Advanced high strength steels for automotive industry
The aim of this paper is to present the basic concepts of advanced high strength steels (AHSS) for use in the automobile industry, including chemical composition design, microstructure and mechanical properties development during thermomechanical processing, production technology characterisation, potential applications and performance in service. AHSS steels are considered to be the major materials for future applications in this production sector. As opposed to the cold formable single phase deep-drawable grades, the mechanical properties of AHSS steels are controlled by many factors, including: phase composition and distribution in the overall microstructure, volume fraction, size and morphology of phase constituents, as well as stability of metastable constituents. The main feature of these steels is that they do not permit to rely on the well-established traditional microstructure-properties relationships. Therefore, many different alloy concepts and alternative processing routes are still under development by different steel producers for comparable steel grades.
Keywords
- advanced high strength steels;
- automobile industry;
- microstructure;
- mechanical properties;
- thermomechanical treatment;
- weldability;
- crash worthiness
1991 Mathematics Subject Classification
- 81Q15;
- 49R50;
- 35P20 (11B, 47B99)
1. Introduction
Over the last decade, a strong competition between steel and low density metal industries has been observed as a result of increasing requirements of passenger safety, vehicle performance and fuel economy. The response of steel industry to the new challenges is a rapid development of higher strength steels, named Advanced High Strength Steels (AHSS) . These steels area characterised by improved formability and crash worthiness compared to conventional steel grades. The category of AHSS covers the following generic types: dual phase (DP), transformation induced plasticity (TRIP), complex phase (CP) and martensitic steels (MART).
The AHSS may be distinguished based upon the strength properties that roughly can be defined: yield strength gt; 300 MPa and tensile strength gt; 600 MPa. As opposed to the conventional high strength steels, in which ductility decreases with strength, modern AHSS steels combine high strength and formability/ductility. General classification of these steels is as follows:
Extremely high strength steels, typically martensitic steels, with a very high UTS (gt;1200 MPa), providing high stiffness, anti-intrusion, load-transferring barriers for the protection of automotive passengers.
The rationales for increased use of the AHSS in the automotive industry are as follows:
The reduction of the car weight resulting from the use of high strength thinner gauge sheet steel, reducing the fuel consumption.
Increased passenger safety by an improved crash worthiness.
通过一种改进的碰撞增加乘客安全性
bull;
The strong competition from the light-weight materials, such as Al and Mg alloys and plastics.
AHSS derive their properties from multi-phase complex microstructure. Since these steels are relatively new, their classification differs from conventional high strength steels and was developed by Ultra-Light Steel Automotive Body – Advanced Vehicle Concept (ULSAB-AVC) Consortium [1]. The accepted practice involves specification of both yield strength (YS) and ultimate tensile strength (UTS) in the following way:
XXaaa/bbb,
where XX is type of steel, aaa is minimum YS in MPA and bbb is minimum UTS in MPA.
For example DP 280/600 designates dual phase steel with 280 MPa minimum yield strength and 600 MPa minimum ultimate tensile strength.
2. Microstructure – mechanical properties characterisation
2.1. Dual phase steels
Microstructure of dual phase steels is composed of soft ferrite matrix and 10–40% of hard mastensite or matrensite-austenite (M–A) particles (Figure 1). This type of microstructure allows achieving the ultimate tensile strength in the range of 500–1200 MPA. When the volume fraction of martensite exceeds 20%, DP steels are often called partial martensitic. For some applications, also baintic constituent may be desirable in the DP steel microstructure. This dual phase type of microstructure can exhibit the following advantageous features over the conventional high strength steels:
bull;
The strength of the DP steel microstructure is controlled by the amount of martensite and ductility by the size and distribution of this phase,
bull;
DP steels do not exhibit yield point elongation,
bull;
DP steels posses low UTS/YS ratio (around 0.5) and high strain hardening characteristics (high n value), especially at the beginning of plastic deformation,
bull;
They can be strengthened by static or dynamic strain ageing (BH effect),
bull;
Grades containing low carbon content have been shown to exhibit excellent resistance to fatigue crack propagation at growth rates close to fatigue threshold intensity range Delta;Kth.
Fig. 1.
Photomicrograph of the dual-phase steel microstructure
Very important for the development of DP steel is the effect of carbon and alloying elements, which was summarized in Table 1.
Table 1.
