汽車用先進高強鋼本構模型與韌性斷裂模型研究進展

巢成新，于強,2*，李秋

汽車用先進高強鋼本構模型與韌性斷裂模型研究進展

巢成新1，于強1,2*，李秋1

（1.天津職業技術師范大學 機械工程學院，天津 300222；2.西安交通大學 機械工程學院 機械制造系統工程國家重點實驗室，西安 710049）

輕量化是當前汽車行業全產業鏈共同面對的課題，提高先進高強鋼使用比例是實現汽車輕量化的有效手段。對先進高強鋼本構模型與韌性斷裂模型的充分研究有助于提高先進高強鋼開裂分析和預測的準確性，從而推動先進高強鋼工程的應用進程。目前，在先進高強鋼的研究過程中，學者們通常通過多種應變強化模型的線性組合，或結合微觀結構與宏觀力學行為進行多尺度分析來建立本構模型；通過多種應力狀態下的準靜態拉伸實驗以及使用仿真與實驗混合的方法來標定韌性斷裂模型的參數。以第三代先進高強鋼中的淬火配分（QP）鋼為重點討論對象，介紹了制備工藝與材料特性及其相關研究進展，并介紹了QP鋼本構模型的研究現狀、新近發展的非耦合韌性斷裂模型以及考慮了應力三軸度和羅德角參數影響的韌性斷裂模型在先進高強鋼上的應用現狀，最后指出了先進高強鋼本構模型和韌性斷裂模型未來的研究方向。

輕量化；先進高強鋼；沖壓成形；本構模型；韌性斷裂模型

汽車輕量化不僅能降低汽車油耗、實現節能減排，還有助于提升車輛的可回收性和駕駛性能，是汽車制造業的重要發展方向[1]。采用包括鋁合金、鎂合金、碳纖維等在內的輕質材料替代鋼材和使用先進高強鋼（Advanced High Strength Steels，AHSS）替代低強度鋼，是實現汽車輕量化的2種有效手段[2-3]。然而，鎂鋁合金、碳纖維等輕質材料在生產過程中排放的CO2是鋼的5～20倍，且加工與回收成本都遠高于鋼材[4]。因此，從全生命周期角度出發，鋼鐵材料在汽車輕量化、節能減排、成本控制等方面更具發展潛力。

根據世界鋼鐵協會下屬的汽車用鋼分會——世界汽車用鋼聯盟給出的定義，先進高強鋼包括所有的馬氏體鋼和多相鋼，抗拉強度至少為440 MPa[5]。先進高強鋼主要應用于汽車結構件、安全件及加強件中，如A/B/C柱、車門防撞梁、保險杠等，工業上通常采用沖壓成形的方法進行先進高強鋼零件的制造。先進高強鋼具備復雜的微觀結構，可通過在生產過程中調控化學成分和加工條件獲得相應的顯微組織，進而促進材料形成所需性能[6]。然而，這種混合的微觀結構也容易使結構件成形過程中的回彈、起皺和破裂等行為難以控制[7]，且隨著先進高強鋼強度等級的提升，在成形過程中容易出現邊角部開裂的現象，在圓角處還會出現一種無法通過成形極限曲線預測的剪切斷裂，這些問題都影響著先進高強鋼在汽車制造上的大規模應用。在板料成形領域多采用韌性斷裂模型進行開裂預測，選擇一個能夠準確描述材料塑性和斷裂行為的本構模型則是進行開裂預測分析的前提[8]。本文以第三代先進高強鋼的典型代表——淬火配分（Quenching and Partitioning，QP）鋼為重點討論對象，介紹了制備工藝與材料特性及其相關研究進展、QP鋼本構模型的研究進展以及新近發展的非耦合韌性斷裂模型，并綜述了斷裂模型在先進高強鋼上的應用現狀。

