Warm deformation and fracture behavior of DP1000 advanced high

strength steel

DP1000先進(jìn)高強(qiáng)度鋼的溫?zé)嶙冃魏蛿嗔研袨?/span>

Onur Çavuşoğlu, Serkan Toros, Hakan Gürün & Ahmet Güral

摘要： 溫度對 DP1000 先進(jìn)高強(qiáng)度鋼的機(jī)械性能和斷裂行為進(jìn)行了調(diào)查，取決于溫度的機(jī)械性能由非軸向拉力試驗在 25℃，100℃，200℃，300℃在軋制方向為 0°（軋制方向），45°（對角線方向），90°（橫向）以 0.0083-1 的變形速率，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度在 25℃和 200℃之間稍微有下降趨勢，最大的數(shù)值是在 300℃上達(dá)到，溫度上升明顯地影響延伸率數(shù)值，而印度系數(shù)在 25℃到 100℃隨著溫度變化而增加，在 25℃到 100℃之間，強(qiáng)度系數(shù)沒有觀察到效果作用，但是溫度再增加就增加數(shù)值。

1  前言

近年來，使用先進(jìn)高強(qiáng)度鋼制造汽車，材料的輕量化和增加乘坐人員安全性是汽車工業(yè)不斷的追求，汽車重量減輕是由于使用厚度較薄的鋼板，先進(jìn)高強(qiáng)度鋼減少了燃料消耗和碳排放，今天這些材料已經(jīng)廣泛使用在汽車工業(yè)上了，汽車上使用高強(qiáng)度鋼材改善了乘坐人員的安全性[1~4]，下一代中型車的車體結(jié)構(gòu)件含有 20 多種先進(jìn)高強(qiáng)度類型的鋼材，這些鋼材將在 2015~2010 年期間進(jìn)行商業(yè)化生產(chǎn)，大約 30%以上

是雙相鋼（DP），其強(qiáng)度從 500MPa 上升到 1000MPa[5]。說明了先進(jìn)高強(qiáng)度 DP 鋼的重要性。DP 鋼是一種低碳鋼，其微觀組織是鐵素體和馬氏體，發(fā)生在冷卻過程鋼中的馬氏體相貢獻(xiàn)了鋼的強(qiáng)度，而鋼中鐵素體軟相提供了良好的塑性[5~8]。

拉力試驗廣泛運(yùn)用于確定金屬材料在各種條件下的機(jī)械性能和應(yīng)變行為，在拉力試驗中得到許多取決于材料的塑性變形條件力學(xué)參數(shù)等數(shù)值[9~11]。已經(jīng)知道溫度條件對許多金屬材料的機(jī)械性能和成形行為產(chǎn)生影響[12~17]。在文獻(xiàn)中，Curtze 團(tuán)隊研究了 DP600 和 TRIP700 鋼溫度和應(yīng)變速率的關(guān)系[18]；Chen 團(tuán)隊做了 DP590 鋼在 500~700℃之間的拉力行為模型[19]；Akbarpour 和 Ekrami 分析了高比例貝氏體 DP 鋼溫度和機(jī)械性能之間的關(guān)系[20~21]；Ozturk 團(tuán)隊已經(jīng)識別了 DP600 在溫?zé)釡囟认吕�力特性和和回彈行為的關(guān)系[22]，Cao 團(tuán)隊調(diào)查了 DP800 商用薄板在-60℃到 100℃和 1x10 -4 到 1x10 2 s -1 應(yīng)變速率下的機(jī)械特性[23]；Queiroz 團(tuán)隊研究了 DP 鋼的在應(yīng)變速率 10 -2 到 5x10 -4 s -1 下拉力試驗下的應(yīng)變時效，試驗溫度范圍在25~600℃[24]；Molaei 和 Ekrami 識別了兩種不同的 DP 鋼分別具有 20%和 28%的馬氏體在 300℃溫度下的應(yīng)變時效對機(jī)械性能的的影響[25]；Sun 團(tuán)隊分析了 DP 鋼的 DP600，DP780 和 DP980 在拉力負(fù)載下斷口組織[26]。

研究這些文獻(xiàn)時候，從調(diào)查中看到某些商用和非商用 DP 鋼的機(jī)械性能取決于溫度條件，沒有發(fā)現(xiàn)對DP1000 鋼的材料研究溫度升高情況下的應(yīng)變行為。在本文研究中，目標(biāo)是對 DP1000 的 DP 鋼薄板材料在25℃,100℃,200℃和 300℃溫度下對機(jī)械性能和斷裂行為的影響。

