超高强铁素体马氏体双相钢在动态拉伸变形条件下组织和性能研究.docx

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超高强铁素体马氏体双相钢在动态拉伸变形条件下组织和性能研究

超高强铁素体-马氏体双相钢在动态

拉伸变形条件下组织和性能研究

Microstructure　and　Properties　of　Ultra-high

Strength　Ferrite-martensite　Dual　Phase　Steel

Tested　Under　Dynamic　Tensile　Conditions

代启锋,宋仁伯,关小霞

（北京科技大学材料科学与工程学院,北京100083

DAI　Qi-feng,SONG　Ren-bo,GUAN　Xiao-xia

（School　of　Materials　Science　and　Engineering,University　of

Science　and　Technology　Beijing,Beijing　100083,China

摘要:

通过分段淬火连续退火实验,获得两组铁素体晶粒尺寸大致相同、马氏体体积分数不同的双相钢。

选取应变速率为10-4s-1进行准静态拉伸实验;选取应变速率为500s-1和2250s-1在分离式霍普金森拉杆技术进行动态拉伸实验。

利用动态因子、Feret比率等定量分析方法研究超高强铁素体-马氏体双相钢在动态拉伸变形条件下的组织和性能。

结果表明:

应变速率效应在双相钢的动态变形行为中主要起强化作用;马氏体体积分数越低的双相钢应变速率敏感性越大;相比抗拉强度而言,超高强冷轧双相钢屈服强度的应变速率敏感性更大。

计算在应变速率为2250s-1动态拉伸变形下产生绝热温升分别为98K和89K,并抵消部分应变速率强化作用。

关键词:

动态拉伸实验;微观组织;双相钢;应变速率敏感性

doi:

10.3969/j.issn.1001-4381.2013.04.002

中图分类号:

TG156.1;TG113.1　　文献标识码:

A　　文章编号:

1001-4381（201304-0006-06

Abstract:

Two　groups　of　experimental　dual　phase（DPsteels　with　the　same　ferrite　grain　size　and　dif-ferent　martensite　volume　fraction　were　obtained　through　performing　the　experiment　of　step　quenching（SQcontinuous　annealing.The　quasi-static　tensile　experiment　and　the　dynamic　tensile　experimentfor　the　two　groups　of　DP　steels　were　carried　out　at　room　temperature　using　universal　testing　machineCMT-4105at　strain　rate　of　10-4s-1　and　split　Hopkinson　tensile　bar（SHTBat　strain　rate　of　500s-1and　2250s-1,respectively.Effect　of　high　strain　rate　deformation　on　microstructure　and　properties　ofultra-high　strength　ferrite-martensite　dual　phase　steel　tested　under　dynamic　tensile　conditions　was　in-vestigated　using　the　dynamic　factor　and　Feret　ratio　quantitative　analysis　method.The　results　showthat　strain　rate　effect　plays　a　role　of　strengthening　for　dynamic　deformation　behavior　of　dual　phasesteel;that　strain　rate　sensitivity　of　dual　phase　steel　increases　with　the　decreasing　of　martensite　volumefraction;that　strain　rate　sensitivity　of　proof　strength　of　ultra-high　strength　dual　phase　steels　is　greaterthan　that　of　tensile　strength.Adiabatic　temperature　rise　which　is　calculated　of　the　two　kind　of　dualphase　steels　under　2250s-1　strain　rate　dynamic　tensile　conditions　was　98Kand　89K,and　it　counteractsthe　strengthening　effect　of　strain　rate.

