DP800 双相钢塑性变形特征：理解金属形变的关键

金属在塑性变形时变形不均匀的原因很大程度上是因为材料通常不是单一相，由于金属材料是由多相组成的，不同相在变形过程中起着不同的作用，这对我们理解金属变形的问题提出了障碍和挑战。

DP800是典型的双相钢，其变形行为与很多双相材料类似，本期详细介绍了双相钢的塑性变形特性，这篇文章值得仔细阅读，可以更好地理解双相金属材料的变形行为和形状特性。

为什么我们这么提倡金属变形知识呢？因为它与材料塑性加工、材料变形损伤乃至疲劳问题都息息相关。应该说它是很多金属问题的根源和起点。

在步骤 1 和步骤 2 中，我们假设多晶金属的塑性变形过程是均匀的。通过详细研究 DP 钢以及其他高强度金属，可以清楚地发现，非均匀性现象比以前认识到的要严重得多，也复杂得多。

在第一和第二阶段，我们假设多晶金属的塑性变形过程是均匀的。对DP钢和其他高强度金属的详细研究清楚地表明，这种不均匀性比以前认为的更加明显、更加实质性和复杂。

图 6a 显示了含有约 25% 马氏体的 DP 800 钢中的铁素体和马氏体相。图 6b 显示了 DP 800 钢和铁素体钢 A4 的真实单轴应力-应变曲线之间的比较。我们发现 DP 800 钢的强度更高，并且应变硬化的初始速率也比单相钢 A4 高得多。

图6a显示了含有约25％马氏体的DP 800钢中的铁素体和马氏体相。图6b显示了DP 800钢和A4铁素体钢的真单轴应力-应变曲线。我们发现DP800钢的强度和初始应变硬化率高于单相钢A4。

对拉伸试验的 DP 钢进行详细的结构分析表明，塑性变形几乎完全局限于软铁素体相，至少对于颈缩前的应变而言是如此，而马氏体相在上述应变区间内几乎没有塑性变形的迹象。同样很明显的是，铁素体中的塑性变形过程非常不均匀。

对 DP 钢拉伸试验的详细结构分析表明，塑性变形几乎完全局限于软铁素体相，至少在颈缩前的应变范围内如此，而马氏体相在上述应变范围内几乎没有塑性变形的迹象。铁素体中的塑性变形过程非常不均匀。

图 6c-d 显示了这种行为的一个例子，显示了 DP 800 钢在未变形状态下的 EBSD 分析（图 6c）和在单轴拉伸下应变 8% 后的 EBSD 分析（图 6d）。

图 6c-d 给出了这种行为的一个示例，其中图 6c 显示了 DP 800 钢在未变形状态下的 EBSD 分析，图 6d 显示了单轴拉伸 8% 应变后的 EBSD 分析。

图 6c 中未变形材料的两个晶粒表明，铁素体在薄层中经历了一些塑性变形，这些薄层紧靠马氏体颗粒的表面。这可能与马氏体转变有关，马氏体转变会在铁素体中产生应力，导致在马氏体附近产生 0-10 色阶上 0-5 度（蓝色到浅绿色）的塑性变形。

图6c中两粒未变形材料的晶粒表明，在靠近马氏体晶粒表面的薄层中发生了一些铁素体的塑性变形。这可能与马氏体转变有关，这种转变发生在铁素体中产生应力，导致在0-10色标上接近马氏体的0-5度（蓝色到浅绿色）塑性变形。

距离铁素体晶粒较近的塑性变形明显较小，颜色等级为 0– 2。因此，塑性变形最初局限于靠近马氏体颗粒表面的相对较薄的铁素体层。

在铁素体晶粒的短距离内，塑性变形明显较小，颜色标尺上为0-2。因此，塑性变形最初局限于靠近马氏体晶粒的相对较薄的铁素体表面层。

施加 8% 的塑性变形后（见图 6d），我们可以看到塑性过程已向铁素体晶粒内部移动并变大，颜色等级为 2-10（绿色到红色）。然而，塑性变形仍然不均匀，以至于晶粒中心的塑性变形明显低于靠近马氏体颗粒表面的区域，颜色等级为 1-3（蓝色到绿色）。