1 QP鋼的制備工藝與材料特性

先進高強鋼（AHSS）發展到現在已至第三代。雙相鋼（Dual Phase，DP）是第一代AHSS的代表鋼種，因具有成本低、成形性能好、易于加工等優點而在工程上廣泛應用。然而，DP鋼的成形性能會隨著抗拉強度的提升而降低，且DP鋼中的鐵素體與馬氏體之間的性能差異過大，在沖壓過程中容易出現應力集中進而導致開裂現象[9]。孿晶誘導塑性鋼（Twinning Induced Plasticity，TWIP）屬于第二代AHSS，其合金化程度較高，力學性能優異，但制備工藝復雜，成本較高，因此在工業生產中不具備優勢[10]。第三代先進高強鋼填補了第一代和第二代先進高強鋼之間的性能空缺，如圖1所示。QP鋼和中錳鋼是第三代AHSS的代表鋼種，其中中錳鋼屬于尚在開發中的鋼種，而QP鋼工業化生產工藝較為成熟，質量穩定可控，與第一代AHSS相比具備更好的強度和塑性配合，并且沒有第二代AHSS制造成本高昂的缺點，同時其耐沖擊性能與成形性能也相對較好，在商業應用中具有廣闊的應用前景[11]。

QP鋼的特點是在制備過程中采用了一種新型熱處理工藝——淬火配分工藝，這種工藝由Spee于2003年提出，該工藝通過調控金相組織的方法，在只犧牲小部分強度的情況下，使鋼的塑性獲得極大提升。淬火配分工藝流程如圖2所示[12]。先將鋼加熱到發生奧氏體化的轉變溫度（c3）之上，保持某一溫度值一段時間，待材料內部晶體結構完全轉化為奧氏體后，對鋼材進行淬火處理，使材料溫度迅速下降到馬氏體轉變溫度（sf），獲得馬氏體和部分亞穩奧氏體，在淬火溫度下保溫可以使碳原子從馬氏體向亞穩奧氏體富集，遷移到亞穩奧氏體中的碳原子會提高殘余奧氏體的穩定性，抑制它向馬氏體轉變；在淬火保溫后將配分溫度適當提升，可以加速碳原子向殘余奧氏體遷移，同時保持馬氏體體積分數不變，配分完成后再進行二次淬火可以獲得穩定的殘余奧氏體。

QP鋼的最大特性是具有應變誘發相變（Transformation Induced Plastics，TRIP）效應，即在沖壓過程中，殘余奧氏體在應力的作用下發生TRIP效應，使軟相的奧氏體轉變為體積更大的硬相馬氏體，從而提高鋼的強度與韌性[13-14]。在QP鋼變形的過程中，應力狀態、溫度和應變率等因素會對殘余奧氏體向馬氏體轉變的規律產生顯著影響。在應力狀態對QP鋼的TRIP效應影響方面，馮怡爽等[15]和Wang等[16]對QP980鋼在不同變形模式下的力學性能和金相含量進行了測試，發現應變路徑會對QP980鋼的應變誘發馬氏體相變行為產生顯著影響，同樣在施加線性載荷的情況下，馬氏體相變的速度表現出明顯的差異，從快到慢的順序為：等雙拉、平面應變、單向拉伸、單向壓縮和純剪切。在溫度對TRIP效應影響規律方面，不少學者已達成共識：根據馬氏體相變理論[17]，相變的化學驅動力會隨著溫度的升高而降低，在外界機械驅動力相同的情況下，溫度升高則會抑制馬氏體的相變[18]。寶鋼股份有限公司的Feng等[19]在?60～60 ℃溫度范圍內對QP鋼的相變規律進行了實驗研究，發現QP鋼的相變行為對溫度的敏感性較強。然而在該研究中，?60～60 ℃的溫度區間并不能覆蓋零件沖壓過程中實際工況的溫度范圍。在應變率對QP鋼TRIP效應影響研究方面，Zou等[20]通過間斷性的單向拉伸實驗和X射線衍射測量發現，當應變速率低于0.1 s?1（0.000 2～0.1 s?1）時，塑性變形產生的熱量減緩了馬氏體相變；當應變速率超過0.1 s?1（0.1～175 s?1）時，馬氏體形核點位增多，應變速率的增大加速了馬氏體相變。Ding等[21]在5種應變率下對QP980鋼板進行了單軸拉伸實驗，研究了其頸縮過程以及應變率對QP鋼頸縮行為的影響。結果表明，在研究范圍內，應變率對分散性失穩應變和集中性失穩應變都有影響，隨著應變率的增大，2種應變都減小，從而導致材料的成形性能降低。侯玉棟等[22]通過5 000、10 000、15 000 s?1應變速率下的高速沖擊實驗發現，經高速沖擊后，QP980鋼板的微觀組織更加細小且呈現板條化，先進高強鋼所能承受的應力隨應變速率的增大而增大。也有學者針對殘余奧氏體含量對QP鋼力學性能的影響開展了研究，Xia等[23]通過實驗研究了合金化元素和微觀組織成分對3種QP鋼成形性能的影響，研究表明，QP鋼單軸拉伸的伸長率與其成形性并不一定相關，具備最高殘余奧氏體體積分數且拉伸延展性最強的QP鋼表現出的成形性能卻很低。鄒丹青[24]針對QP鋼的應變誘發相變行為進行了一系列研究，并建立了QP980鋼應變誘發相變多因素耦合的動力學模型，研究發現，應變誘發相變現象對材料的應變硬化和塑性都產生了顯著影響。

