超高强热成形钢的应变速率敏感性

工程科学学报，第40卷，第9期：1083-1090,2018年9月 Chinese Journal of Engineering,Vol.40,No.9:1083-1090,September 2018 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2018.09.009;http://journals.ustb.edu.cn 超高强热成形钢的应变速率敏感性 梁江涛”，赵征志)四，尹鸿祥)，路洪洲》，陈伟健”，唐荻” 1)北京科技大学钢铁共性技术协同创新中心，北京1000832)中国铁道科学研究院金属及化学研究所，北京100081 3)中信金属有限公司，北京100004 通信作者，E-mail:chaozhzhi@usth.edu.cn 摘要利用CMT5105电子万能试验机和HTM16020电液伺服高速试验机对超高强热成形钢进行拉伸试验，应变速率范围 为103-103s,模拟热成形零件在不同应变速率下的碰撞情况.结果表明：在低应变速率阶段(10~3-101s)实验钢的 应变速率敏感性不高，随应变速率的升高，实验钢的强度和延伸率变化不大：在高应变速率阶段(10°~103s1)实验钢具有高 的应变速率敏感性，随应变速率的升高，实验钢的强度和延伸率都呈增大的趋势，并且抗拉强度的应变速率敏感性要大于屈 服强度.这主要是由于在高应变速率阶段拉伸时产生的绝热温升现象和应变硬化现象共同作用造成的.实验钢颈缩后的延 伸率随应变速率的增大而减小，主要是由于高应变速率下马氏体局部变形不均匀造成的.实验钢吸收冲击功的能力随应变速 率的升高而增大，实验钢达到均匀延伸率时吸收冲击功的大小对应变速率更敏感.与低应变速率阶段相比，实验钢在高应变 速率阶段的断口韧窝的平均直径更小，韧窝的深度更深，这与高应变速率阶段部分马氏体品粒的碎化有关.通过扫描电镜和 透射电镜观察发现，在高应变速率拉伸时晶粒有明显的拉长趋势，并且在应力集中的地方有一些微空洞的存在，应变速率为 10s时部分区域有碎化的现象. 关键词超高强热成形钢：高应变速率拉伸：应变强化：位错塞积：绝热温升 分类号TG111.91:TG142.1 Strain rate sensitivity of ultra-high strength hot stamping steel LIANG Jiang-ao,ZHAO Zheng-zhi,YIN Hong-xiang?,LU Hong-zhou,CHEN Weijian,TANG Di 1)Collaborative Innovation Center of Steel Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Metal and Chemistry Research Institute,China Academy of Railway Sciences,Beijing 100081,China 3)China International Trust and Investment Corporation Metal Co.,Ltd,Beijing 100004,China Corresponding author,E-mail:zhaozhzhi@ustb.edu.cn ABSTRACT The tensile test of an ultra-high strength hot stamping steel was tested using the CMT5105 electronic universal testing machine and HTM 16020 electro-hydraulic servo high-speed material testing machine.The impacts of the hot stamping parts were simu- lated at strain rates range of 10-310s.The results show that in the low strain rate (1010s),the strain rate sensitivity of the tested steel is not very high,and the steel strength and elongation change little with an increase of strain rate.In the high strain rate stage (10103s),the strain rate sensitivity of the steel is very high,and the steel strength and elongation increase with strain rate. The strain rate sensitivity of the tensile strength is higher than the yield strength mainly because of the adiabatic temperature rise phe- nomenon and the strain working phenomenon that simultaneously occur during the high strain rate stage.The elongation after necking decreases with an increase of strain rate,mainly because of the local inhomogeneous deformation of the martensite at the high strain rate.The impact energy absorption capacity of the experimental steel increases with strain rate,and is more sensitive at the uniform elongation.Compared with the low strain rate stage,the average fracture diameter of the dimple in the high strain rate stage is smaller, and its depth is deeper;this is related to the fragmentation of the martensite grains region in the high strain rate stage.Scanning elec- 收稿日期：2017-10-09 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51574028)：北京市科技计划课题资助项目(D151100003515002)

工程科学学报，第 40 卷，第 9 期: 1083--1090，2018 年 9 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 40，No． 9: 1083--1090，September 2018 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2018． 09． 009; http: / /journals． ustb． edu． cn 超高强热成形钢的应变速率敏感性 梁江涛1) ，赵征志1) ，尹鸿祥2) ，路洪洲3) ，陈伟健1) ，唐 荻1) 1) 北京科技大学钢铁共性技术协同创新中心，北京 100083 2) 中国铁道科学研究院金属及化学研究所，北京 100081 3) 中信金属有限公司，北京 100004 通信作者，E-mail: zhaozhzhi@ ustb． edu． cn 摘 要 利用 CMT5105 电子万能试验机和 HTM 16020 电液伺服高速试验机对超高强热成形钢进行拉伸试验，应变速率范围 为 10 － 3 ～ 103 s － 1，模拟热成形零件在不同应变速率下的碰撞情况． 结果表明: 在低应变速率阶段( 10 － 3 ～ 10 － 1 s － 1 ) 实验钢的 应变速率敏感性不高，随应变速率的升高，实验钢的强度和延伸率变化不大; 在高应变速率阶段( 100 ～ 103 s － 1 ) 实验钢具有高 的应变速率敏感性，随应变速率的升高，实验钢的强度和延伸率都呈增大的趋势，并且抗拉强度的应变速率敏感性要大于屈 服强度． 这主要是由于在高应变速率阶段拉伸时产生的绝热温升现象和应变硬化现象共同作用造成的． 实验钢颈缩后的延 伸率随应变速率的增大而减小，主要是由于高应变速率下马氏体局部变形不均匀造成的． 实验钢吸收冲击功的能力随应变速 率的升高而增大，实验钢达到均匀延伸率时吸收冲击功的大小对应变速率更敏感． 与低应变速率阶段相比，实验钢在高应变 速率阶段的断口韧窝的平均直径更小，韧窝的深度更深，这与高应变速率阶段部分马氏体晶粒的碎化有关． 通过扫描电镜和 透射电镜观察发现，在高应变速率拉伸时晶粒有明显的拉长趋势，并且在应力集中的地方有一些微空洞的存在，应变速率为 103 s － 1时部分区域有碎化的现象． 关键词 超高强热成形钢; 高应变速率拉伸; 应变强化; 位错塞积; 绝热温升 分类号 TG111. 91; TG142. 1 收稿日期: 2017--10--09 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51574028) ; 北京市科技计划课题资助项目( D151100003515002) Strain rate sensitivity of ultra-high strength hot stamping steel LIANG Jiang-tao1) ，ZHAO Zheng-zhi1)  ，YIN Hong-xiang2) ，LU Hong-zhou3) ，CHEN Wei-jian1) ，TANG Di1) 1) Collaborative Innovation Center of Steel Technology，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Metal and Chemistry Ｒesearch Institute，China Academy of Ｒailway Sciences，Beijing 100081，China 3) China International Trust and Investment Corporation Metal Co． ，Ltd，Beijing 100004，China Corresponding author，E-mail: zhaozhzhi@ ustb． edu． cn ABSTＲACT The tensile test of an ultra-high strength hot stamping steel was tested using the CMT5105 electronic universal testing machine and HTM 16020 electro-hydraulic servo high-speed material testing machine． The impacts of the hot stamping parts were simu￾lated at strain rates range of 10 － 3--103 s － 1 ． The results show that in the low strain rate ( 10 － 3--10 － 1 s － 1 ) ，the strain rate sensitivity of the tested steel is not very high，and the steel strength and elongation change little with an increase of strain rate． In the high strain rate stage ( 100 --103 s － 1 ) ，the strain rate sensitivity of the steel is very high，and the steel strength and elongation increase with strain rate． The strain rate sensitivity of the tensile strength is higher than the yield strength mainly because of the adiabatic temperature rise phe￾nomenon and the strain working phenomenon that simultaneously occur during the high strain rate stage． The elongation after necking decreases with an increase of strain rate，mainly because of the local inhomogeneous deformation of the martensite at the high strain rate． The impact energy absorption capacity of the experimental steel increases with strain rate，and is more sensitive at the uniform elongation． Compared with the low strain rate stage，the average fracture diameter of the dimple in the high strain rate stage is smaller， and its depth is deeper; this is related to the fragmentation of the martensite grains region in the high strain rate stage． Scanning elec-