Effect of alloying elements in DP steels
|
Alloying element |
Effect and reason 剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料 汽车工业用高强度钢 这篇文章的目的是为了使现在用在汽车工业上的高强度钢【AHSS】的基本概念清晰，包括化学成分计算，组织和力学性能在升温过程中的改变，生产技术表征，在服务业的应用发展潜力。AHSS钢被当做汽车生产未来应用的主要材料。与普通深冲等级的冷模锻相反，AHSS的力学性能受很多因数控制，包括：微观组织中的相组成和分布，体积分数，相组成的大小和形态还有亚稳成分稳定性。这些钢的主要特征是他们不依赖完善的传统微观结构性能关系。因此，不同钢种的钢铁生产商依然在发展许多不同概念合金和替代工艺路线。
bull;1.介绍: 过去十年中，在钢铁和低密度金属上的一个强有力的竞争对手被当做乘客安全要求增加，车辆性能与燃油经济性的结果。钢铁工业面临的新的责任挑战是高强度钢的飞速发展，被称作AHSS, 与传统钢种相比，这些钢铁增加了可成形性和耐撞性。先进高强度钢的类别包括泛型类型：双相（DP），相变诱导塑性（TRIP），复杂相（CP）和马氏体钢（沃尔玛）。 bull; 超高强度钢，典型的马氏体钢，具有很高的抗拉强度（大于1200 MPa），提供高刚度、防入侵、荷载传递障碍为汽车乘客保护。bull; bull;在汽车行业的先进高强度钢使用增加的理由如下： bull; 采用高强度薄规格钢板减少汽车重量，降低油耗 通过一种改进的碰撞增加乘客安全性 bull; 铝、镁合金和塑料等轻质材料的强劲竞争。 AHSS的特性来自多阶段复杂的微观结构。因为这些钢还是新型的,它们的分类与传统的高强度钢不同，它们是由超轻钢汽车车身开发的先进的汽车概念(ULSAB-AVC)财团[1]研发的。它们接受的实践包括永以下方式进行的规范的屈服强度(y)(UTS)和极限抗拉强度测试： 其中xx是型钢，AAA是MPA和BBB最低YS是最小抗拉强度MPa 例如DP 280 / 600为双相钢的最小屈服强度280 MPa和600 MPa的极限抗拉强度。 2. 显微组织-力学性能表征 2.1。双相钢 双相钢的组织由铁素体基体和10–软40%硬mastensite奥氏体或马氏体（M–一）颗粒（图1）。这种类型的微观结构允许达到极限拉伸强度在500 - 1200兆帕的范围内。当马氏体体积分数超过20%时，通常称为部分马氏体双相钢。对于某些应用程序，也可以在贝氏体组成的DP钢的显微组织是可取的。这种双相型的微观结构可以表现出以下优点优于传统的高强度钢 bull; bull; DP钢的显微组织的强度是由这个阶段的大小和分布的马氏体和延性量控制， bull; DP钢没有表现出屈服点延伸， bull; DP钢具有低众信/ YS比（0.5左右）和高的应变硬化特性（高N值），特别是在塑性变形的开始， bull; 他们可以通过静态或动态应变时效强化（BH的效果）， bull; 含碳量低的成绩已显示出优良的抗疲劳裂纹扩展的增长率接近疲劳极限强度范围Delta;k
图1。 对双相钢的显微组织照片 图选项 对于DP钢的发展是非常重要的碳和合金元素的影响，并总结在表1。
DP钢的显微组织不允许高塑性应变比取值（RM），这意味着这些钢不是高性能应用的好选择。它们通常表现出较差的空穴膨胀率值。但是，这种缺点可以通过添加Ti诱导沉淀强化铁素体来消除，以减少在两个阶段之间的硬度的差异。另外，M-A组元可以由贝氏体相取代。双相钢可以用目前在汽车行业中所有传统的焊接方法（电阻点焊，激光焊接，电弧焊接）焊接。 影响双相组织力学性能的最重要的特征有：形状、尺寸、铁素体和马氏体的数量和分布、马氏体的碳含量和残余奥氏体的体积分数。 在DP钢，一个固定的体积分数的M-A组元，应用应力和加工硬化率在给定的应变与由Hall Petch型方程确定的M-A组元的颗粒的平均大小相关。由兰奇洛特和皮克林推导的表达式经常被引用，为FMA = 0.2，： 方程一 sigma;f(ɛ=0.2)=350 18.1lambda;-0.5,
方程二
其中lambda;是M-A粒子的平均尺寸 方程的系数（1）和（2）表明，Dsigma;/ Dε增长的速度超过sigma;F.这表明DP钢的M-A组元的细化结果会导致均匀延伸率增加。DP钢的应力变化是马氏体含量的一个函数，经常被应用于混合规则的基础上，应用于连续介质力学模型[ 3 ] 方程3 sigma;=Vmsigma;m (1-Vm)sigma;f,
其中sigma;m，sigma;F，sigma;是马氏体的应力、结构分别为铁素体和复合材料 复合材料和组件的应力对应变的依赖关系建模与以下本构方程： 方程4 sigma;=kɛn.
混合物的规则可以应用于任何等应变或等应力条件[ 4 ]。方程（3）一般应用于假设sigma;M和F是不变的体积分数和各相的形态的情况下。然而，大多数的实验结果表明，这种方法服从马氏体体积分数高达约0.5。常和Preban提出的模型能够解释的屈服强度和马氏体体积分数[ 5 ]之间的变化。在他们的模型中，DP钢的屈服应力被认为是受铁素体中的平均自由程的lambda;F影响，通过Hall-Petch型关系 方式5
在sigma;0y是摩擦应力矩阵，Ky是位错锁定。在该模型中，sigma;0y和Ky都是功能虚拟机袋等。[ 6 ]阐述了一种新的方法，允许使用以下方程预测屈服应力： equation(6) log(sigma;y)=2.8565-0.25441thinsp;log(lambda;f).