圖1 先進高強度鋼的伸長率與抗拉強度關系[5]

圖2 QP鋼二次淬火和配分熱處理工藝流程[12]

通過淬火配分熱處理工藝獲得的QP鋼金相組織保留了大量穩定的殘余奧氏體，為后續鋼材料變形過程中發生TRIP效應做了組織成分上的準備。在QP鋼的相變過程中，殘余奧氏體向馬氏體的轉變會引入額外的應變硬化，從而使材料呈現出獨特的應力-應變響應行為，充分認識QP鋼的這種特殊應力-應變響應，將有助于促進QP鋼的工程應用。

2 QP鋼材料本構模型研究現狀

材料的本構模型是用來描述應力-應變關系以及其他材料力學性能的數學表達式，是進行有限元仿真模擬和沖壓成形預測的基礎。目前建立的材料本構模型主要分為2類：基于細觀力學的本構模型；基于宏觀經驗性的唯象本構模型。

2.1 基于細觀力學的本構模型

QP鋼由鐵素體、馬氏體和奧氏體3種金相構成，QP鋼碳配分前后的SEM顯微照片如圖3所示，其中MA、a、d分別表示馬氏體、奧氏體和鐵素體。可知，QP鋼是一種典型的多相鋼[25-26]。起初是在研究TRIP鋼時開始建立基于細觀力學的本構模型的。在建立多相材料的本構模型時，需要考慮材料微觀組織成分和變形過程中的微觀結構演變，不同金相組織體積分數的變化會引起材料應力-應變關系的變化，通常需要先使用中子衍射或X射線衍射等方法測得各個組成相獨立的應力-應變關系，考慮變形過程中材料相體積分數的變化，然后再依據一定的混合法則獲得材料整體的本構模型[27-28]。

丁磊等[29]采用XRD對不同應變下的QP980鋼樣品進行了掃描，根據鐵素體/馬氏體衍射峰和殘余奧氏體衍射峰的面積比獲得了奧氏體的體積分數，然后建立了QP980鋼的相變動力學方程，采用中間混合法則建立了考慮TRIP效應的QP980鋼多相本構模型。張文超[30]在等應力假設下，根據多相材料細觀力學理論建立了QP980鋼的細觀力學模型，分析了相變與應變變化關系下各組成相的彈塑性變形，推導出了考慮了相變效應的QP980鋼的動態本構方程。Arlazarov等[31]在配分溫度和時間不同的淬火配分過程中獲得了QP鋼樣品，研究了其顯微組織和力學性能的演變情況，并根據獲得的實驗數據，提出了QP鋼應力-應變曲線的預測模型，且該模型能夠準確預測不同相比例的QP鋼的應力-應變曲線。Connolly等[32]使用原位高能X射線衍射聯合單軸拉伸實驗表征了QP1180鋼的應力和馬氏體轉變響應，并采用一種既考慮了熱力學又考慮了應變速率的晶體塑性本構模型對能在大變形條件下表現出TRIP效應的QP鋼的變形行為進行了表征，并將本構模型應用到熱機械晶體塑性有限元方法中，以研究織構、相形態和溫度對QP1180鋼材料性能的影響，數值模擬結果表明，該方法僅能預測絕熱條件、中等應變速率下的溫度演化情況，而準靜態變形和非絕熱環境下的溫度演化行為并不能被準確捕捉。