·1084 工程科学学报，第40卷，第9期 tron microscope and transmission electron microscope images reveal that the grains are elongated at high strain rate stage and some mi- crovoids are present in the stress-concentrated regions.Moreover,the fragmentation phenomenon can be found in part of region at the 10sstrain rate. KEY WORDS ultra-high strength hot stamping steel:high strain rate tensile:strain hardening:dislocation pile-up:adiabatic tem- perature rise 随着汽车工业的发展，汽车的安全性和节能性 MPa级的热成形钢的碰撞行为进行研究，基于对超 越来越重要.提高汽车用钢的强度是在保证驾乘人 高强热成形钢在碰撞下的安全性考虑，本研究选择 员安全的情况下，减轻车身重量的重要途径之 商用30MB5钢板，在实验室模拟热成形工艺，然后 一四.在车身的设计中，汽车的A柱、B柱和C柱等 在高速拉伸试验机上进行碰撞模拟，着重分析了实 通常采用热成形工艺生产，热成形钢基板经过加热 验钢在模拟碰撞下的力学行为、组织演变、断裂特征 到完全奥氏体化后，保温适当的时间，然后在模具中 和断裂全过程中吸收冲击功的能力 冲压并且同时模具喷水淬火，最终得到全马氏体的 1 试验方法 组织，所以热成形后的汽车部件具有超高的强度和 足够的塑性回.大量研究表明，汽车在碰撞条件下 实验钢板为罩式退火后30MnB5热成形基板， 的变形行为与准静态时有显著的差别同，热成形零 厚度约为1.5mm,化学成分如表1所示.在日本 件在车身上大多用于关键的部位，所以需要研究热 ULVAC-Ⅱ型连续退火模拟试验机上进行热成形工 成形钢在碰撞条件下的服役性能：另一方面热成形 艺模拟，以10℃·s1将实验钢加热到900℃保温5 后的零件组织接近于全马氏体组织，马氏体属于硬 min,再以7℃·s1冷却到850℃，然后淬火到300 脆相，研究马氏体在碰撞下的变形行为显得尤为重 ℃，空冷至室温.为了消除组织内应力，在200℃回 要.但是目前没有科研工作者对抗拉强度超过1500 火200s,全流程工艺路线如图1所示. 表1实验钢的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of the tested steel % C Si Mn P Cr B Fe 0.30~0.330.10-0.301.20-1.50≤0.015≤0.0150.03-0.050.20-0.500.001-0.0050.03~0.05≤0.005余量 1000 900℃ ,7℃·s 300g a 850℃ 800 600 45℃·g 32.5 20 32.5 400 10℃·s1 110 300℃ 200℃200￥ 280 200 b 下10℃s 110 110 空冷 30℃ 空冷 200 400 00 800 1000 时间s 图1实验钢的退火工艺路线 259 Fig.I Schematic diagram of the thermal simulation process applied 图2实验钢在低应变速率()和高应变速率(b)下拉伸试样（单 to the tested steel 位：mm) 实验钢在准静态下的拉伸实验在室温下完成， Fig.2 Tensile specimen at low strain rate (a)and high strain rate (b）of the tested steel(unit:mm） 试样为A50标准试样，实验在CMT5605万能拉伸试 验机上完成，拉伸速度为2mm·min'.实验钢在低 103s-1)的拉伸试验在德国Zwick HTM16020高速 应变速率下(10-3、10-2和10-1s-1)的拉伸试验在 拉伸试验机上完成，试样尺寸为图2(b)所示.为了 CMT5105万能拉伸试验机上完成，试样尺寸为图2 避免试样的尺度效应对实验结果的影响，不同应变 (a)所示.实验钢在高应变速率下(10°、10、102和 速率拉伸下试样的变形部分保持完全一致.每个应

