宇文龍，李聲慈，康永林

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780 MPa級熱鍍鋅冷軋雙相鋼斷裂過程的原位觀察

宇文龍1, 2，李聲慈1，康永林1

(1. 北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京，100083；2. 首鋼技術(shù)研究院，北京，100043)

制備780 MPa級熱鍍鋅冷軋雙相鋼，并對其組織性能進行測試分析；采用原位拉伸實驗觀察裂紋的萌生及擴展行為。研究結(jié)果表明：實驗鋼經(jīng)熱處理后獲得鐵素體+馬氏體的雙相組織；抗拉強度為789 MPa，屈強比為0.56，伸長率為23%，具有較好的力學(xué)性能；裂紋可以在鐵素體內(nèi)部或在鐵素體?馬氏體兩相界上萌生；裂紋在擴展過程中遇到硬相馬氏體島時，會沿著馬氏體島的邊緣繞過；鐵素體產(chǎn)生的塑性變形能夠減弱裂紋附近的局部應(yīng)力集中，減緩裂紋擴展。雙相鋼的斷口形貌是韌窩型，斷裂形式屬于塑性斷裂。

雙相鋼；斷裂；原位觀察；裂紋擴展

雙相鋼由于具有高強度、低屈強比、高初始加工硬化速率等特點，成為新一代深沖型汽車用先進高強鋼；據(jù)超輕汽車車身—先進汽車技術(shù)項目(ULSAB- AVC)預(yù)計，未來汽車上雙相鋼用量可達80%[1?3]。雙相鋼一般用于需高強度、高的抗碰撞吸收能且有一定成形要求的汽車零件，如車輪、保險杠、懸掛系統(tǒng)及其加強件等[4]。目前，LUO等[5?10]研究了雙相鋼的合金成分、微觀組織、力學(xué)性能和熱處理工藝，對推動雙相鋼的發(fā)展起到了積極作用。雙相鋼在使用過程中難免會出現(xiàn)裂紋，一般是根據(jù)斷口和金相來分析裂紋的擴展，但這種方法不能直接連續(xù)地追蹤裂紋的發(fā)展。本文作者在實驗室中制備780 MPa級冷軋熱鍍鋅雙相鋼，分析其微觀組織和力學(xué)性能，并通過原位拉伸實驗觀察分析雙相鋼的裂紋形成及擴展行為。

1 實驗材料與方法

在低碳低硅的條件下，通過添加Mn，C和Mo等合金元素設(shè)計了DP780熱鍍鋅雙相鋼的化學(xué)成分，如表1所示。添加約2% Mn不僅增加了實驗鋼的加工窗口溫度，而且解決了低碳固溶強化不足的問題[11]。Mo和Cr增加了鋼的淬透性，同時也是良好的固溶強化元素。Al元素在細化晶粒同時還可以提高鋼的焊接性。采用真空冶煉爐冶煉后，對鑄坯進行鍛造，然后在1 250 ℃保溫1 h。將坯料在四輥熱軋機上軋制到4.0 mm厚，開軋溫度1 150 ℃，終軋溫度為870 ℃，水冷至660 ℃，模擬卷取空冷至室溫。經(jīng)過酸洗后，將熱軋板冷軋至1.5 mm厚，冷軋壓下率為62.5%。采用線切割截取長度×寬度為220 mm(軋向)×70 mm的冷軋板在連續(xù)退火實驗機上進行實驗，具體工藝路線如圖1所示。

在裝有拉伸裝置的CS3400型掃描電鏡上進行原位拉伸實驗。為了保證試樣能夠被拉斷且方便追蹤裂紋擴展，試樣中間切開1個缺口，具體尺寸如圖2所示，試樣長度方向為軋向。試樣經(jīng)拋光后，用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精腐蝕，然后在掃描電鏡下拉伸，觀察裂紋的起源與擴展過程。拉伸速率為0.1 mm/s，隨時可暫停拉伸以拍攝組織照片。計算機自動記錄載荷與位移數(shù)據(jù)。試樣拉斷后采用掃描電鏡觀察斷口 形貌。

表1 實驗鋼的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))

