D0I:10.13374/i.issnl00113.2009.10.018 第31卷第10期 北京科技大学学报 Vol.31 No.10 2009年10月 Journal of University of Science and Technology Beijing 0t.2009 1000MPa热镀锌双相钢组织和断裂机理 金光灿)赵征志)徐刚) 赵爱民)刘光明 1)北京科技大学冶金工程研究院，北京1000832)首钢技术研究院，北京100039 摘要模拟热镀锌工艺，在实验室生产了1000MP级热镀锌双相钢.利用原位拉伸实验，对其断裂行为进行了观察，进一 步探讨了其断裂机理.结果表明：实验用钢经820℃退火后，可以获得抗拉强度为1022MPa、延伸率为9.5%的F十M双相钢： 动态拉伸过程中，裂纹尖端的塑性区会萌生新的微裂纹，塑性区内的铁素体晶粒内部会产生“波状”滑移带：当裂纹扩展到马 氏体岛时会改变方向绕过马氏体，扩展到铁素体晶粒时，以微孔相连的塑性方式使铁素体开裂：最终新裂以塑性断裂的形式 发生，断口形貌为韧窝状。 关键词双相钢：断裂机理：裂纹：塑性区：塑性断裂 分类号TG142.1:TG115.5 Microstructure and fracture mechanism of 1 000 MPa hot dip galvanized dual phase steel JIN Guang 'ean,ZHAO Zheng zhi,XU Gang,ZHAO Ai-min),LIU Guang"ming2) 1)Research Institute of Metallurgy Engineering.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China 2)Shougang Research Institute of Technology.Beijing 100039.China ABSTRACT 1000 MPa grade hot dip galvanized dual phase steel was produced by simulating the process of hot dip galvanizing.The fracture behavior of the dual phase steel was observed by in"situ tension experiment,and its fracture mechanism was further analyzed by SEM and TEM.The results show that dual phase steel (F+M)with a tensile strength of 1022 MPa and an elongation of 9.5% can be obtained when the annealing temperature is 820C.During the process of dynamic tension,new micro-cracks initiate in the plastic zone of crack tips and wave-like slip bands generate in ferrite grains in the plastic zone.When the crack meets martensite.it changes its propagation direction and get around the martensite island:but when the crack meets ferrite.the ferrite grain is plastically broken up through the way of joining micro"pores.The final fracture pattern is plastic fracture and the fracture morphology of the sample is a dimple pattern. KEY WORDS dual phase steel:fracture mechanism:crack:plastic zone:plastic fracture 进入21世纪以来，为了实现汽车减重节能、环 30%3).