工程科学学报，第 40 卷，第 9 期 tron microscope and transmission electron microscope images reveal that the grains are elongated at high strain rate stage and some mi￾crovoids are present in the stress-concentrated regions． Moreover，the fragmentation phenomenon can be found in part of region at the 103 s － 1 strain rate． KEY WOＲDS ultra-high strength hot stamping steel; high strain rate tensile; strain hardening; dislocation pile-up; adiabatic tem￾perature rise 随着汽车工业的发展，汽车的安全性和节能性 越来越重要． 提高汽车用钢的强度是在保证驾乘人 员安 全 的 情 况 下，减轻车身重量的重要途径之 一［1］． 在车身的设计中，汽车的 A 柱、B 柱和 C 柱等 通常采用热成形工艺生产，热成形钢基板经过加热 到完全奥氏体化后，保温适当的时间，然后在模具中 冲压并且同时模具喷水淬火，最终得到全马氏体的 组织，所以热成形后的汽车部件具有超高的强度和 足够的塑性［2］． 大量研究表明，汽车在碰撞条件下 的变形行为与准静态时有显著的差别［3］，热成形零 件在车身上大多用于关键的部位，所以需要研究热 成形钢在碰撞条件下的服役性能; 另一方面热成形 后的零件组织接近于全马氏体组织，马氏体属于硬 脆相，研究马氏体在碰撞下的变形行为显得尤为重 要． 但是目前没有科研工作者对抗拉强度超过 1500 MPa 级的热成形钢的碰撞行为进行研究，基于对超 高强热成形钢在碰撞下的安全性考虑，本研究选择 商用 30MnB5 钢板，在实验室模拟热成形工艺，然后 在高速拉伸试验机上进行碰撞模拟，着重分析了实 验钢在模拟碰撞下的力学行为、组织演变、断裂特征 和断裂全过程中吸收冲击功的能力［3--9］． 1 试验方法 实验钢板为罩式退火后 30MnB5 热成形基板， 厚度约为 1. 5 mm，化学成分如表 1 所示． 在日本 ULVAC--Ⅱ型连续退火模拟试验机上进行热成形工 艺模拟，以 10 ℃·s － 1将实验钢加热到 900 ℃ 保温 5 min，再以 7 ℃·s － 1 冷却到 850 ℃，然后淬火到 300 ℃，空冷至室温． 为了消除组织内应力，在 200 ℃ 回 火 200 s，全流程工艺路线如图 1 所示． 表 1 实验钢的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the tested steel % C Si Mn P S Al Cr B Ti N Fe 0. 30 ～ 0. 33 0. 10 ～ 0. 30 1. 20 ～ 1. 50 ≤0. 015 ≤0. 015 0. 03 ～ 0. 05 0. 20 ～ 0. 50 0. 001 ～ 0. 005 0. 03 ～ 0. 05 ≤0. 005 余量 图 1 实验钢的退火工艺路线 Fig． 1 Schematic diagram of the thermal simulation process applied to the tested steel 实验钢在准静态下的拉伸实验在室温下完成， 试样为 A50 标准试样，实验在 CMT5605 万能拉伸试 验机上完成，拉伸速度为 2 mm·min － 1 ． 实验钢在低 应变速率下( 10 － 3、10 － 2和 10 － 1 s － 1 ) 的拉伸试验在 CMT5105 万能拉伸试验机上完成，试样尺寸为图 2 ( a) 所示． 实验钢在高应变速率下( 100 、101 、102 和 图 2 实验钢在低应变速率( a) 和高应变速率( b) 下拉伸试样( 单 位: mm) Fig． 2 Tensile specimen at low strain rate ( a) and high strain rate ( b) of the tested steel ( unit: mm) 103 s － 1 ) 的拉伸试验在德国 Zwick HTM 16020 高速 拉伸试验机上完成，试样尺寸为图 2( b) 所示． 为了 避免试样的尺度效应对实验结果的影响，不同应变 速率拉伸下试样的变形部分保持完全一致． 每个应 · 4801 ·

梁江涛等：超高强热成形钢的应变速率敏感性 ·1085· 变速率重复拉伸5次，求平均值.用美国FEI Quan- 寸在100到500nm之间，为典型的罩式退火后的组 ta450场发射扫描电子显微镜观察实验钢的显微组 织特征.实验钢冷轧后选用罩式退火，主要是考虑 织和断口形貌，显微组织由体积分数4%的硝酸+ 到罩式退火时间长，退火后的组织均匀，强度较低， 酒精溶液腐蚀.用日本JEM2100透射电子显微镜来 延伸率好，便于在热成形前进行约90%的预冷冲压 观察实验钢的微观组织形貌和在模拟碰撞下的断口 成形.图3(b)为实验钢在热成形工艺模拟后的组 附近组织变化. 织，为全马氏体组织，马氏体板条上分布着细小的碳 化物.图3(c)~()为实验钢在热成形模拟后的透 2结果与讨论 射电镜照片，图3（©）中为精细的马氏体板条组织， 2.1组织形貌 马氏体板条宽度约为100m,精细的组织为实验钢 图3(a)为实验钢在热成形模拟前的组织，可以 提供超高的强度和足够的塑性配合.图3(d)中为 看出，热成形工艺模拟前实验钢组织为铁素体基体 板条内弥散的碳化物分布，图3()中为组织中极少 上均匀的分布着各种尺寸的球状碳化物，碳化物尺 量的退火孪晶 (b) 5μm 5um d 2μm 1 jm 2 um 图3实验钢在热成形工艺模拟前后的组织.()热成形模拟前的扫描照片：(b)热成形后的扫描照片：(c)热成形后的透射照片；(d)热 成形后的碳化物：（©）热成形后的退火孪品 Fig.3 Microstructure micrographs before and after hot stamping of the tested steel:(a)SEM image before hot stamping:(b)SEM image after hot stamping:(c)TEM image after hot stamping:(d)carbide after hot stamping:(e)annealing twins after hot stamping 2.2力学性能 需求 图4和表2为实验钢在热成形工艺模拟前后的 图5为实验钢在不同应变速率下的工程应力一 工程应力一应变曲线和具体的力学性能.结合图3 应变曲线，图6为实验钢在不同应变速率下的力学 中组织的变化情况可以看出，热成形工艺模拟前铁 性能随应变速率变化的趋势，可以明显看出在高速 素体+碳化物的组织，保证了高的塑性和较低的强 拉伸下实验钢的强度和塑性都发生了很大的变化 度.成形工艺模拟后的全马氏体+弥散碳化物组织 从图6(a)可以看出，随应变速率的增大，实验钢的 保证了实验钢在热成形后超高的抗拉强度和硬度， 屈服强度和抗拉强度在整体上都呈增大的趋势.在 精细的马氏体组织保证热成形后的塑性满足工业 低应变速率范围内(10-3~10-s1),屈服强度和