2  材料和試驗性研究

2.1 材料

在本研究中，使用 DP1000 先進(jìn)高強(qiáng)度 1mm 厚度的薄板研究溫度條件對機(jī)械性能的影響，表1和表2給出了材料的化學(xué)成分和定性的高倍分析結(jié)果，此外，圖 1 給出了微觀組織照片。

2.2  試驗研究

試驗在津島（Shimadzu Autograph）100kN試驗機(jī)進(jìn)行，該機(jī)帶有數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)，十字頭速度為25mm/min，大致對應(yīng)試驗所用試樣的 0.0083s -1 的變形速率，試樣加載所用的自動溫度調(diào)節(jié)記錄保溫箱的溫度精度為±2℃，變形測量使用可視的引伸儀測量系統(tǒng)。

在非軸向拉力試驗中確定機(jī)械性能，按照 ASTM E8 制作的拉力試樣在三個不同的方向上進(jìn)行試驗（軋制方向，與軋制方向呈 45°夾角和橫向），使用的試樣標(biāo)準(zhǔn)尺寸見圖 2 所示。使用水流噴射機(jī)切割試樣，備樣工作盡可能減少溫度對試樣的影響，此外，取樣產(chǎn)生的應(yīng)變造成刻槽則使用拋光方法打磨試樣的邊緣部。

3  結(jié)果和討論

3.1  拉力試驗結(jié)果

DP1000 各項機(jī)械性能取決于溫度的變化，原始的拉力負(fù)載和延伸數(shù)據(jù)轉(zhuǎn)化為真應(yīng)力和真應(yīng)變，詳細(xì)地分析機(jī)械性能，工程應(yīng)力和工程塑性應(yīng)變數(shù)據(jù)見圖 3~5。

圖 6 表示的是溫度和屈服極限之間的關(guān)系，當(dāng)分析圖 6 時，在所有的沿著軋制方向取樣的試樣在溫度25℃拉力試驗，屈服發(fā)生在 713~801MPa 之間，雖然屈服強(qiáng)度在 100~200℃之間在拉力試驗中稍微有點(diǎn)下降，但是隨后開始增加，到 300℃時候達(dá)到最大的屈服強(qiáng)度。從室溫到 300℃范圍，屈服強(qiáng)度值是從 737 增加到 777MPa，在與軋制方向呈 45°的試樣屈服強(qiáng)度是從 709 增加到 756MPa，橫向屈服強(qiáng)度從 742 增加到801MPa。這種類似的結(jié)果在發(fā)表的文獻(xiàn)研究中具有一致的認(rèn)識，DP 鋼的應(yīng)變?nèi)�決于溫度的影響[20~22,24]。

抗拉強(qiáng)度—溫度之間的關(guān)系見圖 7，分析圖 7 時候，可見抗拉強(qiáng)度在 25℃到 200℃的范圍內(nèi)是下降的，然后隨著溫度的上升抗拉強(qiáng)度增加，所有三個方向取得的試樣在溫度為 300℃時候都達(dá)到了最大值，在溫度條件下材料的這種行為與 Oztuk 團(tuán)隊[22]的發(fā)現(xiàn)是一致的，這種情況是按照發(fā)生動態(tài)應(yīng)變時效考慮的[24~25]，抗拉強(qiáng)度最高數(shù)值測量為 1102MPa，這是在橫向試樣得到的，所觀察材料的溫度—抗拉強(qiáng)度和溫度—屈服強(qiáng)度之間的關(guān)系是類似的。

取決于溫度的均勻延伸量見圖 8，在 25℃溫度下，材料具有 8~12%的延伸率，對比在 25℃常溫下得到的延伸率，溫度為 100℃和 200℃試驗下其延伸率有±2%的波動。對于所有三個方向上的試樣的延伸率來看，當(dāng)溫度上升一直到 300℃時，其延伸率數(shù)值隨著溫度的上升而增加的。在所有三個方向中的試樣中，發(fā)現(xiàn)最好的延伸率為 14.87%，而且在各種溫度條件下，其延伸率的波動變化范圍在一個很小的范圍內(nèi)。因此，可以確定溫度條件對 DP1000 鋼的延伸行為沒有明顯的影響。在這種情況下，看到 Akbarpour 和 Ekrami研究的 DP 鋼溫度對延伸能力并沒有明顯的影響。

