800mpa級dp鋼的動態(tài)拉伸與穩(wěn)機(jī)理

800mpa級dp鋼的動態(tài)拉伸與穩(wěn)機(jī)理

拉伸斷裂分析節(jié)能、環(huán)保、安全、舒適、智能是世界汽車技術(shù)發(fā)展的總趨勢。國際鋼聯(lián)多年的研究證明,車身上大量使用高強(qiáng)度鋼是汽車“節(jié)能、環(huán)保和安全”的主要技術(shù)解決方案之一。在ULSAB-AVC概念車的車身上100%采用了高強(qiáng)度鋼板,其中抗拉強(qiáng)度超過800MPa的超高強(qiáng)度鋼板的使用比例達(dá)到了61%。由于先進(jìn)高強(qiáng)度DP鋼強(qiáng)度高,沖壓成形后材料中的高殘余應(yīng)力使得零件回彈增大,造成產(chǎn)品容易產(chǎn)生扭曲、翹曲。為減少該類缺陷,設(shè)計模具時會采用較小的模具半徑。這樣的措施固然產(chǎn)生了明顯的彎曲效應(yīng),但是在沖壓過程中隨著強(qiáng)度的增加也容易產(chǎn)生斷裂。國外大量實驗研究表明,在板料成形中應(yīng)用成形極限圖(FormingLimitDiagram,FLD)無法準(zhǔn)確預(yù)測先進(jìn)高強(qiáng)度DP鋼斷裂的發(fā)生?；陬i縮失穩(wěn)理論建立的FLD高估了先進(jìn)高強(qiáng)度DP鋼在小半徑拉彎條件下的成形極限,材料在破裂時極限應(yīng)變并沒有達(dá)到“頸縮”時的變形量。另外,也有研究表明,隨著凹模和凸模半徑的增大,失效位置也從凸模半徑處轉(zhuǎn)移至側(cè)壁區(qū)域。失效模式轉(zhuǎn)變對應(yīng)的R/t值定義為R/t臨界值,可用于判斷材料的成形性能。其中,文獻(xiàn)采用拉彎實驗測量了在不同凸模半徑下的R/t臨界值;文獻(xiàn)發(fā)現(xiàn),鋼板的拉彎成形性能不僅與材料厚度、彎曲半徑和材料硬化指數(shù)n值相關(guān),而且材料的微觀組織對失效模式也有很大的影響;文獻(xiàn)對兩種DP600雙相鋼的單向拉伸變形行為進(jìn)行了研究,發(fā)現(xiàn)其微孔洞的形成位置分別在馬氏體塊的破裂處、塊間界面或鐵素體/馬氏體相界;文獻(xiàn)使用帶有原位拉伸的掃描電鏡觀察高馬氏體量的雙相鋼,發(fā)現(xiàn)剪切行為發(fā)生在鐵素體/馬氏體界面,并向馬氏體變形區(qū)域延伸。因此,由于雙相鋼中馬氏體和鐵素體兩相強(qiáng)度相差較大,兩相間的數(shù)量、分布和顯微硬度等因素又會產(chǎn)生顯著的交互影響,使雙相鋼變形中的應(yīng)力、應(yīng)變在鐵素體和馬氏體間的分配變得十分的復(fù)雜。目前,由于采用頸縮失穩(wěn)理論無法預(yù)測成形剪切斷裂現(xiàn)象,而且缺乏有效的手段對成形剪切斷裂極限進(jìn)行準(zhǔn)確評價,限制了高強(qiáng)度DP鋼的復(fù)雜產(chǎn)品成形工藝設(shè)計,增加了成形難度,以及由于超高強(qiáng)度DP鋼薄板切向韌性斷裂裂紋發(fā)展非常迅速,無法觀測裂紋形成和擴(kuò)展。而關(guān)于微觀組織因素對斷裂過程影響的研究有助于優(yōu)化組織設(shè)計,制訂熱處理最佳工藝和提高使用性能,但目前進(jìn)展遲緩。本文通過沖壓彎曲模具,研究800MPa雙相鋼薄板拉伸彎曲成形結(jié)果與R/t臨界值關(guān)系;在配備有拉壓樣品臺的掃描電鏡下進(jìn)行直接動態(tài)觀察,并據(jù)此探討雙相組織在形變過程中裂紋萌生與擴(kuò)展的微觀機(jī)制及顯微組織參數(shù)的影響規(guī)律,為800MPa雙相鋼的沖壓成形提供理論與工藝支持。1試樣尺寸及制備實驗用鋼為2.0mm的DP800商業(yè)高強(qiáng)度鋼,化學(xué)成分如表1。材料性能見表2。板料力學(xué)性能參數(shù)均由單向拉伸實驗所得,拉伸實驗在CMT5305型電子萬能試驗機(jī)上進(jìn)行。依據(jù)Hollomon關(guān)系式擬合而得。沖壓彎曲模具如圖1所示,凹模圓角半徑為10mm,而凸模圓角半徑為1mm、2.5mm、5mm、7.5mm、10mm。