梁江涛等: 超高强热成形钢的应变速率敏感性 变速率重复拉伸 5 次，求平均值． 用美国 FEI Quan￾ta450 场发射扫描电子显微镜观察实验钢的显微组 织和断口形貌，显微组织由体积分数 4% 的硝酸 + 酒精溶液腐蚀． 用日本 JEM2100 透射电子显微镜来 观察实验钢的微观组织形貌和在模拟碰撞下的断口 附近组织变化． 2 结果与讨论 2. 1 组织形貌 图 3( a) 为实验钢在热成形模拟前的组织，可以 看出，热成形工艺模拟前实验钢组织为铁素体基体 上均匀的分布着各种尺寸的球状碳化物，碳化物尺 寸在 100 到 500 nm 之间，为典型的罩式退火后的组 织特征． 实验钢冷轧后选用罩式退火，主要是考虑 到罩式退火时间长，退火后的组织均匀，强度较低， 延伸率好，便于在热成形前进行约 90% 的预冷冲压 成形． 图 3( b) 为实验钢在热成形工艺模拟后的组 织，为全马氏体组织，马氏体板条上分布着细小的碳 化物． 图 3( c) ～ ( e) 为实验钢在热成形模拟后的透 射电镜照片，图 3( c) 中为精细的马氏体板条组织， 马氏体板条宽度约为 100 nm，精细的组织为实验钢 提供超高的强度和足够的塑性配合． 图 3( d) 中为 板条内弥散的碳化物分布，图 3( e) 中为组织中极少 量的退火孪晶． 图 3 实验钢在热成形工艺模拟前后的组织. ( a) 热成形模拟前的扫描照片; ( b) 热成形后的扫描照片; ( c) 热成形后的透射照片; ( d) 热 成形后的碳化物; ( e) 热成形后的退火孪晶 Fig． 3 Microstructure micrographs before and after hot stamping of the tested steel: ( a) SEM image before hot stamping; ( b) SEM image after hot stamping; ( c) TEM image after hot stamping; ( d) carbide after hot stamping; ( e) annealing twins after hot stamping 2. 2 力学性能 图 4 和表 2 为实验钢在热成形工艺模拟前后的 工程应力--应变曲线和具体的力学性能． 结合图 3 中组织的变化情况可以看出，热成形工艺模拟前铁 素体 + 碳化物的组织，保证了高的塑性和较低的强 度． 成形工艺模拟后的全马氏体 + 弥散碳化物组织 保证了实验钢在热成形后超高的抗拉强度和硬度， 精细的马氏体组织保证热成形后的塑性满足工业 需求． 图 5 为实验钢在不同应变速率下的工程应力-- 应变曲线，图 6 为实验钢在不同应变速率下的力学 性能随应变速率变化的趋势，可以明显看出在高速 拉伸下实验钢的强度和塑性都发生了很大的变化． 从图 6( a) 可以看出，随应变速率的增大，实验钢的 屈服强度和抗拉强度在整体上都呈增大的趋势． 在 低应变速率范围内( 10 － 3 ～ 10 － 1 s － 1 ) ，屈服强度和 · 5801 ·

·1086· 工程科学学报，第40卷，第9期 1800 表2实验钢在热成形工艺模拟前后的力学性能 Table 2 Mechanical properties of the tested steel before and after hot 1600 stamping 1400 O一实验钢热成形模拟前 一合一实验钢热成形模拟后 屈服强度/抗拉强度/总伸长率/ 硬度， 试样 屈强比 1000 MPa MPa % HV 800 热成形前 406 499 31.84 0.81 166 600 热成形后 992 1677 7.32 0.59 295 400 0000-0000-0-0-0-0-0-0-000 200 抗拉强度增加的幅度很小，说明本实验钢在低应变 速率范围内强度的应变速率敏感性很低；但是在高 51015202530354045 工程应变/% 应变速率范围内(10°~103s),屈服强度和抗拉强 图4实验钢在热成形工艺模拟前后准静态下工程应力一应变曲线 度增加的幅度明显加大，并且抗拉强度增加的幅度 Fig.4 Quasi static tensile engineering stress-strain curves of the 远远大于屈服强度增加的幅度.屈服强度从1520 tested steel before and after hot stamping 增加到1620MPa,增大了6.58%.抗拉强度从1658 1800 2200 (b) 1600 2000 1800 1400 1600 1200 1400 1000 1200 800 1000 800 -10g- —108-1 600 400 -102g4 -10s-l 400 -10s 200 -10r's 200 -10s 10 15 20 25 0 10, 15 20 25 工程应变/% 工程应变/% 图5实验钢在不同应变速率下的工程应力-应变曲线.()低应变速率阶段：(b)高应变速率阶段 Fig.5 Engineering stress-strain curves of the tested steel at various strain rates:(a)low strain rate:(b)high strain rate 2100 20 2000 18 断后伸长率 抗拉强度 16 1900 五 14 1800 1700 均匀延伸率 1600 1500 屈服强度 6 颈缩后延伸率 1400 1300 10-3102 1010°10110P10 103 102 10-11010 10 10P 应变速率/s 应变速率/s 图6实验钢在不同应变速率下的力学性能.(a)强度：(b)延伸率 Fig.6 Variations of mechanical property of the tested steel with strain rates:(a)strength:(b)elongation 增加到1955MPa,增大了17.91%.表明在高应变速 成抗拉强度的应变速率敏感性更高o 率范围内实验钢的抗拉强度对应变速率更敏感，这 从图6(b)中可以看出，实验钢的均匀延伸率和 主要是由于实验钢的组织为全马氏体组织，在应变 断后延伸率都随应变速率的增大而增大，并且在高 速率增大时，马氏体内部位错塞积越来越严重，位错 应变速率阶段(10°~10s1)增加幅度明显加快，说 的移动变得困难，使强度升高，同时在高应变速率拉 明实验钢在高应变速率阶段塑性的应变速率敏感性 伸时马氏体对抗拉强度的贡献要大于屈服强度，造 要高于低应变速率阶段.应变速率从10-3增大到

工程科学学报，第 40 卷，第 9 期 图4 实验钢在热成形工艺模拟前后准静态下工程应力--应变曲线 Fig． 4 Quasi static tensile engineering stress--strain curves of the tested steel before and after hot stamping 表 2 实验钢在热成形工艺模拟前后的力学性能 Table 2 Mechanical properties of the tested steel before and after hot stamping 试样 屈服强度/ MPa 抗拉强度/ MPa 总伸长率/ % 屈强比 硬度， HV 热成形前 406 499 31. 84 0. 81 166 热成形后 992 1677 7. 32 0. 59 295 抗拉强度增加的幅度很小，说明本实验钢在低应变 速率范围内强度的应变速率敏感性很低; 但是在高 应变速率范围内( 100 ～ 103 s － 1 ) ，屈服强度和抗拉强 度增加的幅度明显加大，并且抗拉强度增加的幅度 远远大于屈服强度增加的幅度． 屈服强度从 1520 增加到 1620 MPa，增大了 6. 58% ． 抗拉强度从 1658 图 5 实验钢在不同应变速率下的工程应力--应变曲线 . ( a) 低应变速率阶段; ( b) 高应变速率阶段 Fig． 5 Engineering stress--strain curves of the tested steel at various strain rates: ( a) low strain rate; ( b) high strain rate 图 6 实验钢在不同应变速率下的力学性能 . ( a) 强度; ( b) 延伸率 Fig． 6 Variations of mechanical property of the tested steel with strain rates: ( a) strength; ( b) elongation 增加到 1955 MPa，增大了 17. 91% ． 表明在高应变速 率范围内实验钢的抗拉强度对应变速率更敏感，这 主要是由于实验钢的组织为全马氏体组织，在应变 速率增大时，马氏体内部位错塞积越来越严重，位错 的移动变得困难，使强度升高，同时在高应变速率拉 伸时马氏体对抗拉强度的贡献要大于屈服强度，造 成抗拉强度的应变速率敏感性更高［10］． 从图 6( b) 中可以看出，实验钢的均匀延伸率和 断后延伸率都随应变速率的增大而增大，并且在高 应变速率阶段( 100 ～ 103 s － 1 ) 增加幅度明显加快，说 明实验钢在高应变速率阶段塑性的应变速率敏感性 要高于低应变速率阶段． 应变速率从 10 － 3 增大到 · 6801 ·