随着热镀锌退火工艺的发展，高强度和镀 保和安全性的目标，先进高强钢成为各国科学工作 层化逐渐成为双相钢的一个主要发展方向[]. 者的研发热点·双相钢作为先进高强钢的一种，具 本文在实验室模拟热镀锌工艺，成功试制出 有屈强比低、初始加工硬化率高、高的碰撞能量吸收 1O00MPa级的冷轧热镀锌双相钢，利用扫描电镜 能力和良好的冲压成形性等优点，成为新一代的深 (SEM)和透射电镜(TEM)对其显微组织和精细结 冲型汽车用钢】.在“超轻钢车体一先进车概念” 构进行观察，通过扫描电镜下的原位拉伸实验，对双 项目所设计的车身结构中，广泛地应用了各强度级 相钢断裂行为进行了观察，分析双相钢中裂纹的萌 别的双相钢，其中以抗拉强度为1O00MPa的双相 生和扩展过程，并对其断裂机理进行探讨 钢所占比例最大，占汽车车身重量的29%~ 收稿日期：2008-12-17 基金项目：“十一五“国家科技支撑计划资助项目(N。.2006BAE03A06):北京市科技计划资助项目(Na-D07010300700701) 作者简介：金光灿(1981一)，女，博士研究生：赵爱民(1962-)男，教授，博士生导师，Emal:aimin-zhao@mater-ustb.edu.cn
1000MPa 热镀锌双相钢组织和断裂机理 金光灿1） 赵征志1） 徐 刚1） 赵爱民1） 刘光明2） 1） 北京科技大学冶金工程研究院北京100083 2） 首钢技术研究院北京100039 摘 要 模拟热镀锌工艺在实验室生产了1000MPa 级热镀锌双相钢．利用原位拉伸实验对其断裂行为进行了观察进一 步探讨了其断裂机理．结果表明：实验用钢经820℃退火后可以获得抗拉强度为1022MPa、延伸率为9∙5％的 F＋M 双相钢； 动态拉伸过程中裂纹尖端的塑性区会萌生新的微裂纹塑性区内的铁素体晶粒内部会产生“波状”滑移带；当裂纹扩展到马 氏体岛时会改变方向绕过马氏体扩展到铁素体晶粒时以微孔相连的塑性方式使铁素体开裂；最终断裂以塑性断裂的形式 发生断口形貌为韧窝状． 关键词 双相钢；断裂机理；裂纹；塑性区；塑性断裂 分类号 TG142∙1；TG115∙5 Microstructure and fracture mechanism of 1000MPa hot dip galvanized dual phase steel JIN Guang-can 1）ZHA O Zheng-z hi 1）XU Gang 1）ZHA O A-i min 1）LIU Guang-ming 2） 1） Research Institute of Metallurgy EngineeringUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China 2） Shougang Research Institute of TechnologyBeijing100039China ABSTRACT 1000MPa grade hot dip galvanized dual phase steel was produced by simulating the process of hot dip galvanizing．T he fracture behavior of the dual phase steel was observed by in-situ tension experimentand its fracture mechanism was further analyzed by SEM and T EM．T he results show that dual phase steel （F＋M） with a tensile strength of 1022MPa and an elongation of 9∙5％ can be obtained when the annealing temperature is820℃．During the process of dynamic tensionnew micro-cracks initiate in the plastic zone of crack tips and wave-like slip bands generate in ferrite grains in the plastic zone．