On Local Formability/Ductility of New Advanced High-Strength Steels: Temperature, Bake Hardening and Strain Rate Effects
新型AHSS钢局部成形性/延展性：温度、烘烤硬化和应变率的影响
在过去的几十年里，基于不同微观结构概念的新型先进高强度钢(AHSSs)得到了发展，以满足汽车工业的各种需求。然而，尽管这些新型AHSSs在实验室测试条件下具有相对较高强度下延伸，但在许多实际成形过程和碰撞场景中的开裂问题仍然限制了它们的应用。因此，受局部-全局可成形性图概念的启发，本研究从比较不同AHSS板材钢种的真实断裂应变(TFS)开始，TFS是局部可成形性/延展性的典型代表参数。此外，还研究了温度、烘烤硬化和应变速率等关键应用效应对TFS的影响，根据试验结果对材料机理进行了解释和讨论。本研究的目的是强调局部成形性/延展性的重要性，并为未来AHSS的发展战略提供相应的参考思路。介绍
钢的强度-延性图
钢材强度-延展性图，也被称为“香蕉图”，作为一种普遍的各种汽车钢板钢种等级的可视化图说明，已被工业界和学术界广泛引用，以方便钢材的比较和选择。这个图在原始版本的基础上略有改进，[2]当前香蕉图的横坐标基于抗拉强度(UTS)值，纵坐标基于总延伸率(TE)值，这两个值都可以直接从工程应力-应变曲线中获得。特别是对于先进高强度钢(AHSS)，香蕉图不仅突出了AHSS家族的多样性，而且还有助于根据显微结构[3]或UTS×TE值对不同的AHSS进行分类。[4,5]此外，香蕉图中的空白空间指明了进一步增强拉伸性能的新型AHSS的发展机会。因此，一个具有代表性的基于微观组织的概念[6,7]强调了残余奥氏体的重要性，奥氏体不仅具有足够的塑性和强度组合，而且在塑性变形过程中转变为超高强度的新鲜马氏体，以延缓应变局部化，即相变诱导塑性(TRIP)效应。此外，通过控制奥氏体的稳定性，可以为不同的钢种发展目标实现多种强度-塑性组合受这一概念的启发。[7]在过去的几十年里，[1]钢铁行业开发了多种新的AHSS等级并将其商业化典型的钢种是淬火分配(Q&P)钢，它是基于钢加工过程中的碳稳定保留在奥氏体技术而开发的，[8~10]而不是昂贵的奥氏体钢中使用重合金元素成分的传统方法。先前的研究[11]将两种Q&P钢(代码1和代码2)的代表性应力-应变曲线与图1a所示的两种双相(DP)钢(代码3和代码4)和两种亚稳奥氏体钢(代码5和代码6)的代表性应力-应变曲线进行了比较，并据此在图1b的香蕉图中进行了分布。两种Q&P钢在显微组织中都含有约14%的残余奥氏体，而DP钢不含任何奥氏体组织，每种奥氏体钢种都含有90%以上的奥氏体，但稳定性不同。的确，微观组织中奥氏体越多，UTS×TE值越高，在香蕉图中的位置越有利越好。
图1 两种淬火分配钢(代码1和代码2)与两种双相(代码3和代码4)和两种亚稳奥氏体钢(代码5和代码6)的代表性工程应力-应变曲线(a)及其在香蕉图(b)中的分布局部-全局成形性图
然而，香蕉图简化了钢的许多关键特性，例如局部和全局成形性。事实上，一些早期的经验文献[12]已经将增强延伸凸缘性能的DP980与增强TE的DP980区分为两种不同的亚级，以满足相应的应用。据此，hance[5,13]引入了局部-全局可成形性图(Local- Global Formability Diagram)，又称“Hance图”，[4]该图以真均匀应变(true uniform strain, TUS)为横坐标表示材料抗颈缩指标的全局可成形性，以真断裂应变(true fracture strain, TFS)为纵坐标表示材料抗断裂性指标的局部可成形性。与直接从真实应力-应变曲线获得的TUS不同，TFS可以用断裂时的主应变、[5]厚度应变[14]或有效(塑性)应变[15]来表示，并且需要一个测量和推导过程。已有文献[15]对两种常用的基于数字图像相关(DIC)和ASTM E8标准的TFS测量推导方法进行了研究和比较，并提出了一种新的混合方法，以避免这两种传统方法的缺点。