梁江涛等：超高强热成形钢的应变速率敏感性 ·1087· 103s过程中，实验钢的均匀延伸率从7.21%增大 60 到13.35%，增大了85.16%，断后延伸率从14%增 大到18.35%，增大了31.07%，表明实验钢的均匀 50 延伸率的应变速率敏感性要远远大于断后延伸率. 2 而颈缩后的延伸率从6.79%减小到5%，减小了 26.36%,一方面表明颈缩后的延伸率有明显的应变 速率敏感性：另一方面颈缩后的延伸率随应变速率 的增大而减小.这主要是因为在高应变速率拉伸 时，因为拉伸速度快，马氏体板条来不及均匀变形， 局部应力集中造成断裂，导致颈缩后延伸率降低. 10 10 102 10 在热成形钢的模拟碰撞过程中，断口附近是绝 应变速率/、 热温升和应变硬化共存的过程.一方面，在高速拉 图7实验钢在高应变速率下(10°~103s1)的绝热温升温度 伸时，因为高应变速率下位错塞积，造成实验钢强度 Fig.7 Variations of temperature of adiabatic temperature rise with high strain rates(10 ~103s-!) 升高.另一方面，由于绝热温升的存在又产生软化 现象，会使强度降低.在低应变速率下，因为拉伸速 们通常用强塑积（抗拉强度×断后延伸率）来评价 度偏慢，试样断口附近温升不明显，绝热温升现象可 材料的吸收冲击功的能力，但是这种方法无法反映 以忽略不计，应变硬化就占了主导地位.在高应变 在碰撞过程中各个阶段的吸收冲击功的情况回 速率下，因为拉伸速度快，试样断口附近瞬间产生大 在本研究中，用下式来计算吸收冲击功的大小： 量的变形热量，产生绝热温升现象，此种情况下绝热 温升后造成的软化现象就必须考虑.绝热温升会使 oe (2) 材料的塑性变好，体现在断后伸长率上尤为明 式中，σ为工程应力，e为工程应变，81为计算冲击 显m.用下式来计算实验钢在高应变速率变形阶 功处的工程应变.在汽车材料的碰撞测试中，通常 段的绝热温升温度： 用应变为10%时吸收冲击功的能力来评价汽车钢 AT=卫工y (1) 的抗碰撞能力，但是在本研究中使用的超高强热成 形钢，因为抗拉强度太高，在低应变速率拉伸时，在 式中，刀为塑性功转成热的因数，在热成形钢中，取 应变达到10%时已经发生了颈缩.所以在本实验中 1p为实验钢的密度，取7.85gcm-3;c,为实验钢的 计算了应变达到均匀延伸率时和达到断后延伸率时 定容比热容，取0.48J·g1·K1:y为真应变；r为真 吸收的冲击功，对材料断裂过程的二个关键点吸收 应力：ym为最大真应变.通过计算可知在高应变速 冲击功的能力进行了评价，研究实验钢在碰撞的全 率阶段的绝热温升，如图7所示.在拉伸应变速率 过程中的安全性，计算结果如图8所示 为103s1时，实验钢变形段绝热温升温度达到最 30000 高，为49.62℃，这也是在此应变速率下实验钢塑性 断后伸长率时吸收的能量 最优的主要原因：另一方面在高应变速率下，变形的 25000 局部化造成积极的应变速率敏感效应也对塑性的提 20000 高作出贡献而.由上文可知，对于强度的应变速率 敏感性而言，在高应变速率下抗拉强度的应变速率 15000 敏感性要高于屈服强度的应变速率敏感性，这是由 于绝热温升现象的存在抵消了部分应变硬化现象. 10000 均匀延伸率时吸收的能量 同时正是由于绝热温升现象的存在使实验钢的塑性 5000 在高应变速率下要大于低应变速率下，特别在高应 10310-2101010 102103 应变速率/8 变速率下，由于绝热温升现象的存在使实验钢的均 图8实验钢在不同应变速率下吸收的冲击功 匀延伸率大幅增加 Fig.8 Absorbed energy of the tested steel at various strain rates 2.3吸收冲击功 热成形零件作为车身抗撞击最关键部件之一， 从图8可以看出，随着高速拉伸应变速率的增 在碰撞过程中吸收冲击功的能力显得尤为重要.我 大，应变达到均匀延伸率时和达到断后延伸率时吸