When the crack meets martensiteit changes its propagation direction and get around the martensite island；but when the crack meets ferritethe ferrite grain is plastically broken up through the way of joining micro-pores．T he final fracture pattern is plastic fracture and the fracture morphology of the sample is a dimple pattern． KEY WORDS dual phase steel；fracture mechanism；crack；plastic zone；plastic fracture 收稿日期：20081217 基金项目：“十一五”国家科技支撑计划资助项目（No．2006BAE03A06）；北京市科技计划资助项目（No．D07010300700701） 作者简介：金光灿（1981—）女博士研究生；赵爱民（1962—）男教授博士生导师E-mail：aimin．zhao＠mater．ustb．edu．cn 进入21世纪以来为了实现汽车减重节能、环 保和安全性的目标先进高强钢成为各国科学工作 者的研发热点．双相钢作为先进高强钢的一种具 有屈强比低、初始加工硬化率高、高的碰撞能量吸收 能力和良好的冲压成形性等优点成为新一代的深 冲型汽车用钢［1—2］．在“超轻钢车体—先进车概念” 项目所设计的车身结构中广泛地应用了各强度级 别的双相钢其中以抗拉强度为1000MPa 的双相 钢所 占 比 例 最 大占 汽 车 车 身 重 量 的 29％ ～ 30％［3］．随着热镀锌退火工艺的发展高强度和镀 层化逐渐成为双相钢的一个主要发展方向［4—6］． 本文在实验室模拟热镀锌工艺成功试制出 1000MPa级的冷轧热镀锌双相钢利用扫描电镜 （SEM）和透射电镜（TEM）对其显微组织和精细结 构进行观察通过扫描电镜下的原位拉伸实验对双 相钢断裂行为进行了观察分析双相钢中裂纹的萌 生和扩展过程并对其断裂机理进行探讨． 第31卷 第10期 2009年 10月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．31No．10 Oct．2009 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2009．10．018
.1246 北京科技大学学报 第31卷 将其锻为100mm×120mm×35mm的长方形坯料， 1 实验材料及方法 其化学成分范围见表1.静态CTT实验测得的实验 实验用钢在200kg真空感应炉中冶炼，冶炼后 用钢的Ac1和Ac3点分别为725℃和850℃. 表1实验用钢的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of experimental steel % Si Mn Al Cr Mo Nb Ti 0.10-0.13 <0.06 1.6-2.0 0.005-0.015 0.20.4 0.2-0.4 0.02-0.04 0.01-0.02 将钢坯在实验室热轧机上经过6道次轧制到 的临界冷却速度，提高了其淬透性，保证了退火后获 3.8mm厚，加热温度为1250℃，保温1h,开轧温度 得高的马氏体体积分数，从而获得高强度的双相钢； ≥1150℃，终轧温度控制在880℃左右，卷取温度 而在钢中添加微量的Nb和Ti,可以保证钢在碳当 选择690℃.热轧板经酸洗后冷轧至1.2mm,冷轧 量较低的情况下细化晶粒，极大地提高钢的强度、韧 压下率约70%，并将冷轧板切成185mm×50mm的 性，特别是低温韧性，使双相钢具有良好的可焊性、 钢板，模拟热镀锌退火工艺在实验室内RYY5一12 使用性 外热式盐浴炉中进行，将实验用钢板放置高温盐浴 试样经冷轧热镀锌退火后的组织为F十M双相 炉(A十F两相区温度)中进行两相区保温，根据 组织，如图2所示.图中的灰黑色组织为铁素体，马 CCT实验所测的Ac1和Ac3温度，退火温度选取 氏体呈亮白色，马氏体呈岛状分布于铁素体基体上· 820℃并保温80s,空冷10s左右，放到低温盐浴炉 马氏体岛大部分位于铁素体晶界上，也有少量的小 (镀锌温度460℃)保温5s,最后进行水淬.镀锌退 马氏体颗粒分布于铁素体晶粒内，大部分马氏体岛 火工艺及其参数如图1所示. 