所有的TFS结果均由断裂时的von Mises有效应变表示，并通过该混合方法得出。对于在香蕉图中的AHSS排名有序，它们在Hance图中的分布可以重新组合，特别是沿着局部可成形性轴。例如，从图1中选择的6个AHSS钢种等级根据其局部和全局的各向异性可成形性在图2中重新绘制，这说明了这种重新排序的结果。值得注意的是，代码5在6个AHSS中表现出最高的整体可成形性，但局部可成形性最低；代码3表现出最低的整体可成形性，但局部可成形性却是最高的；代码1具有平衡的成形特性。结果表明，局部成形性与整体成形性、局部成形性与残余奥氏体含量之间均无相关性。
图2 在“Hance图”中选定的六种先进高强度钢及其相对于薄板轧制方向沿纵向(L)，对角线(D)和横向(T)方向的各向异性成形性然而，实验发现TFS/局部成形性与许多基于应用的性能之间存在正相关关系，例如扩孔率(HER)、断裂韧性、弯曲性能、边缘裂纹敏感性(延伸凸缘性能)和损伤容限。[1,14]换句话说，基于基本拉伸试验的TFS结果，可以估计和比较不同AHSS钢种在汽车应用中的一些关键机械性能。以图1中选择的6个AHSS等级的扩孔性能为例。如图3所示，单轴向拉伸试验的TFS值越高，基于ISO 16630标准试验的HER值一般越高。值得注意的是，图2的各向异性局部成形性表明，这些钢在T向上相对更容易断裂，并且在实际扩孔试验中，初始裂纹确实典型地出现在T向上。因此，这里将T向拉伸试验试样的TFS结果与HER结果一起绘制，以表明它们之间的相关性。文献中的类似研究[16]也强调了基于更多AHSS钢种等级的这种相关性，尽管局部的成形性由厚度应变表示。
图3 扩孔率(HER)与真断裂应变(TFS)-T呈正相关研究范围
本质上，无论是香蕉图还是Hance图都是基于高度简化的材料拉伸试验数据，这些数据默认是在实验室环境下以室温下的准静态单轴应变速率进行表征的。然而，在实际汽车应用中，无论是典型的冲压应变率(数量级为101 s-1)还是碰撞应变率(103s-1数量级)都远远高于准静态应变率(10-3 s-1量级)，更不用说AHSS塑性变形产生的大量难以散发的热量会迅速升高局部温度。[17,18]先前的一项研究[11]考察了温度和应变速率，对图1中选定的6种AHSS钢种拉伸性能的影响，比较了它们在香蕉图中的演变分布，并强调了新的AHSS钢中奥氏体对这些影响的敏感性。作为后续研究，本工作重点研究了温度和应变速率对TFS/局部成形性的影响。此外，作为温度效应的一个分支，本文还研究了烘烤硬化对TFS的影响。相应地，TFS的表示将从局部成形性推广到局部延性，从而成为材料在成形和碰撞两种情况下的抗断裂性指标。对于目标材料，本研究选择代码1 (Q&P980-GI)和代码3(低碳当量DP980-GI, LCE)的钢种，也是在前人发表后成果的继续努力研究。[11,15]其具有代表性的微观结构如图4所示。相比之下，Q&P980具有铁素体、奥氏体和马氏体的多相组织，而DP980LCE主要由铁素体和马氏体组成。无论从UTS×TE值[5]还是从显微结构[3]来看，Q&P980都属于第三代AHSS钢种等级，而DP980LCE理论上只是常规的第一代AHSS钢种等级。然而，DP980LCE是基于降低其化学成分中的碳含量以减小其铁素体和马氏体晶粒之间的硬度差异的冶金概念开发的，[19~21]从而具有增强的局部成形性，如图2所示。相比之下，Q&P980中残余奥氏体一方面确实通过TRIP效应提高了拉伸的延伸率，但另一方面，在塑性变形过程中转变为新鲜的马氏体，从而增加了微观显微组织的硬度差，这就会产生微孔洞，往往会产生容易合并成裂纹。值得注意的是，作为一种有效的奥氏体稳定剂，碳在Q&P钢的奥氏体中含量相对较高，[8]因此可以进一步硬化塑性变形过程中由奥氏体转变而来的新鲜马氏体，从而加速“马氏体-基体分离”形成微孔洞。
图4 Q&P980 (a)和DP980LCE (b)的代表性显微组织温度效应
实验程序