圖 9 表明硬化系數(shù)和溫度之間的關(guān)系，看到隨著溫度的上升其計算的硬化系數(shù)是增加的。在這種情況下，因為 DP1000 在高溫下更加容易實現(xiàn)位錯運(yùn)動，造成了加工硬化行為。最低的硬化系數(shù)數(shù)值是軋制方向試樣在 25℃常溫下得到的是 0.102，與軋制方向呈 45°試樣是 0.111，橫向試樣數(shù)值是 0.115。在拉力試驗中，最高 300℃溫度條件下，軋制方向試樣最高的硬化系數(shù)是 0.182，與軋制方向呈 45°的試樣最高硬化系數(shù)為 0.163，橫向試樣最高硬化系數(shù)為 0.201。觀察到加工硬化增加對應(yīng) DP 鋼相變過程中的動態(tài)應(yīng)變時效的上升，這是由于位錯的產(chǎn)生，在較高溫度變形所致[23~24]，在 Akbarpour 和 Ekrami[20]的研究中也觀察到硬化系數(shù)有少量的增加。

圖 10 表明強(qiáng)度系數(shù)和溫度之間的關(guān)系，在 25℃和 100℃溫度下的強(qiáng)度系數(shù)沒有明顯的變化，在 100℃到 300℃之間溫度范圍內(nèi)，隨著溫度上升強(qiáng)度系數(shù)是增加的，橫向試樣的強(qiáng)度系數(shù)高于其它兩個方向。

3.2  斷裂行為

鐵素體和馬氏體相的體積分?jǐn)?shù)影響 DP 鋼的斷裂行為[27]，試樣的斷裂表面見圖 11。從圖 11（a，b）看在 25℃和 100℃溫度下的斷口組織是分布均勻細(xì)小的韌窩結(jié)構(gòu)，這個結(jié)果是與 Sun 團(tuán)隊[26]的研究是相一致的。所見的斷裂形式是深坑斷裂表面，這是在 100℃溫度條件下得到的，這種組織結(jié)構(gòu)對塑性的增加是有利的。有人認(rèn)為在這個溫度下并不發(fā)生 Cottrell 效應(yīng)，然而在圖 11（c）中，在 200℃溫度下的斷口的局部區(qū)域具有平滑的表面和淺的微小韌窩組織，這種斷口表面指出了材料在這個溫度下較低的塑性，可能的原因是在 200℃下碳元素鎖住了位錯的運(yùn)動，在低于再結(jié)晶溫度下，引起延性比的下降。在圖 11（d）中，在斷口表面微小尺寸的韌窩和大的深韌窩是在 300℃溫度下得到的，這些大而深的韌窩表面材料具有大的多的塑性。這些深韌窩由斷裂之前的微孔洞聚合而產(chǎn)生的，有人認(rèn)為是較多活躍晶界滑移造成了這些微孔洞的聚合。

4  結(jié)論

本研究在 25~300℃溫度下對各個方向的試樣進(jìn)行拉力試驗，DP1000 鋼的溫度變化對機(jī)械性能的影響概況如下。從拉力試驗得到的數(shù)據(jù)見表 3，材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度在 25℃和 200℃之間隨著溫度升高稍微有所下降，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度具有類似的行為。溫度的變化造成延伸率波動在 8~14%范圍內(nèi)，可以確定溫度對延伸率指標(biāo)沒有明顯的影響。加工硬化系數(shù)由于溫度上升而增加，強(qiáng)度系數(shù)在 25~100℃溫度范

圍內(nèi)沒有觀察到變化，在高溫下可以看到增加的變化�？傮w上看這個結(jié)果非常有趣，這是由于在溫?zé)釛l件下動態(tài)變形時效造成了材料在不同的溫度和不同的軋制位向上呈現(xiàn)出復(fù)雜的行為，當(dāng) DP1000 溫度和機(jī)械性能之間的關(guān)系估計出來，對比溫?zé)釛l件，材料就可以確定在 25℃室溫條件下合適的成形能力。

致謝

作者感謝尼帶大學(xué)在 Onur 博士學(xué)習(xí)研究期間允許使用金屬成型研究實驗室設(shè)備。

公開申明

作者申明報告沒有任何潛在的利益沖突

參考文獻(xiàn)

[1] Kuziak R, Kawalla R, Waengler S. Advanced high strength steels for automotive industry. Arch Civ Mech Eng. 2008;8(1):103–117.

[2] Wang W, Wei X. The effect of martensite volume and distribution on shear fracture propagation of 600–1000 MPa dual phase sheet

steels in the process of deep drawing. Int J Mech Sci. 2013;67:100–107.

[3] Huh H, Kim SB, Song JH, et al. Dynamic tensile characteristics of TRIPtype and DP-type steel sheets for an auto-body. Int J Mech

Sci. 2008;50:918–931.

[4] Kalashami AG, Kermanpur A, Najafizadeh A, et al. Development of a high strength and ductile Nb-bearing dual phase steel by

coldrolling and intercritical annealing of the ferrite martensite microstructures. Mater Sci Eng A. 2016;658:355–366.