梁江涛等: 超高强热成形钢的应变速率敏感性 103 s － 1过程中，实验钢的均匀延伸率从 7. 21% 增大 到 13. 35% ，增大了 85. 16% ，断后延伸率从 14% 增 大到 18. 35% ，增大了 31. 07% ，表明实验钢的均匀 延伸率的应变速率敏感性要远远大于断后延伸率． 而颈缩后的延伸率从 6. 79% 减小到 5% ，减小了 26. 36% ，一方面表明颈缩后的延伸率有明显的应变 速率敏感性; 另一方面颈缩后的延伸率随应变速率 的增大而减小． 这主要是因为在高应变速率拉伸 时，因为拉伸速度快，马氏体板条来不及均匀变形， 局部应力集中造成断裂，导致颈缩后延伸率降低． 在热成形钢的模拟碰撞过程中，断口附近是绝 热温升和应变硬化共存的过程． 一方面，在高速拉 伸时，因为高应变速率下位错塞积，造成实验钢强度 升高． 另一方面，由于绝热温升的存在又产生软化 现象，会使强度降低． 在低应变速率下，因为拉伸速 度偏慢，试样断口附近温升不明显，绝热温升现象可 以忽略不计，应变硬化就占了主导地位． 在高应变 速率下，因为拉伸速度快，试样断口附近瞬间产生大 量的变形热量，产生绝热温升现象，此种情况下绝热 温升后造成的软化现象就必须考虑． 绝热温升会使 材料 的 塑 性 变 好，体现在断后伸长率上尤为明 显［11］． 用下式来计算实验钢在高应变速率变形阶 段的绝热温升温度: ΔT = η ρ ∫ γmax 0 τ cv dγ ( 1) 式中，η 为塑性功转成热的因数，在热成形钢中，取 1; ρ 为实验钢的密度，取 7. 85 g·cm － 3 ; cv为实验钢的 定容比热容，取 0. 48 J·g － 1·K － 1 ; γ 为真应变; τ 为真 应力; γmax为最大真应变． 通过计算可知在高应变速 率阶段的绝热温升，如图 7 所示． 在拉伸应变速率 为 103 s － 1时，实验钢变形段绝热温升温度达到最 高，为 49. 62 ℃，这也是在此应变速率下实验钢塑性 最优的主要原因; 另一方面在高应变速率下，变形的 局部化造成积极的应变速率敏感效应也对塑性的提 高作出贡献［6］． 由上文可知，对于强度的应变速率 敏感性而言，在高应变速率下抗拉强度的应变速率 敏感性要高于屈服强度的应变速率敏感性，这是由 于绝热温升现象的存在抵消了部分应变硬化现象． 同时正是由于绝热温升现象的存在使实验钢的塑性 在高应变速率下要大于低应变速率下，特别在高应 变速率下，由于绝热温升现象的存在使实验钢的均 匀延伸率大幅增加． 2. 3 吸收冲击功 热成形零件作为车身抗撞击最关键部件之一， 在碰撞过程中吸收冲击功的能力显得尤为重要． 我 图 7 实验钢在高应变速率下( 100 ～ 103 s － 1 ) 的绝热温升温度 Fig． 7 Variations of temperature of adiabatic temperature rise with high strain rates( 100 ～ 103 s － 1 ) 们通常用强塑积( 抗拉强度 × 断后延伸率) 来评价 材料的吸收冲击功的能力，但是这种方法无法反映 在碰撞过程中各个阶段的吸收冲击功的情况［12］． 在本研究中，用下式来计算吸收冲击功的大小: ΔE = ∫ ε1 0 σdε ( 2) 式中，σ 为工程应力，ε 为工程应变，ε1为计算冲击 功处的工程应变． 在汽车材料的碰撞测试中，通常 用应变为 10% 时吸收冲击功的能力来评价汽车钢 的抗碰撞能力，但是在本研究中使用的超高强热成 形钢，因为抗拉强度太高，在低应变速率拉伸时，在 应变达到 10% 时已经发生了颈缩． 所以在本实验中 计算了应变达到均匀延伸率时和达到断后延伸率时 吸收的冲击功，对材料断裂过程的二个关键点吸收 冲击功的能力进行了评价，研究实验钢在碰撞的全 过程中的安全性，计算结果如图 8 所示． 图 8 实验钢在不同应变速率下吸收的冲击功 Fig． 8 Absorbed energy of the tested steel at various strain rates 从图 8 可以看出，随着高速拉伸应变速率的增 大，应变达到均匀延伸率时和达到断后延伸率时吸 · 7801 ·

·1088 工程科学学报，第40卷，第9期 收的冲击功在整体上都呈增大的趋势.对于应变达 时，这种现象并不是特别明显，断口比较平整.这主 到均匀延伸率时吸收的冲击功，在低应变速率阶段 要是因为高应变速率变形时，晶粒来不及沿滑移线 增加的幅度很小，吸收冲击功大小约为9000MPa 缓慢移动，变形速度高造成局部应力集中，首先发生 %,当应变速率达到10s1之后迅速增大，在应变 晶界或晶粒断裂，使得晶粒没有充分变形3.测 速率为103s-时达到了17777MPa%,相对于应变 得实验钢应变速率为10-3、10-2、10-1、10°、101、102 速率在10-3s1时增加了94.09%.对于应变达到 和103s1断口韧窝的平均直径分别为4.7、4.6、 断后延伸率时吸收的冲击功，在低应变速率阶段稳 4.3、3.5、3.1、2.6和1.8μm,与低应变速率相比实 定在20000MPa·%左右，在应变速率达到10s-1后 验钢在高应变速率下韧窝的平均直径更小韧窝深度 迅速增大，在应变速率为103s1时达到了26615 更深，这是在高应变速率下部分马氏体晶粒碎化造 MPa%,相对于应变速率在10-3s1时增大了 成的.从微观形貌可以发现在应变速率103s时， 39.09%.通过对比以上结果可以得出结论，应变达 实验钢的韧窝深度明显大于其余应变速率，这也是 到均匀延伸率时吸收的冲击功的大小对于应变速率 在103s应变速率拉伸时实验钢断后延伸率最优 更加敏感，并且随着应变速率的增大，本实验钢吸收 的体现. 冲击功的能力越来越强，保证了汽车的安全性 图10为实验钢在应变速率为10°和10's-1拉 2.4断裂行为 伸下的断口侧面扫描电镜照片.从图10(a)中可以 图9为本实验钢在不同应变速率下的断口形 看出晶粒有明显的拉长现象，从图10(b)可以发现 貌，可以看到本实验钢在不同应变速率拉伸下，断口 在靠近断口的位置拉伸现象要强于远离断口的位 以韧窝为主，说明断裂方式一直是韧性断裂.图9 置，并且在一些拉伸时应力集中的地方有一些微空 (d)和(h)为实验钢在应变速率10°s-1和103s-1下 洞的存在. 的断口宏观形貌，可以看到实验钢在应变速率为 图11为拉伸前后实验钢的透射电镜照片.从 10°s时断口呈现典型的塑性断裂的三特征（剪切 图11(a)可以看出，实验钢拉伸前的组织为各个取 唇、放射区和纤维区)，而当应变速率上升到103s1 向共存的典型马氏体组织.从图11(b)中明显看到 (a) (b) (c) 20 um 20 um 20μn ( 1 mm 10μm 104m (h) 10m 104m 图9实验钢在不同应变速率下断口形貌照片.(a)103sl:(b)10-2s1:(c)101s1:(d,e)10s1:(010s1:()102s1: (h,i)103s Fig.9 Tensile fractography of the tested steel at various strain rates:(a)10-3s-1:(b)10-2 s-1:(c)10-1 s-1:(d,e)100 s-1;(f)10 s1(g)102s1:(h,i)103s1