的周围都具有高锰的边圈，并且在一部分马氏体中 心存在非马氏体组织（铁素体加渗碳体的聚合物）· 产生这一现象的原因是由于在两相区退火过程中， 820℃ 80s 锰通过铁素体或沿铁素体晶界的扩散导致奥氏体粒 10℃·g1 子周围形成高锰的边圈，使得奥氏体岛的边部比心 部具有更高的淬透性，在随后的冷却过程中就会形 460℃、5￥ 成马氏体边圈，心部则转变为非马氏体组织，透射 时间/s 电镜下观察，马氏体岛的精细结构为板条马氏体，如 图3所示，在板条马氏体内具有高密度的位错.当 图1热镀锌退火工艺 Fig.I Hot-dip galvanized annealing process 临界区加热温度较高，奥氏体中碳含量较低时，冷却 迅速就容易获得板条马氏体 2实验结果与分析 2.1退火后实验用钢的力学性能与显微组织 退火后实验用钢的力学性能如表2所示， 表2退火后样品的力学性能 Table 2 Mechanical properties of annealed samples 退火 退火 R/ Rm/ A50/R./ 温度/℃时间/s MPaMPa % R 10m 中牌而即 820 80 59810229.5 0.580.25 图2退火后双相钢的SEM照片 由表2可以看出，实验用钢经820℃退火，保温 Fig.2 SEM image of DP steel after annealing 80s,再经过模拟热镀锌工艺进行热处理后，可以获 由图4可以观察到，双相钢中马氏体周边铁素 得抗拉强度高达1022MPa、延伸率为9.5%的双相 体中存在大量的位错，部分发展成不完全的位错胞 钢.本实验用钢中由于Cr、Mo]等合金元素的添 或位错缠结，位错的产生是由于马氏体相变以切变 加，能够抑制珠光体和贝氏体生成，降低马氏体生成 方式进行引起的体积形状变化，以及奥氏体向马氏
1 实验材料及方法 实验用钢在200kg 真空感应炉中冶炼冶炼后 将其锻为100mm×120mm×35mm 的长方形坯料 其化学成分范围见表1．静态 CTT 实验测得的实验 用钢的 Ac1和 Ac3点分别为725℃和850℃． 表1 实验用钢的化学成分（质量分数） Table1 Chemical composition of experimental steel ％ C Si Mn Al Cr Mo Nb Ti 0∙10～0∙13 ＜0∙06 1∙6～2∙0 0∙005～0∙015 0∙2～0∙4 0∙2～0∙4 0∙02～0∙04 0∙01～0∙02 将钢坯在实验室热轧机上经过6道次轧制到 3∙8mm 厚加热温度为1250℃保温1h开轧温度 ≥1150℃终轧温度控制在880℃左右卷取温度 选择690℃．热轧板经酸洗后冷轧至1∙2mm冷轧 压下率约70％并将冷轧板切成185mm×50mm 的 钢板．模拟热镀锌退火工艺在实验室内 RYY—5—12 外热式盐浴炉中进行将实验用钢板放置高温盐浴 炉（A ＋F 两相区温度）中进行两相区保温根据 CCT 实验所测的 Ac1和 Ac3温度退火温度选取 820℃并保温80s空冷10s 左右放到低温盐浴炉 （镀锌温度460℃）保温5s最后进行水淬．镀锌退 火工艺及其参数如图1所示． 图1 热镀锌退火工艺 Fig．1 Hot-dip galvanized annealing process 2 实验结果与分析 2∙1 退火后实验用钢的力学性能与显微组织 退火后实验用钢的力学性能如表2所示． 表2 退火后样品的力学性能 Table2 Mechanical properties of annealed samples 退火 温度／℃ 退火 时间／s Re／ MPa Rm／ MPa A50／ ％ Re／ Rm n 820 80 598 1022 9∙5 0∙58 0∙25 由表2可以看出实验用钢经820℃退火保温 80s再经过模拟热镀锌工艺进行热处理后可以获 得抗拉强度高达1022MPa、延伸率为9∙5％的双相 钢．本实验用钢中由于 Cr、Mo ［7］ 等合金元素的添 加能够抑制珠光体和贝氏体生成降低马氏体生成 的临界冷却速度提高了其淬透性保证了退火后获 得高的马氏体体积分数从而获得高强度的双相钢； 而在钢中添加微量的 Nb 和 Ti可以保证钢在碳当 量较低的情况下细化晶粒极大地提高钢的强度、韧 性特别是低温韧性使双相钢具有良好的可焊性、 使用性． 试样经冷轧热镀锌退火后的组织为 F＋M 双相 组织如图2所示．