在这项研究中，温度相关的拉伸测试程序和试样几何形状与先前的出版物一致。[11,18]在本节中，仅以0.001 s-1的标称应变速率测试了至少三次重复的L向ASTM E8标准几何试样。在试验装置方面，简单地说，在机电万能材料试验机上创造一个独立的环境适应空间条件，通过对流加热，该腔室空间可创造高达250C的准等温环境。在测试过程中，现场温度监测不仅基于热电偶读数，还基于通过腔室侧窗通过红外摄像机进行的样品表面温度成像。设计了两个定制把手，用于在极端温度测试中快速加载，并通过夹钳对试样施加张力载荷。[22]此外，采用立体DIC系统通过室门上的玻璃窗监测样品的变形。在DIC测量中，高温下发射的玻璃窗和黑体辐射预计会对捕获的图像产生一定程度的扭曲，关于分析和抵消由此产生的误差的相对深入的研究已经在先前的工作中发表。[23] DIC系统包括一对400万像素的摄像机，以最高672 Hz的可调帧速率运行，以记录足够的应变场演化的时间分辨率。每次试验开始时，同时触发试验机和DIC系统，将测压元件原位测得的力信号连续传输到DIC软件中，与试验过程中相应的图像同步。这样，就可以在DIC软件中绘制出力-位移曲线，并相应地对代表材料特性的其他重要值进行后处理。结果与讨论
温度对两种目标材料整体成形性和局部成形性影响的实验结果如图5所示。总体而言，DP980LCE具有较高的TFS，但其拉伸延伸率(UE或TE)远低于Q&P980的延伸率。此外，所绘制的性质都没有随温度升高而呈现线性趋势。特别是在150℃时，两种材料的拉伸延伸率均处在曲线的谷底，但TFS趋势是不同的。250℃时，拉伸延伸率达到峰值，TFS水平明显下降。这种波浪式的温度依赖性可归因于多种影响，或有利或相反，在不同的温度范围内动态影响材料的成形性。
图5 温度对Q&P980 (a)和DP980LCE (b)整体和局部成形性/延展性的影响两种材料的热软化：当温度升高时，增加的外部热能促进移动位错扩散穿过晶界，因此这种影响始终有利于拉伸延伸率，而其对TFS的影响尚不清楚。两种材料的动态应变时效(DSA)：在本研究中施加的应变速率下，该效应在100-150℃时在两种目标材料中明显有效。典型的DSA表现为Portevin-Le Chatelier (PLC)带状，[24]在图6a中的曲线3和4以及图6b中的曲线4上形成锯齿状流动应力。与DP980LCE相比，Q&P980在加工过程中含有更多的碳作为奥氏体稳定剂，因此其柯氏气团[25](碳原子团簇)更容易形成和“阻止”移动位错，从而更快地缩短其拉伸延伸率。这一机制也可以解释DP980LCE在100-150℃时TFS下降的原因，这是由于PLC带内早期应变局部化和堆积位错造成的。然而，对于Q&P980, 150C时的TFS峰表明DSA诱导抑制被一种独特的有利效应所克服，即抑制马氏体转变。
图6 温度影响下Q&P980 (a)和DP980LCE (b)的代表性工程应力-应变曲线在Q&P980中的马氏体转变：根据Olson-Cohen理论，[26]当温度升高时，由于诱导应力的增加，塑性诱导的从奥氏体到马氏体的转变逐渐衰减，在临界温度下，诱导应力最终超过材料的UTS，从而终止相变。根据文献，[27~29]对于TRIP和Q&P钢，该临界温度通常在100C左右。然而，与Olson-Cohen理论不同的是，马氏体相变在200℃左右可以重新激活，迄今为止只在TRIP和Q&P钢中观察到，[30~35]但相应的解释仍然不统一。基于一系列的中断拉伸试验和x射线衍射检查，图7显示了不同温度下多个塑性应变水平下残余奥氏体的体积分数。在100-150℃时，相变明显减慢(而不是“终止”)，因此很少有新鲜的高硬度马氏体晶粒成核，这使得马氏体-基体分离脱聚最小，从而将TFS水平提高到峰值，如图5a所示。反之，200 ~ 250℃的再激活相变恢复了塑性变形时的新鲜马氏体形核，一定程度上促进了TFS的下降。
图7 在Q&P980中奥氏体随塑性应变演化的温度影响奥氏体体积分数在250℃以上，两种材料的析出强化效应导致图5中TFS下降加剧。受文献启发，[32,37]碳化物在该温度范围内析出进入到马氏体内，再次增加了多相之间的硬度差。烘烤硬化效果