工程科学学报，第 40 卷，第 9 期 收的冲击功在整体上都呈增大的趋势． 对于应变达 到均匀延伸率时吸收的冲击功，在低应变速率阶段 增加的幅度很小，吸收冲击功大小约为 9000 MPa ·% ，当应变速率达到 101 s － 1之后迅速增大，在应变 速率为 103 s － 1时达到了 17777 MPa·% ，相对于应变 速率在 10 － 3 s － 1 时增加了 94. 09% ． 对于应变达到 断后延伸率时吸收的冲击功，在低应变速率阶段稳 定在 20000 MPa·% 左右，在应变速率达到 101 s － 1后 迅速增大，在应变速率为 103 s － 1 时达到了 26615 MPa·% ，相 对 于 应 变 速 率 在 10 － 3 s － 1 时 增 大 了 39. 09% ． 通过对比以上结果可以得出结论，应变达 到均匀延伸率时吸收的冲击功的大小对于应变速率 更加敏感，并且随着应变速率的增大，本实验钢吸收 冲击功的能力越来越强，保证了汽车的安全性． 图 9 实验钢在不同应变速率下断口形貌照片 . ( a) 10 － 3 s － 1 ; ( b) 10 － 2 s － 1 ; ( c) 10 － 1 s － 1 ; ( d，e) 100 s － 1 ; ( f) 101 s － 1 ; ( g) 102 s － 1 ; ( h，i) 103 s － 1 Fig． 9 Tensile fractography of the tested steel at various strain rates: ( a) 10 － 3 s － 1 ; ( b) 10 － 2 s － 1 ; ( c) 10 － 1 s － 1 ; ( d，e) 100 s － 1 ; ( f) 101 s － 1 ; ( g) 102 s － 1 ; ( h，i) 103 s － 1 2. 4 断裂行为 图 9 为本实验钢在不同应变速率下的断口形 貌，可以看到本实验钢在不同应变速率拉伸下，断口 以韧窝为主，说明断裂方式一直是韧性断裂． 图 9 ( d) 和( h) 为实验钢在应变速率 100 s － 1和 103 s － 1下 的断口宏观形貌，可以看到实验钢在应变速率为 100 s － 1时断口呈现典型的塑性断裂的三特征( 剪切 唇、放射区和纤维区) ，而当应变速率上升到 103 s － 1 时，这种现象并不是特别明显，断口比较平整． 这主 要是因为高应变速率变形时，晶粒来不及沿滑移线 缓慢移动，变形速度高造成局部应力集中，首先发生 晶界或晶粒断裂，使得晶粒没有充分变形［13--15］． 测 得实验钢应变速率为 10 － 3、10 － 2、10 － 1、100 、101 、102 和 103 s － 1 断口韧窝的平均直径分别为 4. 7、4. 6、 4. 3、3. 5、3. 1、2. 6 和 1. 8 μm，与低应变速率相比实 验钢在高应变速率下韧窝的平均直径更小韧窝深度 更深，这是在高应变速率下部分马氏体晶粒碎化造 成的． 从微观形貌可以发现在应变速率 103 s － 1时， 实验钢的韧窝深度明显大于其余应变速率，这也是 在 103 s － 1应变速率拉伸时实验钢断后延伸率最优 的体现． 图 10 为实验钢在应变速率为 100 和 101 s － 1 拉 伸下的断口侧面扫描电镜照片． 从图 10( a) 中可以 看出晶粒有明显的拉长现象，从图 10( b) 可以发现 在靠近断口的位置拉伸现象要强于远离断口的位 置，并且在一些拉伸时应力集中的地方有一些微空 洞的存在． 图 11 为拉伸前后实验钢的透射电镜照片． 从 图 11( a) 可以看出，实验钢拉伸前的组织为各个取 向共存的典型马氏体组织． 从图 11( b) 中明显看到 · 8801 ·

梁江涛等：超高强热成形钢的应变速率敏感性 ·1089· (a b 5um 10m 图10不同应变速率下实验钢断口附近的扫描电镜照片.(a)1s1:(b)10s1 Fig.10 SEM micrographs near the fracture of the tested steel after tensile test at different stain rates:(a)1s (b)10s 2 um 1m 图11实验钢断口处的透射电镜照片.()拉伸前：(b)在应变速率103s1拉伸后 Fig.11 TEM micrographs near the fracture of the tested steel before tensile test (a)and after tensile test at stain rates of 103s(b) 了马氏体板条有明显的拉长趋势，并且部分区域有 能力增强，应变达到均匀延伸率时吸收的冲击功的 碎化的现象，部分区域碎化是由于一方面在变形时 大小对于应变速率的敏感性要高于应变达到断后延 由于相邻晶粒内部滑移系开动数量不同，造成碎 伸率时吸收的冲击功的大小对于应变速率的敏 化现象：另一方面马氏体属于硬脆相，在高速拉伸 感性. 时由于拉伸速度快，局部短时间内严重变形造成 (4)实验钢在103~103s1范围的拉伸断口都 的，这也是在应变速率下颈缩后延伸率降低的主 呈现塑性断裂的特征，随着应变速率的增大断口韧 要原因16+刀 窝的平均直径呈减小的趋势，深度越来越深.在应 变速率为103s时韧窝深度明显大于其余应变速 3结论 率，是在此应变速率下断后延伸率最优的体现. (1)实验钢在热成形工艺模拟后的组织为精细 的全马氏体组织，马氏体板条宽度约为100nm,马氏 参考文献 体板条间有碳化物析出和极少的李晶，实验钢的抗 [Kang Y L.Chen G J,Zhu G M,et al.Forming technology and 拉强度在准静态下达到1677MPa. application of new generation advanced high strength steel for auto- mobile.fron Steel,2010,45(8)1 (2)在低应变速率范围内(10-3~10-1s1),实 (康永林，陈贵江，朱国明，等。新一代汽车用先进高强钢的 验钢强度的应变速率敏感性很低：在高应变速率范 成形与应用.钢铁，2010,45(8)：1) 围内(10°~103s-),屈服强度和抗拉强度都随应变 2]Cheng J Y,Chen Y L,Zhao A M,et al.Microstructure and me- 速率的增大而增大，并且抗拉强度对应变速率的敏 chanical properties of 30SiMnCrB5 hot stamping steel.J Unir Sci 感性更高.实验钢的延伸率随应变速率的增大而增 Technol Beijing,2014,36(10):1299 (程俊业，陈银莉，赵爱民，等.30 SiMnCrB5热成形钢的微观 大，并且在高应变速率阶段(10°~103s)增加幅度 组织和力学性能.北京科技大学学报2014,36(10)：1299) 明显加快，说明实验钢在高应变速率阶段塑性的应 B] Dong D Y,Liu Y,Wang L,et al.Effect of strain rate on dynamic 变速率敏感性要高于低应变速率阶段，这主要是由 deformation behavior of DP780 steel.Acta Metall Sin,2013,49 于绝热温升现象和应变硬化现象共同作用造成的. (2):159 颈缩后的延伸率随应变速率的增大反而减小，主要 (董丹阳，刘杨，王磊，等.应变速率对D780钢动态拉伸变 形行为的影响.金属学报，2013,49(2)：159) 是高应变速率时，局部应力集中造成局部晶粒碎化 4 Ramezani M,Ripin Z M.Combined experimental and numerical 引起的 analysis of bulge test at high strain rates using split Hopkinson (3)随应变速率的增大，实验钢吸收冲击功的 pressure bar apparatus.J Mater Process Technol,2010,210(8):