圖1 連續(xù)退火工藝路線

單位：mm

2 結(jié)果與分析

2.1 雙相鋼的微觀組織

在連退處理后的鋼板上采用線切割截取長度×寬度為10 mm×10 mm的金相試樣，經(jīng)過機械磨拋后，用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液侵蝕，然后在掃描電鏡下觀察組織，如圖3所示。由圖3可以看出：實驗鋼的組織主要由鐵素體和馬氏體構(gòu)成，馬氏體呈島狀均勻分布在鐵素體基體上，馬氏體島邊緣清晰。冷軋后的鋼板在兩相區(qū)加熱得到鐵素體+奧氏體，快冷后奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，得到鐵素體+馬氏體的雙相組織。通過ImageTool軟件測得，馬氏體體積分數(shù)約為39%。從圖3還發(fā)現(xiàn)：有的馬氏體島存在亮白色邊圈，這是由于Mn通過鐵素體或沿鐵素體晶界擴散時，在奧氏體島的周圍形成了高Mn的邊圈，使得奧氏體島的邊部比中心有更高的淬透性，從而在冷卻過程中形成了高錳的馬氏體邊圈及中心部分形成的滲碳體加鐵素體的聚合體[12]。

圖3 DP780鋼的SEM組織形貌

2.2 雙相鋼的力學(xué)性能

表2所示為通過單向拉伸測得DP780雙相鋼的力學(xué)性能，圖4所示為工程應(yīng)力?應(yīng)變曲線。從圖4可以看出：熱鍍鋅雙相鋼發(fā)生連續(xù)屈服，無屈服平臺；屈服強度較低，屈強比低，而且有較寬的延伸區(qū)，有利于沖壓成形。雙相鋼在連續(xù)退火快冷過程中，會發(fā)生馬氏體相變，體積膨脹誘發(fā)周圍鐵素體內(nèi)產(chǎn)生大量的可動位錯，在較低應(yīng)力下位錯源就被激活，從而表現(xiàn)出連續(xù)屈服，可以避免成形零件表面起皺。兩相區(qū)熱處理過程中，鐵素體中的碳氮化合物大量溶解或部分溶解，快冷過程只能以極小的顆粒析出，因此，位錯線將切過粒子而不發(fā)生彎曲，明顯減弱了原來的強化效應(yīng)[13]。此外，緩冷過程由于取向附生鐵素體的析出，大量C和Mn 元素進一步向剩余奧氏體中轉(zhuǎn)移，鐵素體基體得到凈化。由于以上2個因素使得雙相鋼具有低的屈服強度[12, 14]。

2.3 斷裂過程的原位觀察

通過原位拉伸實驗，可以直接連續(xù)地追蹤觀察裂紋的萌生和擴展以及伴隨的形變行為[15]。圖5所示為拉伸位移與載荷的關(guān)系。圖中曲線上的突變點表示停止加載，進行拍照。

表2 DP780鋼的力學(xué)性能

注：為應(yīng)變硬化指數(shù)；為塑性應(yīng)變比。

圖5 原位拉伸過程的載荷?位移曲線

圖6(a)所示為初始缺口的形狀(位移Δ=0 mm)，缺口加工質(zhì)量較好，沒有明顯缺陷。拉伸初始階段外應(yīng)力較小，缺口處并未產(chǎn)生明顯裂紋；當(dāng)Δ=0.791 mm時，載荷約為1 300 N，缺口底部才開始產(chǎn)生明顯開裂，如圖6(b)所示，圖中的方框C和D的放大圖分別如圖6(c)和6(d)所示。經(jīng)分析發(fā)現(xiàn)裂紋起源機制有多種：鐵素體相變形被拉斷，鐵素體和馬氏體相界面開裂。從圖6(c)還可以觀察到韌窩型斷口。當(dāng)拉應(yīng)力達一定程度后，在材料內(nèi)位錯塞積造成應(yīng)力集中，出現(xiàn)局部不協(xié)調(diào)變形，從而產(chǎn)生孔洞。隨著變形程度不斷增大，相鄰的孔洞貫通直至出現(xiàn)微裂紋，從而實現(xiàn)了裂紋的開裂[16]。但是，直到Δ=1.136 mm(圖6(e))拍照前，開裂處的裂紋并未發(fā)生明顯擴展，說明鋼的塑性較好。隨著加載的進行，載荷越來越大。當(dāng)Δ=1.136 mm時，其中一個開裂位置迅速發(fā)展成主裂紋，另一開裂位置在之后的加載過程中變化不大，后續(xù)主要跟蹤主裂紋的擴展。裂紋擴展初期，擴展方向與拉伸方向成45°，這是由于該方向剪應(yīng)力最大。