基于細觀力學建立的本構模型考慮了材料宏觀性能的微觀本質以及微觀應力-應變分配。相應地，這類模型的建立對各相應力-應變實驗測量的精度要求非常高。然而，材料內各組成相對溫度和應變率的敏感性存在差異，且各相的敏感性目前還無法通過實驗準確獲得。因此，當前模型難以同時考慮應變率強化和高溫軟化2種效應對材料性能的影響。

2.2 基于宏觀經驗性的唯象本構模型

宏觀唯象本構模型能夠有效預測金屬塑性成形能力，通過有限元方法可實現材料塑性成形問題的求解，因此被廣泛應用于實際工程中[33]。國內外科研人員提出了不同的唯象本構模型。

早期的本構模型形式較為簡單，大多是基于經驗或半經驗的理論基礎建立的，工程上多采用冪指數函數來描述金屬材料硬化模型，Hollomo模型考慮了強化系數和硬化指數，是一種典型的應力值無上限的非飽和模型[34]。

圖3 QP鋼碳配分前（a）和碳配分后（b）的SEM顯微照片[25]

Ludwik[35]在Hollomo模型的基礎上引入了初始屈服強度，他認為流動應力是初始屈服強度、應變強化系數和硬化指數共同作用的結果。Swift模型則是在Hollomo模型的應變強化相中引入了初始屈服應變，且只對塑性變形階段進行擬合[36]。Fields等[37]在本構關系中考慮了應變率對材料硬化產生的影響，使用應變率敏感系數來描述應變率對材料硬化的影響程度。

Voce模型是早期飽和外推模型的一種形式，該類模型的特點是流動應力隨應變的增大逐漸收斂為定值，模型必定會經過屈服點，擬合所獲得的飽和流動應力在最大抗拉強度附近[38]。然而實際的飽和流動應力數值應遠超抗拉強度，許多學者為了使Voce達到飽和流動應力的速率減慢，提出了一系列的改進模型，如Voce+Voce模型[39]、Hockett-Sherby模型[40]等。此外，還存在一類稱為非飽和模型的本構模型，即將飽和項與非飽和項疊加在一起，例如Voce++模型在Voce模型的基礎上添加了二次方根項和線性項，使流動應力的增長速度顯著提高[41]。

Johnson和Cook提出的J-C本構模型綜合考慮了材料的應變硬化、應變速率強化以及高溫熱軟化作用，在高應變率和高溫條件下都非常適用，也是目前應用較為廣泛的一種本構模型[42]。

Xia等[43]對標稱屈服強度為340～1 200 MPa的DP、HSLA和MS鋼進行了一系列拉伸實驗，測定了材料的基本性能，包括彈性模量、屈服強度、抗拉強度和斷裂伸長率，在Ramberg-Osgood模型的基礎上，建立了一個新的兩段式應力-應變本構模型，對于DP和HSLA鋼，該模型的預測結果與實驗結果具有良好的一致性。文中提到的各本構模型具體公式如表1所示。

在實際應用中，學者們通常采用優化材料參數的方法來準確描述材料的塑性，通過修正單一的本構方程來獲取更高的擬合精度，通過比較多種本構方程，選擇適用范圍更廣泛的模型[44]。Wang等[45]采用2種傳統本構模型線性組合的方法，通過不斷改變兩者之間的權重系數，使最終獲得的本構模型能夠準確描述QP980鋼材料的真實應力-應變關系。鄒丹青[24]基于Mohr提出的與相變相關的流動應力-應變模型，在建立QP980鋼本構模型時，將QP鋼材料的應變硬化分解為位錯強化和新生馬氏體相變強化，并基于QP鋼的相變動力學模型，考慮了相變強化、應變率強化、塑性溫升軟化和環境溫度4個因素，最終建立了宏微觀耦合的應力-應變模型。