Key　words:

dynamic　tensile　testing;microstructure;dual　phase　steel;strain　rate　sensitivity

　　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之一。

铁素体-马氏体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、碰撞能量吸收能力高和冲压成形性良好等优点,成为新一代的深冲型汽车用钢[1-3]。

目前,针对高强度高塑性双相钢的化学成分设计、组织和性能研究与生产工艺优化,国内外许多学者都已进行了大量研究工作[4-11]。

但是针对超高强度双相钢的动态变形行为的相关理论研究还处于初步探索阶段。

6　　材料工程/2013年4期　

随着霍普金森拉杆（Split　Hopkinson　TensileBar,SHTB技术在先进高强钢的应用,汽车用钢的防撞性能得以研究[12-20]。

本工作利用普金森拉杆技术进行拉伸实验,利用动态因子、Feret比率等定量分析方法研究两种马氏体体积分数不同的超高强铁素体-马氏体双相钢的动态变形行为以及在高应变速率变形条件下组织演变规律,并对高应变速率变形条件下绝热温升对双相钢性能的影响进行了分析。

1　实验材料与方法

实验用钢的化学成分（质量分数/%:

0.19C,0.75Si,1.95Mn,0.02Cr,0.044Nb,<0.005P,<0.003S,<0.004N,余量为Fe。

采用30kg真空感应炉冶炼并锻造成41mm×81mm×100mm的板坯。

板坯在1200℃保温2h后,在实验室四辊热轧机上经8道次轧制成3.5mm,热轧开轧温度1150℃,终轧温度850℃,轧后以40℃/s的速率水冷到650℃,放入保温炉内随炉冷却至室温以模拟卷取。

热轧板经酸洗后冷轧到1mm,压下率大于70%。

为了研究马氏体体积分数的不同对冷轧双相钢动态变形特性的影响,将冷轧硬板加工成50mm×200mm的试样,在Gleeble-3500热模拟机中进行分段淬火连续退火实验,得到两组不同马氏体体积分数的双相钢试样。

图1为实验室分段淬火热处理工艺路线,将试样以10℃/s加热至奥氏体化温度900℃并保温300s,之后缓慢冷却至铁素体-奥氏体临界区温度730℃和770℃,保温150s,再以50℃/s将试样快速冷却

至280℃进行过时效处理,保温300s,最后空冷至室温

。

图1　分段淬火连续退火工艺路线图

Fig.1　Schematic　diagram　of　step　quenching

continuous　annealing

准静态拉伸实验在万能材料试验机CMT-4105上进行,选用标距为50mm的试样,应变速率选取10-4s-1;动态冲击拉伸实验在分离式霍普金森拉杆上进行,其入射杆、透射杆以及子弹都是18Ni马氏体时效钢,数据采集和记录频率为2.5MHz。

选用标距为6mm的试样,应变速率选取500s-1和2250s-1。

高应变速率拉伸试样如图2所示

。

图2　SHTB高应变速率拉伸试样尺寸图

Fig.2

Geometry　of　high　strain　rate　tensile

specimens　in　SHTB

金相试样研磨、抛光后用体积分数为4%的硝酸酒精浸蚀,在光学显微镜中观察显微组织;用ImageTool软件进行辅助图像分析以确定马氏体体积分数。

2　结果与分析

2.1　微观组织

图3为较低马氏体体积分数双相钢DP-LVm（du-al　phase　steel　with　low　martensite　volume　fraction和较高马氏体体积分数双相钢DP-HVm（dual　phasesteel　with　high　martensite　volume　fraction的微观组织。

经4%的硝酸酒精浸蚀后组织中亮白色为铁素体,暗黑色为马氏体。

表1为两种双相纲组织观察的结果。

结合图3和表1可知,临界区温度分别为730℃和770℃工艺下的双相钢组织相似,除了马氏体体积分数不同（DP-LVm为31.2%,而DP-HVm为67.5%,两种双相钢都为细小的铁素体,铁素体晶粒尺寸分别为3.34μm和3.18μm,高马氏体体积分数双相钢的铁素体更为细小,起到细晶强化的作用。

为了研究变形对组织演变规律,引入Feret比率Qm公式[3,21,22]

Qm=FeretMax/FeretMin（1式中:

Q

m

表示在水平方向和垂直方向上测量的最大值与最小值的比值。

结合式（1,测量并计算两种双相钢在连续退火后

（即未发生准静态和动态变形铁素体晶粒形态,Q

m

分别为1.38和1.32（表1。

从图3可知,两种双相钢的晶粒都在轧向方向上存在延长,并且双相钢铁素体和马氏体在相的分布上存在带状组织。

7

　超高强铁素体-马氏体双相钢在动态拉伸变形条件下组织和性能研究

图3　实验用双相钢光学金相组织　（aDP-L

Vm试样730℃临界区退火,马氏体体积分数31.2%;（bDP-HVm试样770℃临界区退火,马氏体体积分数67.5%

Fig

.3　Optical　micrographs　of　investigated　DP　steels（aDP-LVm　with　31.2%at　intercritical　annealing　temperature　730℃;（bDP-HVm　with　67.5%at　intercritical　annealing　

temperature　770℃表1　两种双相钢组织观察的定量分析结果

Table　1　Quantitative　metallography　

results　of　microstructuresfor　two　kind　of　dual　p

hase　steelsSteelFerrite　grainsize/μmQm

Volume　fraction　ofmartensite

/%DP-LVm　3.34　1.38　31.2DP-HVm　

3.18　

1.32　

67.5

2.2　动态拉伸性能

较低马氏体体积分数双相钢（DP-LVm和较高的马氏体体积分数双相钢（DP-HVm在低应变速率和高应变速率的真应力与真塑性应变曲线如图4所示。

双相钢的准静态和动态拉伸性能如表2所示。

两种双相钢屈服强度Rp0.2%和抗拉强度Rm都随应变速率的增加而增加,伸长率AP有所降低

。

图4　两种双相钢的真实应力-真实塑性应变曲线　（aDP-L

Vm;（bDP-HVmFig.4　The　true　stress　versus　the　true　plastic　strain　for　two　kind　of　dual　p

hase　steels　（aDP-LVm;（bDP-HVm表2　双相钢准静态和动态拉伸性能

Table　2　Quasi-static　and　dynamic　tensile　prop

erties　o

f　DP　steelsSteelRp0.2%/

MPa　Rm/MPa　

Ap

/%0.001s

-1　

500s

-1　

2250s

-1　

0.001s

-1　

500s

-1　

2250s

-1　

0.001s

-1　

500s

-1　

2250s

-1

DP-LVm　415　539　573　827　951　967　14.1　12.8　11.5DP-HVm　

633　

803　

861　

1150　

1254　

1288　

9.3　

7.2　

6.4

3　讨论

3.1　动态因子

为了研究应变速率对双相钢的影响（即应变速率

敏感性,引入动态因子（dy

namic　factor[22-24

]评价双相钢的应变速率敏感性。

动态因子物理意义为高应变速率下与低应变速率下强度的比值。

表3为较低马氏体体积分数双相钢和较高马氏体体积分数双相钢在高

应变速率500s-1和2250s-1

的动态因子。

可知:

（1

对于两种不同的双相钢,不论是屈服强度还是抗拉强度,

8　　材料工程/2

013年4期　

应变速率为2250s-1

的动态因子大于应变速率为500s

-1

的动态因子,即应变速率效应在双相钢的动态变形行为中主要起强化作用;（2不论是屈服强度还是抗拉强度,不论是应变速率为500s-1还是2250s

-1

DP-

LVm双相钢的动态因子都大于DP-HVm双相钢,

即马氏体体积分数越低的双相钢应变速率敏感性越大;（3不论是应变速率为500s-1还是2250s

-1

两种不同马氏体体积分数的双相钢屈服强度的动态因子都大于抗拉强度,

即相比抗拉强度而言,超高强冷轧双相钢屈服强度的应变速率敏感性更大。

表3　不同马氏体体积分数双相钢的动态因子Table　3　Dy

namic　factor　of　DP-LVm　and　DP-HVmdual　p

hase　steelSteelRp0.2%5

00/Rp0.2%0

.001Rp0.2%2

250/Rp0.2%0

.001Rm500/Rm0.001Rm2250/Rm0.001DP-LVm　1.30　1.38　1.15　1.17DP-HVm　

1.27　

1.36　

1.09　

1.12

3.2　组织演变

图5为两种双相钢在不同应变速率下距断口不同

位置的平均Feret比率。

Feret比率数值是距断口距离为标距的5%,10%,15%,20%,30%,40%,50%的7个位置测量100~150个晶粒的平均值。

图5中误差棒的含义表示准确值在99.7%范围内的平均Feret比率。

DP-LVm和DP-HVm两种双相钢在不同应变速率水平下拉伸试样向断口断裂方向的平均Feret比率的趋势都是非线性增加的,这表明应变速率效应不是均匀分布在双相钢塑形变形区间。

而且高应变速率下动态拉伸试样的平均Feret比率都远高于相应位置的静态拉伸平均Feret比率。

从图5（a和图5（b的对比可以看出,较低马氏体体积分数双相钢在断口附

近Feret比率增加的趋势更大,高应变速率500s-1

和2250s-1

下距断口为5%标距的Feret比率分别达到

2.65和2.70。

图6为较低马氏体体积分数双相钢在未发生塑性变形和高应变速率2250s

-1塑性变形的组织演变。

可以看出,

组织中铁素体在高应变速率下发生剧烈变形,被拉长并且发生破碎;而马氏体没有发生塑形变形。

铁素体发生塑形变形产生金属流动包围马氏体,在高应变速率下原始组织中的带状组织消失

。

图5　不同应变速率水平下距断口不同位置的平均Feret比率　（aDP-L

Vm;（bDP-HVmFig.5　Average　Feret　ratio　of　investigated　steels　as　function　of　percentage　of　distance　from　fracture　tip　

to　gauge　length（aDP-L

Vm;（bDP-HVm3.3　绝热温升

相比抗拉强度而言,超高强冷轧双相钢的屈服强度应变速率敏感性更大,

这可以利用绝热温升理论来解释。

N.D.Bey

non等[22]

研究了C-Mn钢和双相钢在高应变速率下绝热温升对屈服强度和抗拉强度影

响。

P.Sahu等[2

5]

研究汽车用孪晶诱导塑性钢在高应变速率下绝热温升对材料的力学性能和奥氏体稳定性的影响。

材料在高应变速率下发生塑性变形是一个加工硬化、应变速率强化和绝热温升引起的软化三者之间相互竞争的过程:

一方面,在高应变速率下,材料瞬间塑性变形很大,

导致位错密度增大,使得位错的滑移越来越困难,宏观上则表现为材料的强度增加;而另一方面,绝热温升是材料软化,位错易于滑移,材料强度降低。

高应变速率下材料发生塑性变形的绝热温升公

式[

16,19,20]

ΔT=ηρ

∫

γ

0τcvdγ（2式中:

ρ为材料密度,

取7.8g/cm3

;cv为比定容热容,取0.48J/（g·K;η为塑性功转成热的因数,

取1;γ为真实塑性应变;τ为真实塑性流动应力。

计算可得,较低马氏体体积分数双相钢（DP-

LVm和较高马氏体9

　超高强铁素体-马氏体双相钢在动态拉伸变形条件下组织和性能研究

图6　DP-L

Vm双相钢组织演变　（a未发生塑性变形;（b高应变速率2250s-1塑性变形Fig.6　Microstructure　evolution　of　DP-LVm　dual　phase　steel　（aas　received;（bp

lastical　deformation　underhig

h　strain　rate　2250s-1

体积分数双相钢（DP-HVm

在应变速率为2250s-1

时拉伸变形产生的绝热温升为98K和89K。

绝热温升效应通过减小原子间结合力、位错胞状结构的分解、降低晶

界和粒子扩散所需要的能量3种途径软化材料[

19

]。

因此,在低应变速率下,应变速率强化和绝热温升可以忽略不计;

而在高应变速率下,应变速率强化和绝热温升效应必