钢板热浸镀后在480~570 ℃下保温一段时间进行扩散退火，使得纯锌层转换为Fe-Zn化合物.合金化镀锌层中的Fe-Zn合金相主要包括ζ，δ，Γ₁和Γ相.由于各相不同的性能导致镀层的整体性能不同^{[1, 2, 3, 4]}.

合金化Fe-Zn镀层具有优异的抗腐蚀性能、涂覆性能及优良的焊接性能，被广泛地应用于工业产品，尤其在汽车行业^{[5, 6]}.但是由于Fe-Zn中间相的固有脆性，使其成形性能受到限制，镀层破坏主要表现为粉化和剥落^[7].研究表明镀层的性能主要取决于中间相的结构和分布^{[8, 9]}.但是通过实验可知镀层在变形过程中并没有完全的脱落，而是某个特殊的应力区域发生了脱落，镀层在拉应力和压应力状态下其剥落行为不同.

本文主要利用三点弯曲测试，研究镀层在压应力和拉应力下Fe-Zn合金化镀层中裂纹的扩展、延伸及剥落行为.

测试的样品采用DC51D+ZF合金化镀锌板，基板厚度为1.2 mm.基板的化学成分(质量分数，%)为0.022C，0.04Si，0.18Mn，0.008P，0.008S，0.003N，基板的力学性能为R_m=325 MPa，R_p0.2=222 MPa，A=36%，n=0.18，r=0.25.由ICP-AES测量锌层中的化学成分(质量分数，%)为1.7 Al，10.7 Fe和87.6 Zn，镀锌工艺参数见表 1.

表 1

Table 1

表 1(Table 1)

表 1 镀锌工艺参数 Table 1 Process parameters of galvanizing and galvannealed θan tan θD φ(H2) θzp tdp w(Al) θga tga ℃ s ℃ % ℃ s % ℃ s 843 90 -40 7 465 3 0.145 510 10 注：θan为退火温度; tan为保温时间; θD为露点温度; φ(H2) 为 退火气氛中氢的体积分数; θzp为锌液温度; tdp为浸镀时间; w(Al) 为锌液中Al的质量分数; θga为合金化温度; t ga为合金化时间.

表 1 镀锌工艺参数 Table 1 Process parameters of galvanizing and galvannealed

三点弯曲试验根据GB／T232—2010标准在万能拉伸试验机上进行，样品尺寸为50 mm×25 mm，试验速度为1 mm/s，凹模跨距为14.2 mm，试验完成后精确测量弯曲半径，根据式(1)计算最大弯曲应变.

锌层的相结构采用电子探针(EPMA)的线扫描功能进行测定.弯曲试验完成后利用线切割机在弯曲弧顶处取样进行分析，用扫描电镜(SEM)及金相显微镜(OM)观察镀层内裂纹的扩展、镀层的剥落及粉化行为.为了防止由于腐蚀使锌层产生新的裂纹，在观察镀层截面形貌时，试样抛光后直接在扫描电镜和光学显微镜上进行观察.

表 2为镀层内各相中Fe的含量及各相的性质^{[3, 4]}.图 1为镀层弯曲前的形貌及镀层线扫描结果，根据表 2镀层中各相所含铁的质量分数范围可知，图 1中镀层主要由Γ，Γ₁和δ相组成，镀层的厚度约为8.5 μm.由于镀层在冷却过程中Fe-Zn中间相较脆，其热膨胀系数与基板不同，导致在冷却过程中产生预制裂纹，如图 1a箭头所指，在δ和Γ相内都产生了裂纹，而且裂纹的延伸方向都与板面有一定的倾斜角度.

表 2

Table 2

表 2(Table 2)

表 2 镀层各相Fe含量及性质 Table 2 Fe content and properties of phases in GA coating 相名称 ζ δ Γ1 Γ 分子式 FeZn13 FeZn11-6.67 Fe5Zn21-FeZn4 Fe3Zn10-FeZn3 晶体学结构 单斜 六方 面心立方 体心立方 w(Fe)/% 5~6 7~11.5 17~19.5 20.5~28 硬度(HV) 270 454 505 >515 熔点温度/℃ 530 — 672 782 生产温度/℃ — 672 550 —

表 2 镀层各相Fe含量及性质 Table 2 Fe content and properties of phases in GA coating

图 1(Figure 1)

Fig. 1

图 1 镀层横截面形貌及EPMA线扫描结果 Fig. 1 Cross-sectional SEM micrograph of the galvannealed coating and corresponding line scan by EPMA (a)—横截面形貌； (b)—EPMA线扫描.