除了以上關于QP鋼本構關系建模的研究，學者們在其他種類先進高強鋼本構模型研究上的經驗也可以為QP鋼本構模型建模方法的選擇和模型的優化提供一定的借鑒。穆磊[46]綜合利用Swift應變強化模型和Voce應變強化模型，改變了兩者的權重系數，使DP780材料的實驗載荷-位移曲線與仿真曲線貼合，如圖4a所示，最終獲得了可靠的塑性應變-真實應力曲線。Lou等[47]使用Swift模型模擬了DP980頸縮應變前的應力-應變關系，如圖4b所示，在頸縮應變外，對應力-應變曲線進行了調制，使數值分析預測的載荷-行程曲線與實驗結果接近。張賽軍等[48]發現Swift和Voce硬化方程分別高估和低估了DP590在大應變下的應力，因此在研究中使用修正的Voce硬化準則（指數型Voce+Voce硬化準則）來表征DP590高強鋼的硬化行為，如圖4c所示。

表1 金屬材料常用的本構模型

Tab.1 Commonly used constitutive models for metallic material

圖4 不同文獻中實驗與模擬載荷-位移曲線的比較

3 非耦合韌性斷裂模型研究的近期進展

數值模擬技術在板料成形領域得到了廣泛的應用，在縮減產品開發周期、設計成形模具、選擇材料與降低成本等方面發揮著重要的作用[49]。材料本構模型與韌性斷裂模型的選用是影響數值模擬計算結果可信度的關鍵因素。材料韌性斷裂模型發展到今天已有70余年的歷史，傳統非耦合型韌性斷裂模型結構形式單一，參數識別只需進行少量的韌性斷裂實驗，且對較寬應力范圍內金屬材料韌性斷裂行為的預測精度不佳[50]。為了更加精準地預測金屬材料在三維應力空間內的韌性斷裂性能，各國學者普遍開始建立考慮了應變歷史、引入了應力三軸度和羅德角等參數的韌性斷裂預測模型，這些新提出的非耦合韌性斷裂模型涵蓋了各種復雜應力狀態下的材料損傷演化，并廣泛應用于汽車與航空航天領域[51]。

Bai等[52]將應力三軸度、羅德角參數和等效塑性應變的加權函數引入到通常用來描述巖土材料力學性質的Mohr-Coulomb屈服準則中，獲得了基于應變修正的摩爾庫倫（MMC）斷裂預測模型，該模型是廣泛用于剪切型破壞預測的最大剪應力準則的延伸，可以有效預測板料成形過程中的剪切型斷裂。研究表明，這一模型在TRIP鋼鈑金成形過程中的剪切破壞預測上取得了較好的應用效果。

Lou等[53]在2012年基于板料微孔洞的形成、生長和聚合的演化機制，提出了針對韌性破壞的Lou-Huh斷裂準則模型，該模型能夠準確預測剪切應變和平面應變等應力狀態下的韌性斷裂。為提高模型的預測性能，考慮了微觀結構、變形溫度和應變速率等因素對材料特性的影響，將材料的斷裂應變定義成可變值。Lou等[54]在2017年對LouHuh模型進行了修正，使準則能夠更準確地預測單軸拉伸、平面應變、雙軸拉伸和剪切等各種應力狀態下的斷裂行為，提高了準則的靈活性與適用性。

Mu等[55]基于孔洞演化機制提出了一種新的韌性斷裂模型，采用數學模型描述板料成形過程中的損傷累積，并將該模型轉化為如圖5所示的三維空間（羅德角參數、應力三軸度和等效塑性應變）中的韌性斷裂曲面。通過MMC模型和LouHuh模型對DP780、DP590、5083-O鋁合金3種材料的斷裂預測進行誤差對比分析，結果發現，新模型的累計誤差均最小。上述模型的數學表達式如表2所示。

