組織特征對980 MPa級先進超高強鋼成形性能和拉伸行為的影響

王秋雨，夏明生，劉淑影，張賽娟，徐 寬，李立銘

(唐山鋼鐵集團有限責任公司，唐山 063600)

0 引 言

隨著全球法規對汽車燃油效率和安全標準的日益嚴格，980 MPa級先進超高強鋼由于具有高強度、優異的塑性和耐沖擊性能，能夠滿足輕量化和安全性的雙重目標，而被廣泛應用在車身結構件中。由于高強鋼的沖壓成形難度較大，常出現以DP780、DP980鋼為材料的前縱梁、座椅橫梁等典型結構件的沖壓開裂問題，因此，高強鋼的沖壓成形問題成為目前研究的焦點和熱點。

高強鋼的成形性能根據其成形特點可分為全局成形性與局部成形性。全局成形性通常表現為大范圍內材料的協調變形能力，成形方式以拉延為主[1]，成形件會因過度減薄而引起頸縮或開裂[2]，一般用成形極限曲線、加工硬化指數、均勻延伸率來描述。局部成形方式以翻邊擴孔為主，變形位置相對集中，開裂位置無明顯頸縮[3]，常用擴孔率、極限彎曲比表征。MORI等[4]研究了剪切邊質量對先進超高強鋼擴孔率的影響；DYKEMAN等[5]利用擴孔試驗從剪切邊質量和顯微硬度等方面評價高強鋼的局部成形性；DEMERI等[6]統計發現，根據ISO/TS 16630—2009進行擴孔試驗時，980 MPa級先進超高強鋼裂紋擴展迅速，導致試驗結果客觀性差、精度低。目前大部分研究僅從剪切邊質量、裂紋擴展敏感性[7]、成形極限曲線[8]等單一方面表征先進超高強鋼的成形性，未綜合研究其全局成形性和局部成形性。翻邊成形時成形件邊緣的應變路徑符合單軸拉伸時的應變路徑[9]，而單軸拉伸試驗不僅可得到先進超高強鋼的性能指標，而且其均勻變形段的拉伸行為可表征其全局變形行為，頸縮斷裂段的拉伸行為可表征其局部變形行為。因此，作者結合數字圖像相關技術，利用單軸拉伸試驗綜合表征980 MPa級先進超高強鋼的成形性能和拉伸行為，為980 MPa級先進超高強鋼的精準選材提供試驗參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料包括厚度為1.2 mm的DP980、QP980、CP980等3種先進超高強鋼板，名義抗拉強度均為980 MPa，熱處理態均為冷軋退火態，其化學成分如表1所示。顯微組織如圖1所示，可知：DP980鋼主要由鐵素體(F)和馬氏體(M)組成，其中馬氏體面積分數為52%；QP980鋼主要由馬氏體和鐵素體組成，同時在鐵素體晶界上分布著一些島狀殘余奧氏體(A)，其中鐵素體面積分數為36%，馬氏體面積分數為52%；CP980鋼主要由鐵素體、貝氏體(B)和馬氏體組成，其中鐵素體面積分數為38%。

表1 不同試驗鋼的化學成分

圖1 不同試驗鋼的顯微組織

按照ASTM E8—2021，利用線切割方法加工出如圖2所示的拉伸試樣，試樣軸向與軋制方向平行，利用Zwick/roell-Z100型拉伸試驗機進行單軸拉伸試驗，拉伸速度為0.067 mm·s-1，近似為準靜態拉伸。拉伸試驗前試樣的主要變形區域噴涂不均勻的散斑，利用數字圖像相關(digital image correlation，DIC)法記錄散斑的變形并得到各時刻的應變分布圖，相同試驗鋼進行3次試驗。在斷口附近取樣，經打磨、拋光后，采用掃描電鏡(SEM)觀察裂紋源附近的拉伸斷口形貌以及斷口附近的微觀形貌。由單軸拉伸試驗可得到表征材料塑性的斷面收縮率，而斷裂發生在頸縮區域的極小范圍內，與標距無關，因此可用斷面收縮率表征材料的局部變形能力。根據體積不變原理，極小標距長度內的伸長量近似等于面積的減小量，由此得到真實斷裂應變εTFS的表達式[8]為

圖2 拉伸試樣的尺寸

(1)

式中：Z為斷面收縮率；A0和Af分別為試驗前和斷裂后試樣的橫截面積。

2 試驗結果與討論

2.1 單軸拉伸性能

由圖3可以看出，不同試驗鋼的工程應力-工程應變曲線均表現出連續屈服特征。由表2可知：不同試驗鋼的抗拉強度相近，CP980鋼的屈服強度略高；與DP980鋼和CP980鋼相比，QP980鋼的最大力塑性延伸率和斷裂總延伸率明顯較高，而斷面收縮率、真實斷裂應變和屈強比明顯較小。