在應(yīng)力場的作用下，裂紋尖端會產(chǎn)生塑性區(qū)，內(nèi)應(yīng)力最大處會萌生新的微裂紋或微孔洞，如圖6(f)所示(Δ=1.159 mm)。微裂紋或微孔洞可能在鐵素體內(nèi)部或在鐵素體—馬氏體兩相界上萌生。鐵素體內(nèi)的微裂紋是應(yīng)力增大時局部塑性變形產(chǎn)生應(yīng)力集中導(dǎo)致的；鐵素體和馬氏體兩相之間的性能差異致晶界之間結(jié)合力減弱，同時兩相變形抗力不等，在外加應(yīng)力作用下，因變形程度不同產(chǎn)生附加應(yīng)力導(dǎo)致產(chǎn)生裂紋[17]。微裂紋或微孔會在外應(yīng)力作用下不斷增殖增大，間隔斷裂后貫通連接而向前擴展；微裂紋的形成使材料內(nèi)部增加了新的應(yīng)力集中并在微裂紋端部產(chǎn)生較集中的塑性變形，這又加速了新的微孔開裂、長大及與微裂紋的連結(jié)。主裂紋繼續(xù)向前擴展時，也會與其尖端的微裂紋相互連接而繼續(xù)向前擴展。當(dāng)裂紋擴展到第二相馬氏體島時，會沿著馬氏體島的邊緣繞過并不從其中穿過，如圖6(g)中箭頭(Δ=1.160 mm)所示。繼續(xù)拉伸試樣直至斷裂，Δ＞1.500 mm，如圖6(h)所示，試樣產(chǎn)生了頸縮現(xiàn)象。從上述可知：馬氏體與鐵素體界面有利于微裂紋的形成，鐵素體產(chǎn)生的塑性變形能夠減弱裂紋附近的局部應(yīng)力集中，減緩裂紋擴展。

(a) 初始缺口；(b) 裂紋開裂；(c) 圖6(b)中方框C的放大圖；(d) 圖6(b)中方框D的放大圖；(e) 主裂紋；(f) 裂紋尖端；(g) 裂紋間隔；(h) 斷后宏觀形貌

試樣拉斷后，切取斷口在掃描電鏡下觀察斷口形貌，如圖7所示。由圖7可知：斷口微觀形態(tài)的主要特征是韌窩。韌窩是由一些大小不等的圓形或橢圓形的凹坑組成，在拉伸過程中硬相馬氏體被從拉長的軟相鐵素體拔出而形成韌窩。綜合斷口形貌和上述試樣斷裂過程分析，可以判斷本實驗雙相鋼的斷裂形式屬于塑性斷裂，鐵素體斷裂形式主要是微孔相連的塑性方式。

圖7 DP780雙相鋼的斷口形貌

3 結(jié)論

1) 試制的雙相鋼經(jīng)800 ℃保溫，緩冷至700 ℃后快速冷卻，在460 ℃下過時效處理32 s，其屈服強度為402 MPa，抗拉強度為789 MPa，伸長率為23 %，綜合力學(xué)性能優(yōu)良。

2) 微裂紋可在鐵素體內(nèi)部或兩相界上萌生，在外應(yīng)力作用下繁殖長大；當(dāng)裂紋擴展到第二相馬氏體島時，會沿著馬氏體島的邊緣繞過；鐵素體產(chǎn)生的塑性變形能夠使裂紋尖端的局部應(yīng)力集中得以釋放，減緩裂紋擴展。

3) 在斷裂過程中，鐵素體被拉長，硬相馬氏體被從鐵素體拔出而形成韌窩；雙相鋼的斷裂形式屬于塑性斷裂。

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(編輯 趙俊)

In-situ observation of fracture process for 780 MPa grade galvanized cold rolled dual phase steel

YU Wenlong1, 2, LI Shengci1, KANG Yonglin1

1. School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China; 2. Technical Research Institute, Shougang Co. Ltd., Beijing 100043, China

780 MPa grade galvanized cold rolled dual-phase steel was trial-produced, the microstructure and mechanical properties were tested. In-situ tensile test method was used to observe the crack initiation and propagation behavior. The results show that the dual phase steel consisting of ferrite + martensite shows a tensile strength of 789 MPa, a yield ratio of 0.56, and an elongation of 23%. Cracks may derive from internal ferrite or ferrite?martensite phase boundary. When the cracks encounters hard martensite island during the expansion process, it will bypass the martensite and propagate along the edge of the islands. The plastic deformation near the crack of ferrite can weaken the local stress concentration, thus slowing crack growth. The final fracture pattern is plastic fracture, and the fracture morphology is a dimple pattern.

dual phase steel; fracture; in-situ observation; crack propagation

10.11817/j.issn.1672-7207.2016.10.008

TG142.1

A

1672?7207(2016)10?3341?06

2015?10?11；

2016?02?06

國家自然科學(xué)基金資助項目(U1460101)；國家高技術(shù)研究發(fā)展計劃(863計劃)項目(2013AA031601)(Project(U1460101) supported by the National Natural Science Foundation of China? Project(2013AA031601) supported by the National High Technology Research and Development Program(863 Program) of China）

康永林，教授，博士生導(dǎo)師，從事汽車用高強鋼的研究；E-mail：kangylin@ustb.edu.cn