实验的程序
作为温度效应的一个应用启发的分支主题，本节研究了油漆烘烤循环对目标钢种的影响。在这里，“可成形性”的概念需要使用到“延展性”，因为在实际的车辆制造中，油漆烘烤循环是在成形程序之后应用的。在这个研究中，测试程序从DIN EN 10325标准调整：(1)预应变拉伸试样(使用ASTM E8标准几何尺寸)到5%(而不是标准的2%)主要应变水平，(2)烘焙预应变试样室温度在170±2C 20±0.5分钟,和(3)拉伸试验烘焙硬化试样断裂的原因和处理结果基于最初的维度(而不是预应变尺寸的标准)。对于每种材料，在0.001 s-1的标称应变速率下，对至少两次重复的L向试样进行了测试。此外，DIC系统不仅可以测量应变演变，还可以通过与测试框架控制器通信现场应变信号，通过回弹补偿控制预应变水平。结果与讨论
两种目标材料的工程应力-应变对比曲线如图8所示。特别是，两种材料的TE结果都通过预应变加烘烤硬化(PS+BH)这个循环而降低。由于PS+BH循环后残余奥氏体具有TRIP效应，Q&P980在断裂前表现为屈服点延伸(YPE)阶段，然后是短暂的应变硬化阶段，而DP980LCE在这个循环后由于局部残余和铁素体—马氏体剪切应力表现为直接的屈服-断裂过程与降低的TE相反，TFS值不受PS+BH过程的影响，如图9所示。这种现象在文献中也有简要的报道，[39]但没有详细的解释。从本质上讲，静态应变时效(SSA)是烘烤硬化效应的主要材料机制。与三个测试步骤阶段相对应，(1)预应变产生许多位错，(2)烘烤使碳原子聚集在位错周围，这是由于能量平衡而形成柯氏气团，(3)受阻的位错在继续拉伸测试中需要额外的外部应力才能移动。与上一节介绍的DSA类似，SSA可以有效地加速颈缩，但几乎不会引发早期断裂。
图8 Q&P980 (a)和DP980LCE (b)的材料接收状态与预应变+烘烤硬化(PS+BH)工程应力-应变曲线的比较
图9 TE(左)和TFS(右)的不同烘烤硬化效应应变率影响
实验程序
对于应变率相关试验，根据ISO 26203-2标准对试验系统、程序和试样几何形状进行了调整，并在前期工作中进行了介绍简而言之。[11]采用伺服液压高速测试系统，在拉伸或压缩方向上以最大20 m/s的速度执行最大160 kN轴向载荷。基于该系统的拉力测试夹具由静态夹具和动态夹具组成，静态夹具与安装在系统基座上的压电负载垫圈连接，动态夹具带有松弛适配器，与液压执行器连接。在每次拉伸测试中，首先将松弛适配器加速到目标速度，然后与动态夹钳动作夹紧，将安装的试样一直拉伸到断裂。当目标速度超过一定极限(本系统为1m /s)时，冲击通常会引起系统振铃，从而导致力信号振荡。为了缓解这一问题，本研究根据文献中的一些建议对试样几何形状进行了优化。[40~42]此外，按照ISO 26203-2标准的建议，将两个应变片连接到每个试样两侧的适当变形区，作为附加的负载传感器。松弛适配器还允许安装阻尼垫圈，以提高力信号质量，尽管牺牲了一些在动态夹钳的速度。在应变测量方面，基于高速相机的2D-DIC系统被正常部署到每个夹钳上的试样上。这种相机可以记录连续图像，帧率最高可达120,000 Hz，具有足够的分辨率。在每个测试应变速率下，按1:8的比例负荷垫圈的信号采集速率做到同步。因此，DIC的应变结果可以与力信号的应力结果同步，从而在后续加工中处理应力-应变曲线。结果与讨论
两种目标钢应变速率影响成形性/延性的实验结果如图10所示。在本节中，由于缩小了试样的几何形状，[11]两种材料在0.001 s-1时的TFS结果都低于图5中25℃时的TFS结果，图11中工程应力-应变曲线的TE值根据ISO 2566标准进行了转换，与图5中的TE结果相当。通常，也有多种材料机制影响成形性/延性的趋势。在“准静态”应变速率范围[43] (0.001 ~ 1s -1)内，材料塑性变形产生的热量逐渐升高，并最终改变等温条件，特别是在试样颈缩和断裂之间。根据红外测量，在应变速率为1 s-1时，Q&P980拉伸试样的峰值温度可升至150℃左右，DP980LCE拉伸试样的峰值温度可升至100℃左右。