圖3 不同試驗鋼的工程應力-工程應變曲線

表2 不同試驗鋼的拉伸性能

2.2 與過程相關的應變分布

由圖4可以看出：由DIC得到CP980鋼在斷裂前一幀的最大軸向真應變最大，其次是DP980鋼，QP980鋼的最大軸向真應變最小；DP980鋼與CP980鋼的斷裂路徑與主應力方向呈45°角，斷口為斜斷口，厚度明顯減薄；QP980鋼1/3區域的斷裂路徑與主應力方向呈45°角，其余區域與主應力方向垂直，斷口為斜-平直斷口，斜斷口區域厚度略有減薄，平直斷口處厚度無明顯減薄。

圖4 DIC得到不同試驗鋼變形區在斷裂前一幀的軸向真應變分布及斷裂后的宏觀形貌

全局應變大小反映了材料全局成形性的好壞，為材料均勻變形階段的真應變，其數值小于均勻延伸率。局部應變大小反映了材料局部成形的好壞，為材料非均勻變形階段的真應變，其數值大于均勻延伸率。為準確評估局部應變和全局應變的分布特點，以DP980鋼為例，在50 mm標距內，每隔5 mm選擇一點，提取這些點斷裂前一幀的軸向真應變，利用高斯公式擬合得到高斯曲線，并對高斯曲線取二階導數[10]，如圖5所示；根據全局變形區域內應變分布均勻的特點，將二階導數在[-0.04,0.02]范圍定義為全局應變，其余位置定義為局部應變。

圖5 DP980鋼標距區域在斷裂前一幀的軸向真應變擬合曲線以及相應的二階導數

根據上述方法繪制得到的不同試驗鋼在斷裂前一幀的全局與局部應變分布如圖6所示。全局應變按照由大到小的順序排列為QP980鋼、DP980鋼、CP980鋼，局部應變按照由大到小的順序排列為CP980鋼、DP980鋼、QP980鋼。因此，全局成形能力按由大到小的順序排列為QP980鋼、DP980鋼、CP980鋼，局部成形能力按由大到小的順序排列為CP980鋼、DP980鋼、QP980鋼。

圖6 不同試驗鋼在斷裂前一幀的全局與局部應變分布

2.3 分析與討論

2.3.1 基于拉伸的全局成形性表征

單軸拉伸曲線中的起始-頸縮段體現了材料的全局成形性，且由加工硬化方式所決定[6]。目前主要采用Hollomon準則來研究超高強鋼的加工硬化行為[11]，相關公式為

σ=kεn

(3)

(4)

式中：n為瞬時硬化指數；σ為真應力；k為強度系數；ε為真應變。

由式(3)和式(4)得到不同試驗鋼的瞬時硬化指數-真應變曲線，如圖7所示。由圖7可以看出，DP980鋼的瞬時硬化指數隨真應變的增加呈單調降低趨勢，這是因為DP980鋼的強化機制以鐵素體的位錯強化和馬氏體固溶強化為主。鐵素體為軟相，在拉伸初始階段主要承擔變形，馬氏體為硬相，主要承擔應力；隨著應變的增大，鐵素體內可開動位錯密度快速增加[12]，因此瞬時硬化指數呈急速降低趨勢。QP980鋼的瞬時硬化指數與真應變的關系可分為3個階段：第一階段的真應變小于0.011，瞬時硬化指數隨真應變的增加而迅速下降至最小值；該階段的硬化機制以馬氏體硬相強化和鐵素體位錯強化為主，與DP980鋼的強化機理相同。(2)第二階段的真應變范圍為[0.011，0.051)，瞬時硬化指數隨真應變的增加呈升高趨勢，這是因為組織中的殘余奧氏體在應力積累作用下轉變成馬氏體，產生相變誘導塑性(TRIP)效應[13]；該階段的硬化機制以相變誘導強化為主，位錯強化為輔，當TRIP效應達到頂峰時，瞬時硬化指數達到最大值0.2。(3)第三階段的真應變范圍為[0.051,0.145]，瞬時硬化指數隨真應變的增加而緩慢下降，這是因為經過大量變形后，殘余奧氏體向馬氏體轉變速率明顯降低，TRIP效應基本飽和，出現頸縮時的瞬時硬化指數為0.15。CP980鋼的瞬時硬化指數與真應變的關系也可以分為3個階段：(1)第一階段的真應變小于0.012，此時瞬時硬化指數隨真應變的增加而呈快速下降趨勢；該階段的硬化機制以馬氏體、貝氏體的硬相強化和鐵素體的位錯強化為主，強化效果稍弱于DP980鋼的鐵素體-馬氏體雙相強化效果。(2)第二階段的真應變范圍為[0.012,0.015)，瞬時硬化指數隨真應變的增加而略有上升，這與該鋼成分中的適量鋁元素有關；鋁作為鐵素體形成元素，可以抑制滲碳體的生成，有助于淬火后形成殘余奧氏體，殘余奧氏體在應力作用下發生TRIP效應[14]。(3)第三階段的真應變范圍為[0.015,0.062]，瞬時硬化指數隨真應變的增加而呈快速降低趨勢。綜上，QP980鋼在拉伸過程中因存在顯著的TRIP效應而減少了應力集中，推遲了頸縮的產生，使得在初始-縮頸階段均保持較高的瞬時硬化指數。因此，該鋼的全局成形性明顯優于DP980鋼和CP980鋼。