图中的灰黑色组织为铁素体马 氏体呈亮白色马氏体呈岛状分布于铁素体基体上． 马氏体岛大部分位于铁素体晶界上也有少量的小 马氏体颗粒分布于铁素体晶粒内．大部分马氏体岛 的周围都具有高锰的边圈并且在一部分马氏体中 心存在非马氏体组织（铁素体加渗碳体的聚合物）． 产生这一现象的原因是由于在两相区退火过程中 锰通过铁素体或沿铁素体晶界的扩散导致奥氏体粒 子周围形成高锰的边圈使得奥氏体岛的边部比心 部具有更高的淬透性在随后的冷却过程中就会形 成马氏体边圈心部则转变为非马氏体组织．透射 电镜下观察马氏体岛的精细结构为板条马氏体如 图3所示在板条马氏体内具有高密度的位错．当 临界区加热温度较高奥氏体中碳含量较低时冷却 迅速就容易获得板条马氏体． 图2 退火后双相钢的 SEM 照片 Fig．2 SEM image of DP steel after annealing 由图4可以观察到双相钢中马氏体周边铁素 体中存在大量的位错部分发展成不完全的位错胞 或位错缠结．位错的产生是由于马氏体相变以切变 方式进行引起的体积形状变化以及奥氏体向马氏 ·1246· 北 京 科 技 大 学 学 报 第31卷
第10期 金光灿等：1000MPa热镀锌双相钢组织和断裂机理 ,1247 头所指方向为外应力方向，以下各图外应力方向与 其一致，缺口底部的这一裂纹可以作为跟踪观察的 主裂纹.当外应力继续加大时，裂纹会继续扩展，当 裂纹扩展到第二相马氏体岛时，会沿着马氏体岛的 边缘绕过并不从其中穿过，而只能从相对薄弱处继 续扩展，裂纹呈“扭折”状扩展 随着外应力的增大，在裂纹尖端应力场的作用 500 nm 下，会产生塑性区，在塑性区内应力最大处会萌生新 的微裂纹或微孔，微裂纹的萌生位置或在铁素体内 图3双相钢中的板条马氏体(TEM) 部，或在铁素体一马氏体两相界上·铁素体内的微裂 Fig-3 Lath martensite in dual phase steel (TEM) 纹是应力增大时，铁素体由于局部化的塑性变形产 体相变时比容发生变化，使得相邻的铁素体受到挤 生应力集中而引起的；两相界面上的微裂纹是外加 压而产生高密度的位错8]，铁素体中高密度位错的 应力增大时，由于两相应变不相容使得界面结合力 存在使得双相钢具有较低的屈服强度，应力应变曲 丧失而形核)]，尖端塑性区内产生新微裂纹数目随 线无明显屈服点，呈连续屈服现象。双相钢中铁素 着外应力的增大而逐渐增多，并且微裂纹的形成具 体中存在的高密度位错，也会使得其加工硬化率要 有一定的取向，离主裂纹尖端越近，微裂纹的密度越 高于普通的高强钢，这是由于在形变过程中，位错 大，离主裂纹尖端越远，微裂纹的密度越小，如 的运动，增殖，位错与位错、位错与晶界、位错与马氏 图5(b)所示.微裂纹或微孔会在外应力加大下不 体岛之间产生频繁的相互作用，导致铁素体加工硬 断增殖并扩大，并通过彼此之间逐渐贯通连接而扩 化率高、 展；主裂纹继续向前扩展时，也会与其尖端的微裂纹 相互连接而继续向前扩展 图5(c)为外应力继续加大后，主裂纹尖端附近 塑性区内的铁素体晶粒.宏观上可以看出，铁素体 晶粒沿外应力方向被明显拉长，在该铁素体晶粒右 侧靠近其晶界处也产生了微裂纹，从微观的角度 看，铁素体内部产生波状滑移带；这是由于在变形过 程中，铁素体晶粒内部存在多种滑移线，因而引起波 200nm 状滑移带的产生，这种滑移带可以波及相邻晶 粒.图5(d)为图5(c)中的铁素体晶粒开裂后的 图4双相钢中的位错(TEM) 上半部分.通过比较图5(d)和图5(c)可以推断，当 Fig.4 Dislocation in dual phase steel (TEM) 主裂纹继续向前扩展到该铁素体晶粒时，将以与铁 2.2双相钢中裂纹的扩展及其断裂机理 素体晶粒右侧的微裂纹相互连接的方式而穿过铁素 原位拉伸实验是在JSM5800扫描电镜的原位 体晶粒，图5(e)可以更好地说明主裂纹扩展时遇到 拉伸试验台上进行，其最大拉力为1961.33N,本实 马氏体会绕过而不穿过，当主裂纹遇到铁素体时， 验中试样的标准宽度为3mm,根据表2中抗拉强 则会迅速地穿过已经产生塑性形变的铁素体，并且 度计算，在最大拉力1961.33N下试样被拉断所需 同样会绕过存在于铁素体晶粒中的小马氏体岛 的横截面积为1.92mm2.因此，为了保证试样在原 对于本实验中的双相钢，当主裂纹尖端塑性区 位拉伸时能够被拉断，试样的横截面积要小于 产生大量的微裂纹，并且铁素体形变较大时，再施加 1.92mm2,由此计算试样的厚度要小于0.64mm, 很小的外应力，主裂纹就会迅速扩展至最后的断裂. 