图 2为镀层在应变为0.02，0.08，0.13和0.23时拉应力侧的裂纹扩展情况.从图 2可以看出，因为镀层中存在预裂纹(图 1a)，当变形刚刚开始时(ε=0.02)，Γ相及δ相中的裂纹沿着垂直于板面的方向扩展，并且也产生了一些垂直于板面方向的新裂纹，由于Fe-Zn合金相中Γ相中的Fe含量最多，是最脆的相^[4]，所以新生的裂纹首先从Γ相开始，如图 2a圆圈内所示.随着变形量的增大(ε=0.08)裂纹扩展到Γ-αFe界面(镀层与基板的交界面)，并且裂纹的宽度增加，如图 2b所示.当变形量继续增加时(ε=0.13，0.23)裂纹沿着Γ-αFe界面延伸，直到与其他裂纹相遇时镀层剥离,如图 2c，2d所示.

图 2(Figure 2)

Fig. 2

图 2 镀层拉应力侧的裂纹扩展 Fig. 2 Cracks in the coating under tensile stress (a)—ε=0.02； (b)—ε=0.08; (c)—ε=0.13； (d)—ε=0.23.

图 3为镀层在应变分别为0.02，0.08，0.13和0.23时压应力侧的裂纹变化情况.从总体上看，压应力侧的粉化量明显比拉应力侧严重.在应变为0.02时镀层内不但有纵向裂纹的延伸和扩展，而且在δ相内也产生了横向裂纹，如图 3a中箭头所示.随着应变的增加，纵向裂纹到达镀层表面，而且新生成的横向裂纹也与纵向裂纹接触，导致镀层脱落，从图中可以看出，应变为0.08时，镀层粉化比较严重，如图 3b所示.随着应变的继续增加，镀层的粉化越来越严重.从图 3中还可以看出，在压缩侧镀层的粉化主要发生在δ相内.

图 3(Figure 3)

Fig. 3

图 3 镀层压应力侧的裂纹扩展 Fig. 3 Cracks in the coating under compressive stress (a)—ε=0.02； (b)—ε=0.08; (c)—ε=0.13； (d)—ε=0.23.

图 4和表 3分别为镀层在拉伸侧和压缩侧表面的剥离形貌及 EDS分析结果.图 4a为镀层在拉伸侧的镀层剥落断面.可以看出镀层剥离主要发生在镀层与基板的结合处和Γ相层内部，这主要是因为，镀层在变形前Γ相中已存在很小的裂纹，在随后的拉伸过程中，裂纹扩展、延伸，当裂纹延伸到表面时产生粉化和剥落现象.从图 4a的能谱分析可以得到证实.图 4b和4c为镀层在压缩侧的表面形貌，可以看出镀层的剥落主要发生在δ相内和Γ-αFe界面.这主要是因为在压缩过程中Γ相中的裂纹较小，在压缩应变较小时，裂纹并没有扩展，而在变形前在δ相内存在的裂纹较大，在随后的变形过程中裂纹随机扩展、延伸，导致在δ相内发生了粉化和剥离现象，见图 4b.而当应变量很大时，由于Γ相是脆性相，在Γ相内产生新的裂纹，裂纹从Γ相内扩展和延伸，最后到达镀层表面，而且裂纹的延伸和扩展是随机性的，当两个裂纹相遇后镀层发生脱落，见图 4c.

图 4(Figure 4)

Fig. 4

图 4 三点弯曲后镀层表面的剥离形貌 Fig. 4 Fracture surfaces of the coatings after three point bend test (a)—拉伸侧断裂发生在Γ-αFe界面； (b)—压缩侧断裂发生在α相内; (c)—压缩侧断裂发生在Γ-αFe界面.