正如前一节所讨论的，在这个温度范围内的综合效应抑制了两种材料的拉伸延伸率(UE或TE)，如图10和图11所示。这种基于绝热加热的热效应也可以解释在“动态低”应变速率范围[44](从1到1000 s-1)中拉伸延伸率的增加，在这种情况下，绝热热量散发到大气的时间更短，因此试样上的温度比在准静态应变速率范围内升高得更严重。然而，两种目标材料的应变速率影响的TFS值并不表现出相似的趋势。对于Q&P980，无论何种应变速率下，在绝热抑制之前，残余奥氏体都以如图12所示的类似速率转变为马氏体，因此富碳马氏体总是会产生马氏体-基体脱聚，最终导致断裂。这一机制限制了Q&P980的TFS随应变速率的变化。值得注意的是，图12中的残余奥氏体含量是在橡树岭国家实验室通过中子衍射在测试试样的不同位置进行检测的，并在DIC结果中映射到相应的应变梯度。文献中也报道了类似的应变不敏感转化行为相比之下，DP980LCE的TFS随着应变速率的升高而持续增加。[45]这是由于铁素体的应变硬化速率高于马氏体，降低了低碳马氏体与基体之间的硬度差距，从而进一步延缓了微孔洞的形核。
图10 应变率对Q&P980 (a)和DP980LCE (b)成形性/延性的影响
图11 应变率影响下Q&P980 (a)和DP980LCE (b)的代表性工程应力-应变曲线
图12 Q&P980中奥氏体随塑性应变演化的应变速率影响体积分数结论
本文从回顾钢的强度-延性图和局部-全局成形性图开始，认可它们在AHSS的分类和发展中所起的重要作用。从局部成形性展开，这项工作强调了TFS(代表局部成形性/延展性)在将拉伸测试结果与扩孔率相关联方面的重要性，扩孔率代表了汽车应用中一系列高要求的材料性能。此外，还研究了温度、烘烤硬化和应变速率等多种实际条件对TFS和拉伸伸长率的影响。两种AHSS牌号Q&P980和DP980LCE在这些条件下进行了研究，不仅因为它们具有全局和局部成形性的比较优势，而且它们背后的微观结构发展理念也不同。Q&P980多相组织中含有残余奥氏体，因此可以利用TRIP效应在等温准静态实验室测试条件下表现出显著的整体成形性/延展性。但在一定温度范围内(150℃左右)或应变速率范围内(1 s-1左右)，由于温度敏感的马氏体相变，TRIP效应被抑制。这种不利的温度或应变率范围是在实际钢板冲压的条件。此外，塑性变形中由奥氏体转变而来的富碳马氏体增加了多相间的硬度差，从而容易引发断裂，抑制Q&P980的局部成形性/延展性。在150℃时，由于不活跃的相变，这种抑制可以释放，但不受烘烤硬化和应变速率的显著影响。相比之下，DP980LCE的显微组织中主要含有铁素体和马氏体，因此具有非常有限的整体成形性/延展性。然而，铁素体和低碳马氏体之间硬度差的减小延缓了微孔洞的形核，最终有助于提高DP980LCE的局部成形性/延展性。这种增强不受烘烤硬化的显著影响，或低于200℃温度条件的不受到明显的影响，甚至随着多相应变硬化速率的提高而进一步增强。然而，这两种钢的TFS的共同抑制条件是200-250℃，其机制被认为是碳化物在马氏体晶粒内析出，这再次增加了马氏体与基体之间的硬度差。
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Jun Hu：Senior Product Research Engineer, Cleveland-Cliffs Research & Innovation Center, Middletown, Ohio, USA jun.Yeting Sun：University of Central Florida, Orlando, Fla., USA .edu唐杰民2024年5月在安徽黄山屯溪翻译自某国《钢铁技术》今年5月期刊。水平有限，材料知识实验室知识掌握有限，翻译不准不妥和错误之处请各位专家学者和看官给予指正。
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