梁江涛等: 超高强热成形钢的应变速率敏感性 图 10 不同应变速率下实验钢断口附近的扫描电镜照片 . ( a) 1 s － 1 ; ( b) 10 s － 1 Fig． 10 SEM micrographs near the fracture of the tested steel after tensile test at different stain rates: ( a) 1 s － 1 ; ( b) 10 s － 1 图 11 实验钢断口处的透射电镜照片 . ( a) 拉伸前; ( b) 在应变速率 103 s － 1拉伸后 Fig． 11 TEM micrographs near the fracture of the tested steel before tensile test ( a) and after tensile test at stain rates of 103 s － 1 ( b) 了马氏体板条有明显的拉长趋势，并且部分区域有 碎化的现象，部分区域碎化是由于一方面在变形时 由于相邻晶粒内部滑移系开动数量不同，造成碎 化现象; 另一方面马氏体属于硬脆相，在高速拉伸 时由于拉伸速度快，局部短时间内严重变形造成 的，这也是在应变速率下颈缩后延伸率降低的主 要原因［16--17］． 3 结论 ( 1) 实验钢在热成形工艺模拟后的组织为精细 的全马氏体组织，马氏体板条宽度约为 100 nm，马氏 体板条间有碳化物析出和极少的孪晶，实验钢的抗 拉强度在准静态下达到 1677 MPa． ( 2) 在低应变速率范围内( 10 － 3 ～ 10 － 1 s － 1 ) ，实 验钢强度的应变速率敏感性很低; 在高应变速率范 围内( 100 ～ 103 s － 1 ) ，屈服强度和抗拉强度都随应变 速率的增大而增大，并且抗拉强度对应变速率的敏 感性更高． 实验钢的延伸率随应变速率的增大而增 大，并且在高应变速率阶段( 100 ～ 103 s － 1 ) 增加幅度 明显加快，说明实验钢在高应变速率阶段塑性的应 变速率敏感性要高于低应变速率阶段，这主要是由 于绝热温升现象和应变硬化现象共同作用造成的． 颈缩后的延伸率随应变速率的增大反而减小，主要 是高应变速率时，局部应力集中造成局部晶粒碎化 引起的． ( 3) 随应变速率的增大，实验钢吸收冲击功的 能力增强，应变达到均匀延伸率时吸收的冲击功的 大小对于应变速率的敏感性要高于应变达到断后延 伸率时吸收的冲击功的大小对于应变速率的敏 感性． ( 4) 实验钢在 10 － 3 ～ 103 s － 1范围的拉伸断口都 呈现塑性断裂的特征，随着应变速率的增大断口韧 窝的平均直径呈减小的趋势，深度越来越深． 在应 变速率为 103 s － 1时韧窝深度明显大于其余应变速 率，是在此应变速率下断后延伸率最优的体现． 参 考 文 献 ［1］ Kang Y L，Chen G J，Zhu G M，et al． Forming technology and application of new generation advanced high strength steel for auto￾mobile． Iron Steel，2010，45( 8) : 1 ( 康永林，陈贵江，朱国明，等． 新一代汽车用先进高强钢的 成形与应用． 钢铁，2010，45( 8) : 1) ［2］ Cheng J Y，Chen Y L，Zhao A M，et al． Microstructure and me￾chanical properties of 30SiMnCrB5 hot stamping steel． J Univ Sci Technol Beijing，2014，36( 10) : 1299 ( 程俊业，陈银莉，赵爱民，等． 30SiMnCrB5 热成形钢的微观 组织和力学性能． 北京科技大学学报 2014，36( 10) : 1299) ［3］ Dong D Y，Liu Y，Wang L，et al． Effect of strain rate on dynamic deformation behavior of DP780 steel． Acta Metall Sin，2013，49 ( 2) : 159 ( 董丹阳，刘杨，王磊，等． 应变速率对 DP780 钢动态拉伸变 形行为的影响． 金属学报，2013，49( 2) : 159 ) ［4］ Ｒamezani M，Ｒipin Z M． Combined experimental and numerical analysis of bulge test at high strain rates using split Hopkinson pressure bar apparatus． J Mater Process Technol，2010，210( 8) : · 9801 ·

·1090· 工程科学学报，第40卷，第9期 1061 namic deformation behavior of 800 MPa grade cold-tolled dual [5]Singh NK,Cadoni E.Singha M K,et al.Dynamic tensile behav- phase steel.Chin J Eng,2016,38(2)213 ior of multi phase high yield strength steel.Mater Des,2011,32 (蔡恒君，胡靖帆，宋仁伯，等.800MPa级冷轧双相钢的动 (10):5091 态变形行为及本构模型.工程科学学报，2016,38(2)：213) [6]Kim J H,Kim D,Han H N,et al.Strain rate dependent tensile 12]Feng F,Huang S Y,Meng Z H,et al.Experimental study on behavior of advanced high strength steels:experiment and constitu- tensile property of A231B magnesium alloy at different high strain tive modeling.Mater Sci Eng A,2013,559:222 rates and temperatures.Mater Des,2014,57:10 7]Ulacia I,Salisbury C P,Hurtado I,et al.Tensile characterization [13]Qin J G,Chen R,Wen X J,et al.Mechanical behaviour of du- and constitutive modeling of AZ31B magnesium alloy sheet over al-phase high-strength steel under high strain rate tensile loading. wide range of strain rates and temperatures.J Mater Process Techn- Mater Sei Eng A,2013,586:62 a,2011,211(5):830 [14]Liu Y,Dong D Y,Wang L,et al.Strain rate dependent deform- [8]Wang W R,Li M,He C W,et al.Experimental study on high ation and failure behavior of laser weld DP780 steel joint under strain rate behavior of high strength 600-1000 MPa dual phase dynamic tensile loading.Mater Sci Eng A,2015,627:296 steels and 1200 MPa fully martensitic steels.Mater Des,2013, [15]Dong D Y,Liu Y,Yang Y L,et al.Microstructure and dynamic 47:510 tensile behavior of DP600 dual phase steel joint by laser welding. 9]Yu H D,Guo Y J.Lai X M.Rate-dependent behavior and consti- Mater Sci Eng A,2014,594:17 tutive model of DP600 steel at strain rate from 10to10s. [16]Kim S B,Huh H,Bok HH,et al.Forming limit diagram of au- Mater Des,2009,30(7):2501 to-body steel sheets for high-speed sheet metal forming.J Mater [10]Wei X C,Fu R Y,Li L.Tensile deformation behavior of cold- Process Technol,2011,211(5):851 rolled TRIP-aided steels over large range of strain rates.Mater Sci [17]Wang M Q,Akiyama E,Tsuzaki K.Crosshead speed depend- EngA,2007,465(12):260 ence of the notch tensile strength of a high strength steel in the [11]Cai H J.Hu J F,Song R B,et al.Constitutive model and dy- presence of hydrogen.Scripta Mater,2005,53(6):713

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