方程（6）可用于屈服应力在很宽的vm范围内，方程6的预测是独立的参数。这证明了一个事实，即在铁素体的平均自由路径是依赖于马氏体含量。 2.2. TRIP 钢 先进的高强度相变诱导塑性（TRIP）钢非常适合轻量化车身结构，增加了安全性问题。这类钢的发展首先是由zackay等人发现。[ 7 ]。他们建议，在足够量的微观结构中存在的残余奥氏体的应变或应力引起的相变可以在变形过程中大幅硬化钢，因此导致更高的延展性。TRIP钢的力学性能由其分散相的显微组织由铁素体minus;alpha;（0.50–0.55）、贝氏体（0.30–0.35），残余奥氏体minus;gamma;R（0.07–0.15），和可能的马氏体（0.01–0.05）组成。残余奥氏体是TRIP钢最重要的相组成。这个阶段的TRIP钢的EBSD地图的一个例子是图2中给出。在变形过程中，残余奥氏体转变为马氏体。在分散的奥氏体钢行程机构示意图如图3所示。TRIP钢的关键技术挑战在于必须生产足够高质量的非常稳定奥氏体组织 图2。 TRIP钢中残余奥氏体微观结构的EBSD地图 Figure options
图3。 拉伸试验中TRIP效应的说明 TRIP钢的特征在于合金元素的含量相对较低。例如，在目前的800兆帕TRIP钢，合金元素的总含量是约3.5重量%。因此，选择合适的合金元素和所需的量，以产生预期的性能是在合金设计阶段的关键阶段。传统的TRIP钢的成分的概念由Matsumura提出，是基于以下的C、Si含量，Mn [ 8 ]：C:thinsp;0.12-0.55wt.%;Mn:thinsp;0.20-2.5wt.%;Si:thinsp;0.40-1.8wt%.
碳含量在TRIP钢成分设计中起着至关重要的作用，因为它的主要微观结构成分之间的分布是材料性能的基础。为了获得产品的最佳的机械性能，首先，碳应分布到奥氏体丰富这个相中尽可能保持这种成分的15 - 25°C以下的室温。由于焊接性问题，在当前的TRIP钢的碳含量是至少为0.20–0.25%重量。因为淬透性的原因，在低合金TRIP钢的Mn含量是约1.5重量%。 锰是一种奥氏体稳定剂，它能降低渗碳温度。它还降低了奥氏体和铁素体中的碳活度，增加了铁素体中的碳溶解度。锰在渗碳体也溶。与此相反，硅显着增加铁素体和奥氏体中的碳活性，并降低其在铁素体的溶解度。结果，Si抑制渗碳体的形成等阶段。它在渗碳体，溶解度极低，因此，它影响这碳化物的形核。据认为，硅在渗碳体核的积累可以大大提高C的活性，防止其扩散核。要有效抑制渗碳体形成的最小水平被认为是约0.8重量%。然而，这说明硅减缓了贝氏体相变的动力学是很重要的。因此，冷轧TRIP钢的退火应进一步在长过时效段允许长等温阶段进行长线。目前AHSS钢需要连续镀锌的要求限制碳化物形成的开发。TRIP钢中的高硅含量导致膜表面的氧化物形成，它能防止热浸镀锌过程中抑制层的形成，防止液态锌对板材表面的润湿。 合理的解决方案来处理模型生产线的要求是限制硅含量和使用TRIP钢的铝含量增加，最好是应用1重量%的Si的部分替换由1重量%的Al。TRIP钢的cmnal备受关注，在过去的一年，因为，高Al含量在这些钢中C含量结果高残余奥氏体。铝硅比较相似，不溶于渗碳体，一般来说，阻碍其形成，但更重要的是，它加速了贝氏体转变动力学。这种影响铝的TRIP钢的工业化是非常重要的因为它允许现有的连续线专用于IF钢的采用，没有长过时效段。使用Al的缺点是，相比硅该元素降低固溶硬化效果相比硅，并增加了MS温度。 TRIP钢生产概念的最新发展仅包括部分更换Si由有限数量的Al和使用P的量为0.05 - 0.10重量%。低Si含量使钢galvanizable。使用P意在限制铝含量，因为P也抑制渗碳体的形成，是一种非常有效的固溶强化元素。它示出TRIP钢在Si低，P增加残留奥氏体的量。P也显着增加的C活性铁素体。 2.3。与贝氏体基体复相钢 复杂相（CP）钢属于一组钢具有非常高的极限抗拉强度为800兆帕或更大。复杂相钢的化学成分，以及它们的微观结构，和TRIP钢非常相似。但此外它含有一些量的Nb，Ti和V，导致沉 剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料 资料编号：[137418]，资料为PDF文档或Word文档，PDF文档可免费转换为Word |
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