表 3

Table 3

表 3(Table 3)

表 3 图4中元素EDS分析结果 Table 3 The EDS results in Fig.4 点 w(Fe)/% w(Zn)/% w(Al)/% 相 No.1 24.23 75.40 0.37 Γ No.2 14.05 85.56 0.39 δ No.3 28.94 70.54 0.52 Γ No.4 63.33 36.67 0 αFe

表 3 图4中元素EDS分析结果 Table 3 The EDS results in Fig.4

由以上的实验结果可知，合金化镀层在弯曲后压缩侧和拉伸侧裂纹的扩展及镀层的剥落形式不同，根据经典塑性理论，钢板弯曲受力状态如图 5所示，钢板的上表面受拉伸应力，下表面受压缩应力，当变形超过弯曲极限时材料发生破裂.而且镀层的脆性要大于基板的脆性，所以镀层先于基板破坏.由实验结果可知镀层在受到压缩应力时更容易发生剥落.

图 5(Figure 5)

Fig. 5

图 5 弯曲理论图 Fig. 5 Schematic diagram of bending

由图 1可知，镀层在变形前已经存在裂纹，这主要是由于GA镀层在从合金化温度冷却到室温过程中，镀层与基板间的热膨胀系数的不同而产生残余应力，由于镀层是脆性的，所以该残余应力依靠镀层产生微裂纹来释放.

合金化镀锌板在弯曲前存在预裂纹，在变形过程中预裂纹扩展延伸，同时产生的新裂纹也随着变形的进行扩展和延伸，最后导致镀层的剥落.

在拉伸侧：由于拉伸应力直接作用于镀层，所以裂纹产生和延伸的方向垂直于应力方向.而镀层中最容易破坏的为Γ相，随着变形量的增加镀层内应力增大，Γ相最先到达弯曲极限导致在Γ相层内部产生新裂纹，随着应力的继续增加，裂纹沿着应力方向扩展，沿着垂直于应力方向延伸，最后裂纹贯穿整个镀层.随着变形量的继续增加，镀层内应力继续增大，所产生的切向应力也增大，当其产生的切向应力大于镀层与基板间的结合力时裂纹沿着Γ-αFe界面延伸,当与其他裂纹相遇时镀层剥离.

在压缩侧：当镀层受到外界压力时，镀层与钢基体之间产生界面剪切应力，导致镀层内部同时产生压应力和拉应力.同时由于镀层内部各相性能不同，在镀层各相之间的界面也会引起剪切应力，当镀层与基板间的变形传递能力下降时，就会导致镀层与基板之间产生相对滑动，两者之间的交互作用增加，当界面间的剪切应力大于镀层与基板间的结合力时，镀层从基板上脱落.在开始变形时，由于镀层没有达到弯曲极限，所以镀层内并不产生新的裂纹，而Γ相内的裂纹由于较小(图 1a)并没有延伸，只是在δ相内的裂纹延伸.由于产生的预裂纹与板面呈一定的角度，所以裂纹延伸的方向也与板面呈一定的角度，最后两个裂纹相遇，使得镀层在δ相内剥落；当变形量超过弯曲极限时，Γ相最先破坏产生裂纹，而且Γ相较脆，在承受压缩应力时，裂纹产生没有固定的方向，具有随机性，在随后的变形过程中裂纹同时向镀层表面和Γ-αFe界面延伸，最终镀层在Γ-αFe界面破坏.根据文献[10]，距中性层距离为y的材料其产生的切向应变为

由于板材在塑性弯曲时中性层内移，使得内层y值减小，而外层的y值增大，导致ε_θ外>ε_θ内，而ε表示变形量，更大的切向应变更有利于材料的滑移变形，所以压缩侧的粉化较严重.

1) 锌层在合金化退火后的冷却过程中裂纹主要产生于δ相和Γ相内，且都与板面呈一定的倾斜角度.

2) 在拉伸侧镀层中的裂纹沿着垂直于板面的方向延伸，最后到达Γ-αFe界面，并沿着平行于Γ-αFe界面的方向继续延伸，与第二条裂纹接触后，锌层剥落，其剥落主要发生在Γ-αFe界面.

3) 在压缩侧裂纹沿着与板面成一定的角度的方向扩展，最后镀层破坏或者在δ相内或者与拉应力一侧相同到达Γ-αFe界面，沿着Γ-αFe界面延伸最后产生破坏，而且压缩侧的粉化更严重.