圖5 DP780鋼的韌性斷裂曲面[55]

4 汽車用先進高強鋼韌性斷裂模型應用現狀

復雜汽車零件的制造成形通常需要經歷多道工序，包括拉延、擴孔、翻邊等。在這些工序中，由于應力狀態的多變和變形的非線性特性，成形過程非常復雜。在沖壓成形過程中，先進高強鋼面臨著特殊的挑戰，如邊緣破裂以及凹模、凸模圓角處容易出現剪切斷裂等[56]。傳統成形極限曲線（FLC）的理論基礎是頸縮失穩理論，在實驗過程中施加的是線性載荷。但是先進高強鋼在凹模、凸模圓角處開裂的極限應變遠低于傳統FLC的預測值且在斷口處觀察不到明顯的減薄與頸縮。因此，在研究先進高強鋼板料的斷裂失效行為以及成形工藝制定方面，傳統成形極限曲線的應用受限。相反，考慮了非線性應力與應變載荷歷史的韌性斷裂失效準則更為適用。該準則能更精確地預測板料的斷裂行為，并為成形工藝的制定提供可靠依據。

Wang等[45]采用了5種非耦合韌性斷裂模型（Brozzo、Oh、Rice-Tracey、Ko-Hh和LouHuh-2012），對QP980不同應力狀態下的失效極限進行了研究，采用逆向工程的方法對本構模型的參數進行了優化，結果表明，LouHuh-2012模型的預測精度顯著優于其他4種模型的。楊婷等[49]利用基于應變修正的MMC韌性斷裂模型，預測了DP780鋼板的成形極限曲線，隨后通過半球形鋼模的脹形實驗，驗證了該模型預測材料損傷和斷裂性能的準確性。

金屬材料的韌性斷裂與微觀尺度的應力狀態、變形過程中的應變速率和溫度變化等多因素相關。近年來，隨著先進高強鋼溫、熱成形技術的進步，研究者開始關注變形過程參數對材料塑性流動和損傷演變的綜合影響，特別是應變速率和溫度的耦合作用機理。魏星等[57]研究發現，隨著應變速率從準靜態逐漸上升到500 s?1，QP980和QP1180的屈服強度和抗拉強度均呈現出小幅增長的趨勢，2種材料的均勻塑性變形區和斷裂時的總延伸量隨應變速率的提升而有不同程度的增大。Li等[58]研究發現，溫度對DP800鋼塑性的影響并非是單調的，當溫度從20 ℃增大到120 ℃時，其斷裂應變先減小后增大，其伸長率下降了27%，而當溫度升高到300 ℃時，其伸長率又逐步增大，且比20 ℃時略有提高。

當前有關溫度與應變速率等因素對先進高強鋼力學性能的影響規律已有大量報道，且相關研究成果較為豐富，然而只有少數有關韌性斷裂模型的研究考慮了應變速率與溫度影響。郭玉琴等[59]在Freudenthal模型的基礎上進行了修正，建立了適用于150～300 ℃溫度范圍的先進高強鋼韌性斷裂模型，該模型耦合了變形溫度、應變速率與應變路徑等因素的影響規律，他們將該模型導入有限元仿真軟件中完成了算法實現，通過仿真計算預測了DP980鋼的溫熱成形極限曲線，并通過高溫杯突實驗驗證了該模型的準確性。王凱迪[60]基于MMC斷裂失效模型，標定了DP780鋼的斷裂失效模型參數，通過數值模擬驗證了修正后模型對DP780板料拉剪實驗斷裂預測的適用性，并通過數學語言描述了溫度對斷裂失效準則參數的影響規律。

以上研究表明，考慮了應變歷史的韌性斷裂準則能更準確地預測先進高強鋼的斷裂行為。目前已有多種韌性斷裂準則模型被初步驗證和應用，但這些模型仍存在一定局限性，對復雜應變載荷的考慮還不夠全面和深入，與變形機理及微觀本構的內在聯系還需加強。在當前研究中，僅有少數模型考慮了溫度和應變率對斷裂的影響。為進一步提高韌性斷裂準則的適用范圍和預測精度，建立能夠統一考慮復雜應變載荷歷史、變形機理以及多場耦合的普適韌性斷裂準則是未來研究的重點方向。充分利用多尺度建模理論、大數據與AI技術，有望實現從理論模型到實際工況的更好轉換，使韌性斷裂準則在先進高強鋼設計和加工優化方面發揮更大作用。