在进行动态拉伸前，需要在试样上开一小缺口作为 至于铁素体的断裂形式，是以解理方式开裂，还是以 裂纹源，对裂纹源进行动态追踪，以观察裂纹的扩展 塑性方式开裂，可以根据断口形式和先前的实验观 路径和方式 察来推断其断裂形式，图5()为试样断后的扫描断 对于本实验中的试样，当外应力很小时缺口处 口，断口形貌为韧窝，在断裂过程中，软相铁素体被 并未产生明裂纹，当外应力达到1.45kN时缺口底 拉长，硬相马氏体被从铁素体拔出而形成韧窝0 部才产生明显裂纹，如图5(a)所示，图中亮白色箭 由于断口为韧窝状并不存在解理小平面，可以判断
图3 双相钢中的板条马氏体（TEM） Fig．3 Lath martensite in dual phase steel （TEM） 体相变时比容发生变化使得相邻的铁素体受到挤 压而产生高密度的位错［8］．铁素体中高密度位错的 存在使得双相钢具有较低的屈服强度应力应变曲 线无明显屈服点呈连续屈服现象．双相钢中铁素 体中存在的高密度位错也会使得其加工硬化率要 高于普通的高强钢．这是由于在形变过程中位错 的运动增殖位错与位错、位错与晶界、位错与马氏 体岛之间产生频繁的相互作用导致铁素体加工硬 化率高． 图4 双相钢中的位错（TEM） Fig．4 Dislocation in dual phase steel （TEM） 2∙2 双相钢中裂纹的扩展及其断裂机理 原位拉伸实验是在 JSM5800扫描电镜的原位 拉伸试验台上进行其最大拉力为1961∙33N本实 验中试样的标准宽度为3mm．根据表2中抗拉强 度计算在最大拉力1961∙33N 下试样被拉断所需 的横截面积为1∙92mm 2．因此为了保证试样在原 位拉伸时能够被拉断试样的横截面积要小于 1∙92mm 2由此计算试样的厚度要小于0∙64mm． 在进行动态拉伸前需要在试样上开一小缺口作为 裂纹源对裂纹源进行动态追踪以观察裂纹的扩展 路径和方式． 对于本实验中的试样当外应力很小时缺口处 并未产生明裂纹当外应力达到1∙45kN 时缺口底 部才产生明显裂纹如图5（a）所示图中亮白色箭 头所指方向为外应力方向以下各图外应力方向与 其一致．缺口底部的这一裂纹可以作为跟踪观察的 主裂纹．当外应力继续加大时裂纹会继续扩展当 裂纹扩展到第二相马氏体岛时会沿着马氏体岛的 边缘绕过并不从其中穿过而只能从相对薄弱处继 续扩展裂纹呈“扭折”状扩展． 随着外应力的增大在裂纹尖端应力场的作用 下会产生塑性区在塑性区内应力最大处会萌生新 的微裂纹或微孔．微裂纹的萌生位置或在铁素体内 部或在铁素体—马氏体两相界上．铁素体内的微裂 纹是应力增大时铁素体由于局部化的塑性变形产 生应力集中而引起的；两相界面上的微裂纹是外加 应力增大时由于两相应变不相容使得界面结合力 丧失而形核［9］．尖端塑性区内产生新微裂纹数目随 着外应力的增大而逐渐增多并且微裂纹的形成具 有一定的取向离主裂纹尖端越近微裂纹的密度越 大离主裂纹尖端越远微裂纹的密度越小如 图5（b）所示．微裂纹或微孔会在外应力加大下不 断增殖并扩大并通过彼此之间逐渐贯通连接而扩 展；主裂纹继续向前扩展时也会与其尖端的微裂纹 相互连接而继续向前扩展． 图5（c）为外应力继续加大后主裂纹尖端附近 塑性区内的铁素体晶粒．宏观上可以看出铁素体 晶粒沿外应力方向被明显拉长在该铁素体晶粒右 侧靠近其晶界处也产生了微裂纹．从微观的角度 看铁素体内部产生波状滑移带；这是由于在变形过 程中铁素体晶粒内部存在多种滑移线因而引起波 状滑移带的产生这种滑移带可以波及相邻晶 粒［9］．图5（d）为图5（c）中的铁素体晶粒开裂后的 上半部分．通过比较图5（d）和图5（c）可以推断当 主裂纹继续向前扩展到该铁素体晶粒时将以与铁 素体晶粒右侧的微裂纹相互连接的方式而穿过铁素 体晶粒．图5（e）可以更好地说明主裂纹扩展时遇到 马氏体会绕过而不穿过．当主裂纹遇到铁素体时 则会迅速地穿过已经产生塑性形变的铁素体并且 同样会绕过存在于铁素体晶粒中的小马氏体岛． 对于本实验中的双相钢当主裂纹尖端塑性区 产生大量的微裂纹并且铁素体形变较大时再施加 很小的外应力主裂纹就会迅速扩展至最后的断裂． 至于铁素体的断裂形式是以解理方式开裂还是以 塑性方式开裂可以根据断口形式和先前的实验观 察来推断其断裂形式．图5（f）为试样断后的扫描断 口断口形貌为韧窝在断裂过程中软相铁素体被 拉长硬相马氏体被从铁素体拔出而形成韧窝［10］． 由于断口为韧窝状并不存在解理小平面可以判断 第10期 金光灿等：1000MPa 热镀锌双相钢组织和断裂机理 ·1247·