實驗過程中,將板料放置在壓邊圈上,凹模以5mm/s速度向下運(yùn)動并接觸板料,此時通過壓邊力及拉延筋的作用被板料固定在凹模與壓邊圈之間,之后凹模繼續(xù)向下運(yùn)動,借助固定不動的凸模將板料壓入其型腔,當(dāng)板料斷裂時停止運(yùn)動。實驗試樣尺寸為300mm×40mm×1.5mm。組織觀察和動態(tài)斷裂過程分析試樣的制備采用常規(guī)金相試樣制備方法,腐蝕劑為濃度4%的硝酸浸蝕液。動態(tài)斷裂過程的觀察是在備有拉伸裝置的HITACHIS-570型掃描電子顯微鏡上進(jìn)行,其形狀與尺寸如圖2所示。2結(jié)果與分析2.1dp400在不同凸模圓角的斷口分析實驗中板料在模具上被拉深直至斷裂,圖3所示為試樣在不同凸模圓角半徑下的成形結(jié)果。由圖可見,隨著凸模圓角半徑的增大,板料的拉伸深度也隨之增大;試樣的斷裂位置在極小圓角半徑下(R=1)是靠近凸模圓角,隨著凸模圓角半徑增大到中等半徑時(R=2.5和5),斷裂位置均靠近于凹模圓角;在大的凸模圓角下(R=7.5和10),斷裂位置則是在靠近凹模圓角處的直壁。在實驗的5種凸模半徑下,斷裂的試樣斷口處均顯示為45°剪切唇,未見明顯的減薄,頸縮微小,為典型的剪切型斷裂。圖4所示為DP800在不同R/t值時破裂成形極限深度。初始,在凸模圓角半徑較小時,其極限拉彎深度非常淺;隨著凸模圓角的增加,其極限拉伸深度變化較大;之后,隨著凸模圓角的增加,其極限拉伸深度變化較小。這可能是由于在凸模圓角極小時,板料在凸模圓角處由于過小折彎角在拉伸初期折彎斷裂;隨著凸模圓角增大,板材在凸模圓角處能夠成功彎曲,進(jìn)而在拉伸成形過程中,板材從凹模圓角進(jìn)行流動補(bǔ)充,受板材塑性極限延伸率限制,板料最終斷裂位于流動受限制的凹模圓角附近。2.2鐵素體-馬氏體相界面微裂解機(jī)理DP800鋼板組織形貌的SEM照片如圖5所示。可見,凸出且呈灰色的部分為馬氏體,下凹的暗黑色部分為鐵素體。DP800的馬氏體含量為32%。拉伸過程中,由于鐵素體與馬氏體兩相強(qiáng)度的差異,兩相的應(yīng)力-應(yīng)變行為亦不相同?；凭€主要在鐵素體相中產(chǎn)生,馬氏體相雖未觀察到明顯的變形,卻嚴(yán)重阻礙著鐵素體相中的滑移。因此,相界面附近的鐵素體,由于滑移面上位錯的塞積而導(dǎo)致應(yīng)力集中,當(dāng)應(yīng)力達(dá)到鐵素體相的剪切強(qiáng)度時,在界面的鐵素體一側(cè)將產(chǎn)生微孔,若相界面的切變應(yīng)力首先達(dá)到馬氏體/鐵素體相界面的結(jié)合強(qiáng)度時,必然會導(dǎo)致界面拉脫而萌生微裂紋。隨著外力增大,微孔增多并擴(kuò)展,連接而緩慢延伸。主裂紋沿兩相界面或貫穿鐵素體而繼續(xù)擴(kuò)展,如圖6所示。2.3斷口及斷口分析小凸模圓角半徑和大凸模圓角半徑下剪切斷裂斷口形貌如圖7所示,圖8所示為動態(tài)拉伸斷裂斷口形貌。由圖可見,3種情況下的斷口度布滿了韌窩。其中,小凸模圓角半徑下剪切斷裂斷口凹凸起伏,而大凸模圓角半徑下剪切斷裂斷口和動態(tài)拉伸斷裂斷口較為平整。小凸模圓角半徑下剪切斷裂斷口的韌窩大小不均勻,大韌窩周圍布滿了小韌窩,主要是由于凸模圓角較小,折彎處變形劇烈,導(dǎo)致形核后的部分韌窩在塑性變形階段得到充分長大和聚合,材料發(fā)生韌性失效。而大凸模圓角半徑下剪切斷裂由于凸模圓角半徑較大,板料流動性增加,法蘭邊上的板料在側(cè)壁被拉伸過程中能夠得到補(bǔ)充;另外,由于雙相鋼中鐵素體和馬氏體相的強(qiáng)度差異,盡管在塑性變形過程中大量的微孔洞出現(xiàn)形核,但并未能充分長大,材料最終在流動受限的凹模圓角附近發(fā)生韌窩斷裂,因此,最后斷口表面出現(xiàn)大小比較均勻的微孔洞。對于動態(tài)拉伸過程中,由于拉伸的速度很慢,鐵素體的塑性得到充分展現(xiàn),形核后的韌窩在塑性變形階段得到充分長大,形成較均勻韌窩,且韌窩深度較大的韌性失效。3dp400中微裂紋產(chǎn)生機(jī)理1)DP800鋼拉伸彎曲失效模式為典型的剪切型斷裂。2)在沖壓彎曲實驗中,凸模圓角半徑較小時,拉彎深度較淺,這是由于板料在凸模圓角處過小的折彎角導(dǎo)致拉伸初期折彎斷裂;隨著凸模圓角半徑增加,其拉伸深度增加明顯,這是由于板料流動受到限制減少所致;當(dāng)板料流動性限制變小,其拉伸深度隨著凸