表2 先進高強鋼常用的韌性斷裂模型

Tab.2 Commonly used ductile fracture models for advanced high-strength steel

5 結語

將先進高強鋼應用于車身零件制造是實現汽車輕量化的重要手段，而高效、高精度的本構模型與韌性斷裂模型在先進高強鋼的應用發展中起到了關鍵作用。目前，在金屬材料板料成形領域，本構模型的應用仍然以宏觀唯象模型為主，無法體現其微觀的變形機制。宏觀力學性能是材料微觀應力-應變演變的體現，隨著力學性能優異的汽車新材料和成形工藝的不斷發展，關聯微-細-宏觀的多尺度本構模型是未來的重要發展方向。當前針對板料成形過程中韌性斷裂的研究，通常是在準靜態以及常溫條件下進行的，進一步深入研究先進高強鋼沖壓成形過程中溫度軟化、應變率強化和非均勻變形等因素對斷裂機理的影響是非常必要的。通過開發普適性更強、能夠考慮復雜耦合效應的韌性斷裂模型，可以更準確地預測先進高強鋼在沖壓成形過程中的斷裂行為，進而為金屬沖壓成形工藝的設計優化以及惡劣條件下材料斷裂失效行為的研究提供更可靠的理論支持。

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Research Progress on Constitutive Model and Ductile Fracture Model of Advanced High Strength Steel for Automotive Applications

CHAO Chengxin1, YU Qiang1,2*, LI Qiu1

(1. College of Mechanical Engineering, Tianjin University of Technology and Education, Tianjin 300222, China; 2. State Key Laboratory for Manufacturing Systems Engineering, School of Mechanical Engineering, Xi'an Jiaotong University, Xi'an 710049, China)

Lightweight is a common topic in the whole industry chain of automobile industry. Increasing the proportion of high strength steel and reducing the amount of steel are effective means to achieve lightweight of automobiles. Sufficient research on the constitutive model and the ductile fracture model of advanced high strength steel can help improve the accuracy of crack analysis and prediction of advanced high strength steel, thereby promoting the engineering application process of advanced high strength steel. In the prevent research of advanced high strength steel, scholars usually use a linear combination of multiple strain strengthening models to construct constitutive models, or conduct multi-scale analysis combining microstructure and macroscopic mechanical behavior to establish constitutive models. The work aims to calibrate the parameters of ductile fracture models through quasi-static tensile experiments under various stress states, using a mixture of simulation and experimental methods. With quenching partitioning steel (QP) steel in the third generation of advanced high-strength steel as the main object, the preparation process, material properties, and related research progress were introduced. And the research status of constitutive models for QP steel was introduced. The newly developed non-coupled ductile fracture model was also introduced, along with the application status of the ductile fracture model considering the influence of stress triaxiality and Lode angle parameters on advanced high strength steel.Finally, the future development directions of constitutive models and ductile fracture models were pointed out.

lightweight; advanced high strength steel; stamping forming; constitutive model; ductile fracture model

10.3969/j.issn.1674-6457.2024.01.009

O346.1；TG142.1

A

1674-6457(2024)01-0077-10

2023-07-08

2023-07-08

天津市科技計劃（18JCTPJC64500）

The Science and Technology Plan Project of Tianjin (18JCTPJC64500)

巢成新, 于強, 李秋. 汽車用先進高強鋼本構模型與韌性斷裂模型研究進展[J]. 精密成形工程, 2024, 16(1): 77-86.

CHAO Chengxin, YU Qiang, LI Qiu. Research Progress on Constitutive Model and Ductile Fracture Model of Advanced High Strength Steel for Automotive Applications[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2024, 16(1): 77-86.

（Corresponding author）