图7延性断裂特征示意图.(a)孔洞形核：(b)孔洞长大；(c)材料分离 Fig.7 Schematic illustration of ductile fracture:(a)nucleation of holes:(b)growth of holes;(c)disconnection of the material 3.2第川脆性区断裂机理的分析 纹很容易在这一阶段迅速扩展.此外，如果矫直过 第川脆性区试样的塑形存在两个极小值，一个 程铸坯角部温度处于第[Ⅱ脆性区，则会形成大量的 是由于在铁素体开始沿奥氏体晶界析出时形成的相 角横裂 界面裂纹，另一个则是铁素体的解理降低了钢的断 热塑性实验所用的试样来自于铸坯，经过锻造 面收缩率 和热处理，消除了连铸坯的残余应力和内部缺陷， 试样在750℃沿奥氏体晶界析出铁素体薄膜， 排除了组织缺陷对热塑性的影响，研究结果主要反 在外加载荷的作用下应力集中在铁素体区.此时的 映在特定的化学成分下实验钢的组织演变对其热塑 裂纹为界面裂纹，扩展存在两种方式4：首先，由 性的影响.对于第三代汽车钢的连铸坯内部裂纹的 于铁素体和奥氏体的晶体结构不同，相变使材料比 研究，热塑性仅仅是一个因素，连铸坯还存在枝晶 容发生变化，产生组织应力，裂纹沿铁素体和奥氏 偏析、机械应力等因素的作用，这就有待更进一步 体的相界面扩展；其次，在外力的作用下，应力集 的研究. 中在沿奥氏体晶界的铁素体中，夹杂物或析出物使 4结论 铁素体内聚失效，裂纹沿着铁素体内部扩展（见图 (1)当应变速率为e=1×10-3s-1时， 6(a).如果铁素体的厚度较薄，这种差别就可以忽 略（见图6(b),断口出现如图5(b)的石块状形貌或 实验钢热塑性曲线可分为三个部分：第I脆性 其他研究者山观察到的冰糖体形貌. 区，1300~1350℃；高温塑性区，800~1300℃；第 IIl脆性区，550775℃. 铁素体存在{001}主解理面14，同时铁素体的 (2)实验钢在高温塑性区，表现为连孔延性断 尺寸越大，对应的脆性相尺寸越大，解理断裂应力 裂，断口为大而深的韧窝，断面收缩率较大 就越小1).试样在650℃时铁素体的析出量和尺 (3)实验钢在第I脆性区存在两个塑性极小 寸增大，在外加载荷的作用下，微孔聚合使裂纹形 值：750℃时奥氏体晶界的铁素体极大的降低了实 核，随着裂纹的扩展，当裂纹发展到主解理面，微 验钢的塑性，表现为相界面断裂：650℃时铁素体 孔聚合台阶就过渡到撕裂棱，出现准解理断裂，见 的准解理明显降低实验钢的断面收缩率 图5(d).故实验钢在650℃的断面收缩率再次减小， 出现第二个塑性极小值 3.3连铸坯质量与高温热塑性的联系 参考文献 连铸坯的表面裂纹大多在结晶器的坯壳内形 [1]Sato M,Utsumi Y,Watanabe K.Ultra-high strength, 核，但是表面裂纹的进一步扩展以及角部横裂纹的 quench type,hot rolled steel sheets of 1620 MPa grade 产生都与二次冷却工艺和矫直温度有直接的关系 for automobile door impact beams.Kobelco Technol Rev 如果铸坯中夹杂物的尺寸大，数量多，即使铸坯表 2008(28):13 面处于奥氏体单相区，孔洞也会非常容易形核，裂 [2]Zrnik J,Mamuzi I,Dobatkin S V.Recent progress in high