,1248 北京科技大学学报 第31卷 (a) (b) 20m 50m (c) d 10 104m 10m 20m 图5双相钢中裂纹的扩展及断口(SEM),(a)裂纹源：(b)微裂纹；(c)形变铁素体；(d)形变铁素体开裂；()裂纹扩展路径；()断口 形貌 Fig-5 Crack extension and fracture morphology in dual phase steel:(a)crack orientation:(b)micro crack:(e)deformed ferrite:(d)cracking of deformed ferrite:(e)path of crack propagation:(f)fracture morphology 本实验双相钢的断裂形式属于塑性断裂，因此，可 热镀锌双相钢 以推断本实验中铁素体的断裂形式主要是以微孔相 (2)动态拉伸实验表明，在拉伸过程中，在裂纹 连的塑性方式发生的，再根据先前的实验观察，拉伸 尖端应力场的作用下产生塑性区，塑性区内应力最 过程中，主裂纹尖端塑性区内的铁素体中存在“波 大处萌生新的微裂纹，并且微裂纹的数目随着外应 状”滑移带，这种“波状”滑移带的产生说明铁素体晶 力的加大而增加，裂纹尖端塑性区内的铁素体在外 粒内包含多个滑移系，当主裂纹扩展到铁素体晶粒 应力的作用下，沿外应力方向被拉长，在其晶粒内部 时，由于铁素体晶粒内存在多个滑移系，可以自由变 产生“波状”滑移带 形，裂纹的尖端会因此而钝化，难以解理方式扩展， (③)当裂纹扩展到马氏体岛时会绕过而不穿 只能以微孔相连的塑性方式使铁素体开裂，最终断 过，扩展到铁素体晶粒时，会穿过形变的铁素体，铁 裂以塑性断裂的形式发生， 素体的断裂形式主要是以微孔相连的塑性方式发 3结论 生·最终断裂以塑性断裂的形式发生 (1)本实验用钢经保温温度为820℃、保温时 参考文献 间为80s的热镀锌退火后，可以获得抗拉强度为 [1]Kang Y L.Kuang S,Yin X D.et al.Research on progress and de- 1022MPa,延伸率为9.5%的综合力学性能良好的 velopment of dual phase steel sheet for automobiles.Automobile
图5 双相钢中裂纹的扩展及断口（SEM）．（a） 裂纹源；（b） 微裂纹；（c） 形变铁素体；（d） 形变铁素体开裂；（e） 裂纹扩展路径；（f） 断口 形貌 Fig．5 Crack extension and fracture morphology in dual phase steel：（a） crack orientation；（b） micro-crack；（c） deformed ferrite；（d） cracking of deformed ferrite；（e） path of crack propagation；（f） fracture morphology 本实验双相钢的断裂形式属于塑性断裂．因此可 以推断本实验中铁素体的断裂形式主要是以微孔相 连的塑性方式发生的再根据先前的实验观察拉伸 过程中主裂纹尖端塑性区内的铁素体中存在“波 状”滑移带这种“波状”滑移带的产生说明铁素体晶 粒内包含多个滑移系当主裂纹扩展到铁素体晶粒 时由于铁素体晶粒内存在多个滑移系可以自由变 形裂纹的尖端会因此而钝化难以解理方式扩展 只能以微孔相连的塑性方式使铁素体开裂最终断 裂以塑性断裂的形式发生． 3 结论 （1） 本实验用钢经保温温度为820℃、保温时 间为80s 的热镀锌退火后可以获得抗拉强度为 1022MPa延伸率为9∙5％的综合力学性能良好的 热镀锌双相钢． （2） 动态拉伸实验表明在拉伸过程中在裂纹 尖端应力场的作用下产生塑性区塑性区内应力最 大处萌生新的微裂纹并且微裂纹的数目随着外应 力的加大而增加．裂纹尖端塑性区内的铁素体在外 应力的作用下沿外应力方向被拉长在其晶粒内部 产生“波状”滑移带． （3） 当裂纹扩展到马氏体岛时会绕过而不穿 过扩展到铁素体晶粒时会穿过形变的铁素体．铁 素体的断裂形式主要是以微孔相连的塑性方式发 生．最终断裂以塑性断裂的形式发生． 参 考 文 献 ［1］ Kang Y LKuang SYin X Det al．Research on progress and development of dual phase steel sheet for automobiles．A utomobile ·1248· 北 京 科 技 大 学 学 报 第31卷