圖7 不同試驗鋼的瞬時硬化指數與真應變的關系曲線

2.3.2 基于拉伸的斷裂行為表征

在單軸拉伸過程中，試樣厚度中心區域應變最大；隨變形量的增加，該區域首先發生應力集中，均勻變形結束后，孔洞也最早在此處形核[15]。在多滑移系的共同作用下，最早生成的和不斷增加的孔洞沿剪切帶聚合長大而形成微裂紋[16]。當微裂紋張開的位移足夠大時，在剪切應力的作用下微裂紋向試樣邊緣擴展，最終形成與主應力方向呈45°角的宏觀裂紋。DP980鋼和CP980鋼的斷裂路徑與主應力方向呈45°角，二者的斷裂模式為剪切斷裂。QP980鋼的部分斷裂路徑與主應力方向呈45°角，該部分斷裂模式為剪切斷裂；其余位置的斷裂路徑與主應力方向垂直，該部分的斷裂模式為正向斷裂，這是因為QP980鋼的裂紋擴展敏感性強，在較小的拉應力作用下微裂紋沿橫向迅速擴展[17]，生成與主應力方向垂直的平直斷面，且厚度無明顯減薄。

將斷裂前一幀的最大應變位置作為裂紋起始點，觀察裂紋源附近的斷口形貌。由圖8可以看出：DP980鋼裂紋源附近的斷口由細小的韌窩組成，說明該鋼發生微孔形核、聚合長大型的韌性斷裂；CP980鋼裂紋源附近的斷口由細小韌窩和少量的解理面組成，說明該鋼的斷裂形式主要為韌性斷裂；QP980鋼裂紋源附近的斷口表面分布著大小、深度非常不均勻的韌窩，且具有河流狀的表面，說明該鋼的斷裂形式為準解理斷裂。

圖8 不同試驗鋼拉伸斷口裂紋源附近的微觀形貌

由圖9可以看出：3種鋼的孔洞均分布在馬氏體與鐵素體的相界面處，這是由于相間失調變形引起應力集中造成的，這與文獻[18]中觀察到的結果相吻合。DP980鋼的鐵素體與馬氏體具有一定的協調變形能力，均沿45°方向拉長，但是當硬相馬氏體的變形速率跟不上軟相鐵素體時，兩相的相界面出現應力集中導致孔洞的產生。CP980鋼的組織也沿45°方向拉長，但是細小的馬氏體顆粒未發生明顯的塑性變形，這是因為CP980鋼是由鐵素體、貝氏體和馬氏體組織組成的復相鋼，相間的硬度差小，有助于緩解相界面處的應力集中，從而有效延緩孔洞的產生和擴展。QP980鋼組織中鐵素體發生明顯的塑性變形，馬氏體變形程度不大，組織方向未發生轉動，變形協調性不如DP980鋼和CP980鋼。由于硬相的變形量小，殘余奧氏體受額外的應力小，因此位于較高強度相(如馬氏體)中的殘余奧氏體穩定性比位于較低強度相(如鐵素體)中的要高[19]；QP980鋼在頸縮前的鐵素體晶界處的大部分殘余奧氏體轉變成馬氏體，僅剩面積分數2%～3%的殘余奧氏體，且在后續變形過程中也不發生轉變[20]。新生馬氏體具有尺寸小、碳含量高、硬度高、脆性大等特點；較硬的馬氏體使得變形主要集中在較軟的鐵素體上，兩相的硬度差越大，變形越不協調[21]。在拉應力作用下，鐵素體和馬氏體的不協調變形引起局部應力集中而形成孔洞，與馬氏體相連的孔洞邊界變形不大，而與鐵素體相連的孔洞邊界迅速擴展，形成與主應力方向垂直的平直斷口。

圖9 不同試驗鋼拉伸斷口附近的微觀形貌

3 結 論

(1)組織特征及變形過程中的相間協調變形能力決定了980 MPa級先進超高強鋼的全局成形性、局部成形性與拉伸斷裂失效模式。

(2)QP980鋼由馬氏體、鐵素體、殘余奧氏體組成，在均勻變形階段奧氏體產生的TRIP效應使該鋼具有最優的全局成形性，但是新生馬氏體相與其他相的硬度差較大，導致其局部成形性最差并形成準解理斷裂。

(3)DP980鋼由鐵素體和馬氏體組成，其強化機制以馬氏體硬相強化和鐵素體位錯強化為主，全局成形性居中；同時因鐵素體和馬氏體之間具有一定的協調變形能力，DP980鋼的局部成形性較好，其斷裂形式主要為韌性斷裂。

(4)CP980鋼為鐵素體、貝氏體、馬氏體的多相組織，各相硬度差小，協調變形能力較強，有助于緩解相界面處的應力集中，有效延緩微小孔洞的產生與擴展，局部成形性最好，斷裂形式為韌性斷裂。