施加 8% 塑性变形后（见图 6d），我们可以看到塑性过程向铁素体晶粒内部移动，并且在颜色等级 2–10（绿色到红色）上变得更大。然而，塑性变形仍然不均匀，因此晶粒中心的塑性变形远低于马氏体晶粒表面附近区域的塑性变形，颜色等级 1–3（蓝色到绿色）。

因此，参与塑性变形的铁素体有效体积分数 f(ε) 会随着施加的应变而增加，并从较小的初始值 f1 扩展到最大值 f0，该值由铁素体和马氏体的体积分数决定。

因此，参与塑性变形的铁素体的有效体积分数f(ε)随施加应变的增加而增大，并由较小的初始值f1扩展到最大值f0，该值由铁素体和马氏体的体积分数决定。

这也意味着单轴试件的活性体积分数 f(ε) 会与应变相关，这一点必须考虑在内，因为活性体积分数 f(ε) 的增加会导致活性体积分数的应变率降低，从而导致该位置的热摩擦应力降低。下面介绍的理论将解释这种应变率的下降。

这也意味着单轴样品的有效体积分数 f(ε) 变得与应变相关，必须考虑到这一点，因为增加的有效体积分数 f(ε) 会导致有效体积分数中的应变率降低，从而降低该位置的热摩擦应力。应变率的降低将在以下理论中解释。

Korzekwa 等人利用 TEM 研究也得到了类似的结果。他们研究了 C-Mn-Si DP 钢在单轴拉伸 1-14% 后的情况，结果表明，位错单元首先在马氏体边界附近形成，位错单元直径向铁素体晶粒中心内增大。

Korzekwa 等人利用透射电子显微镜研究也得到了类似的观察结果。他们研究了一种 C-Mn-Si DP 钢，在单轴拉伸 1-14% 后，除其他外，还表明位错单元首先在马氏体板附近形成。位错单元在体板中形成，位错单元直径从铁素体晶粒中心向内增大。

这支持了上述结论，即随着应变的增加，塑性变形缓慢地移向晶粒中心，见表5。它还表明，位于铁素体晶粒中心的一定体积分数根本不参与塑性变形或只参与较小的程度（颜色等级上的0-2）。

这支持了上述结论，即随着应变的增加，塑性变形缓慢地向晶粒中心移动，见表5。研究还表明，一定体积分数的铁素体晶粒中心根本不参与塑性变形，或仅仅参与色标上0-2范围的塑性变形。

表 5：C-Mn-Si 双相钢拉伸过程中位错亚结构发展情况总结

表5：C-Mn-Si双相钢拉伸过程中位错亚结构发展情况汇总

图 7a 显示了三种 DP 钢（即 DP500、DP 800 和 DP 1000）的实验单轴真应力-应变曲线。很容易注意到，对于这种类型的钢，随着马氏体含量的增加，硬度以及应变硬化速率都会增加。还应注意，应变硬化的初始速率比高应变下的速率更大。

图7a为DP500、DP800、DP1000三种DP钢的实验单轴真应力-应变曲线，这些钢的硬度和应变硬化速率随马氏体含量的增加而增大，还需要注意的是，应变硬化的初始速率大于较高应变下的速率。

应变硬化的增加与塑性变形过程的局部化密切相关，而塑性变形过程的局部化是由不均匀状态引起的，即局部化到软铁素体。因此，在 DP 钢中，应变硬化的速率部分由马氏体含量控制，部分由铁素体中的不均匀局部化控制。

这种应变硬化的增加与塑性变形过程的局部化密切相关，而塑性变形过程的局部化是由不均匀状态（即软铁素体的局部化）引起的，因此，在DP钢中，应变硬化率部分受马氏体含量的控制，部分受铁素体中不均匀局部化的控制。

DP1000 的马氏体含量最高，因此铁素体含量最低。由于铁素体局部化，DP1000 的应变硬化率高于 DP 800 和 DP500 钢。因此，这是在如此高的强度下仍能保持优异延展性的可能且合理的基本解释。

DP1000 的马氏体含量最高，铁素体含量最低。因此，与 DP 800 和 DP500 钢相比，DP1000 中铁素体的局部化表现出更高的应变硬化率。这为为什么在如此高的强度下仍能保持良好的延展性提供了根本解释。

在下面的理论分析中，我们将更详细地展示各种物理参数如何受到这种不均匀性的影响。

在后面的理论分析中，我们会更加详细地解释这种不均匀性对各个物理参数的影响。欢迎继续关注我们，了解更多精彩内容。