第 期 范 倚等 第三代汽车钢的热塑性及断裂机理 · · 现晶界迁移对钢延塑性带来的益处 钢 的动态再结 晶是晶界迁移最重要的驱动力 ` , 而动态再结晶 与应变速率相关 ` 有研究表明 ` , 当应变速率 一 一` 时 , 高温塑性区的塑性 比较高 , 几乎 不产生脆化 因此 , 在应变速率 一“ 一, 的 条件下 , 实验钢在高温塑性区发生动态再结晶使韧 窝分离前发生了较大的塑性变形 , 断 口为大而深的 韧窝 、 一 图 延性断裂特征示意图 孔洞形核 孔洞长大 材料分离 , 飞, 第川脆性区断裂机理的分析 第川脆性区试样的塑形存在两个极小值 , 一个 是由于在铁素体开始沿奥氏体晶界析出时形成的相 界面裂纹 , 另一个则是铁素体的解理降低了钢的断 面收缩率 试样在 ℃沿奥氏体晶界析出铁素体薄膜 , 在外加载荷的作用下应力集 中在铁素体区 此时的 裂纹为界面裂纹 , 扩展存在两种方式 首先 , 由 于铁素体和奥 氏体 的晶体结构不同 , 相变使材料 比 容发生变化 , 产生组织应力 , 裂纹沿铁素体和奥氏 体的相界面扩展 其次 , 在外力的作用下 , 应力集 中在沿奥 氏体 晶界的铁素体中 , 夹杂物或析 出物使 铁素体内聚失效 裂纹沿着铁素体内部扩展 见 图 如果铁素体的厚度较薄 , 这种差别就可以忽 略 见图 , 断口出现如 图 的石块状形貌或 其他研究者 川 观察到的冰糖体形貌 铁 素体存在 。 主解理面 , 同时铁素体的 尺寸越大 , 对应的脆性相尺寸越大 , 解理断裂应力 就越小 ` 试样在 ℃时铁素体的析 出量和尺 寸增大 , 在外加载荷的作用下 , 微孔聚合使裂纹形 核 , 随着裂纹 的扩 展 , 当裂纹发展到主解理面 , 微 孔聚合 台阶就过渡到撕裂棱 , 出现准解理断裂 , 见 图 故实验钢在 。℃的断面收缩率再次减小 , 出现第二个塑性极小值 连铸坯质量与高温热塑性的联系 连铸坯 的表 面裂 纹大 多在结晶器 的坯 壳 内形 核 , 但是表面裂纹的进一步扩展以及角部横裂纹的 产生都与二次冷却工艺和矫直温度 有直接 的关系 如果铸坯中夹杂物 的尺寸大 , 数量多 , 即使铸坯表 面处于奥 氏体单相 区 , 孔洞也会非常容易形核 , 裂 纹很容易在这一阶段迅速扩展 此外 , 如果矫直过 程铸坯角部温度处于第川脆性区 , 则会形成大量 的 角横裂 热塑性实验所用的试样来 自于铸坯 , 经过锻造 和热处理 , 消除 了连铸坯 的残余应力和 内部缺 陷 , 排除了组织缺陷对热塑性的影响 , 研究结果主要反 映在特定的化学成分下实验钢 的组织演变对其热塑 性的影响 对于第三代汽车钢的连铸坯 内部裂纹 的 研究 , 热塑性仅仅是一个 因素 , 连铸坯还存在枝 晶 偏析 、机械应力等因素的作用 , 这就有待更进一步 的研究 结论 当应变速率 为 ￡ 一“ 一` 时 , 实验 钢热塑 性 曲线可分 为三 个部分 第 脆性 区 , 高温塑性 区 , 第 川脆性区 , 、 实验钢在 高温塑性 区 , 表现为连孔延性断 裂 , 断 口为大而深 的韧窝 , 断面收缩率较大 实验钢在 第川脆性 区存在两个 塑性极小 值 ℃时奥 氏体晶界的铁素体极大的降低了实 验钢的塑性 , 表现为相界面断裂 ℃时铁素体 的准解理明显降低实验钢的断面收缩率 参 考 文 献 , , 一 , , , ,