[5] Rosenberg G, Sinaiová I, Juhar Ľ. Effect of microstructure on mechanical properties of dual phase steels in the presence of stress concentrators. Mater Sci Eng A. 2013;582:347–358.

[6] Gündüz S, Demir B, Kaçar R. Effect of aging temperature and martensite by volume on strain aging behaviour of dual phase steel.Ironmak Steelmak. 2015;35(1):63–68.

[7] Wu-rong W, Chang-wei H, Zhong-hua Z, et al. The limit drawing ratio and formability prediction of advanced high strength dual-

phase steels. Mater Des. 2011;32:3320–3327.

[8] Bay A, Ray KK, Dwarakadasa ES. Influence of martensite content and morphology on tensile and impact properties of high-

martensite dual-phase steels. Metall Mat Trans A. 1999;30:1993–1202.

[9] Davis J. Tensile testing. 2nd ed. Materials Park, OH: ASM International; 2004.

[10] Çavuşoğlu O, Güral A, Gürün H. Influence of strain rate on tensile properties and fracture behaviour of DP600 and DP780 dual-

phase steels. Ironmak Steelmak. 2016. DOI:10.1080/03019233.2016. 1232911

[11] Ma M, Ding H, Tang Z, et al. Effect of strain rate and temperature on hot workability and flow behaviour of duplex stainless steel.

Ironmak Steelmak. 2016;43(2):88–96.

[12] Dong H, Wang CY, Chen Y, et al. Warm stamping of the 3 rd generation sheet steel for automobiles. Adv Mater Res. 2015;1063:219–

222.

[13] Mori K, Maki S, Tanaka Y. Warm and hot stamping of ultra high tensile strength steel sheets using resistance heating. CIRP Ann

Manufact Technol. 2005;54(1):209–212.

[14] Pei HX, Zhang HL, Wang LX, et al. Tensile behaviour of 316LN stainless steel at elevated temperatures. Mater High Temp.

2014;31 (8):198–203.

[15] Şen N, Karaağaç İ, Kurgan N. Experimental research on warm deep drawing of HC420LA grade sheet material. Int J Adv Manuf

Technol. 2016;87:3359–3371.

[16] Yanagimoto J, Oyamada K, Nakagawa T. Springback of high-strength steel after hot and warm sheet formings. CIRP Ann Manufact

Technol. 2005;54(1):213–216.

[17] Güler H. Investigation of usibor 1500 formability in a hot forming operation. Mater Sci (Medžiagotyra). 2013;19(2):144–146.

[18] Curtzea S, Kuokkalaa V-T, Hokkaa M, et al. Deformation behavior of TRIP and DP steels in tension at different temperatures over

a wide range of strain rates. Mater Sci Eng A. 2009;507:124–131.

[19] Chen W, Cheng S, Xue L, et al. Modelling of flow stress of dual phase steel under warm tensile deformation. Mater Sc Technol.

2011;27 (6):1002–1006.

[20] Akbarpour MR. Ekrami A. Effect of temperature on flow and work hardening behavior of high bainite dual phase (HBDP) steels.

Mater Sci Eng A. 2008;475:293–298.

[21] Ekrami A. High temperature mechanical properties of dual phase steels. Mater Lett. 2005;59:2070–2074.

[22] Ozturk F, Toros S, Kilic S. Tensile and spring-back behavior of DP600 advanced high strength steel at warm temperatures. J Iron

Steel Res Int. 2009;16(8):41–46.

[23] Cao Y, Ahlström J, Karlsson B. The influence of temperatures and strain rates on the mechanical behavior of dual phase steel in

different conditions. J Mater Res Technol. 2015;4(1):68–74.

[24] Queiroz RRU, Cunha FGG, Gonzalez BM. Study of dynamic strain aging in dual phase steel. Mater Sci Eng A. 2012;543:84–87.

[25] Molaei MJ, Ekrami A. The effect of dynamic strain aging on subsequent mechanical properties of dual-phase steels. J Mater Eng

Perform. 2010;19:607–610.

[26] Sun Y, Li X, Yu X, et al. Fracture morphologies of advanced high strength steel during deformation. Acta Metall Sin (Engl Lett).2014;27:101–106.

[27] Sun X, Choi KS, Soulami A, et al. On key factors influencing ductile fractures of dual phase (DP) steels. Mater Sci Eng A.

2009;526:140–149

唐杰民 2018 年 8 月 27 日翻譯于 IRONMAKING & STEELMAKING 2018, VOL. 45, NO. 7, 618–625

唐工水平有限，文中有不準(zhǔn)確之處敬請指正。