第10期 金光灿等：1000MPa热镀锌双相钢组织和断裂机理 .1249. Technol Mater,2006(5):1 for automobile purpose.Wuhan Iron Steel Corp Technol.2008. (康永林，邝霜，尹显东，等。汽车用双相钢板的开发与研究进 46(3):54 展.汽车工艺与材料，2006(5)：1) (张学辉，毛卫民，朱国辉，等.汽车用冷轧超高强度双相钢的 [2]Su K.Yu J X.Xu J B.Application and development trend of ad- 研发和生产.武钢技术，2008,46(3)：54) vanced high strength steel for auto.Iron Steel Vanadium Titani- [7]Lee W B.Hong S G.Park CC.et al.Influence of Mo on precipi- um,2006,27(4):53 tation hardening in hot rolled HSLA steels containing Nb.Scripta (苏凯，余际星，徐建兵·新型汽车用高强度钢的应用现状与发 Mater,2004,3(4):319 展趋势，钢铁钒钛，2006,27(4)：53) [8]Zhang JC.Fu R Y,Zhang M.et al.Comparison of some mechani- [3]Ma MT.Shi M F.Advanced high strength steel and it's applica- cal properties of DP and TRIP steels with same composition.Hot tions in automobile industry.Iron Steel.2004.39(7):68 Work Technol.2006.35(22):13 (马鸣图，SiMF.先进的高强度钢及其在汽车工业中的应 (张继诚，符仁钰，张梅，等.相同成分DP钢和TRIP钢部分力 用.钢铁.2004,39(7)：68) 学性能的比较.热加工工艺，2006,35(22)：13) [4]Sarkar PP.Microstructural influence on the electrochemical cor- [9]Ma M T,Wu B R.Dual Phase Steel-Physics and Mechanical rosion behavior of dual phase steels in 3.5%NaCl solution. Metallurgy Beijing:Metallurgical Industry Press,2009126 Mater Lett,2005(59).2488 (马鸣图，吴宝榕。双相钢一物理和力学治金，北京：冶金工业 [5]Zhang YZ,Qiu W H.Progress in high strength steels used for 出版社，2009：126) automobile parts.Shanghai Met.2000.22(4):8 [10]Su Y.Fu R Y,Li L.et al.Fracture mechanism of low carbon (张译中，邱伍华.汽车零部件用高强度钢材的进展。上海金 TRIP steel with Si.J Shanghai Univ Nat Sci Ed.2006. 属，2000,22(4)：8) 12(4):423 [6]Zhang X H.Mao W M.Zhu G H.et al.Research and development (苏钰，符仁钰，李麟，等.低碳含硅TRIP钢断裂机理的研 and production of cold rolled ultrahigh strength dual phase steel 究、上海大学学报：自然科学版，2006,12(4)：423)
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