0.   引言

隨著汽車工業(yè)的快速發(fā)展，汽車用冷軋深沖鋼板的質(zhì)量要求越來(lái)越高。雙相鋼以其優(yōu)越的強(qiáng)度和成形性能[1-3]在車身結(jié)構(gòu)材料中占據(jù)了主導(dǎo)地位，主要用于制造汽車內(nèi)外板、覆蓋件等復(fù)雜形狀部件[4]。然而，強(qiáng)度的提高會(huì)導(dǎo)致材料延展性和成形性能的下降，在深沖成形過(guò)程中出現(xiàn)裂紋和皺折。因此，需要進(jìn)一步平衡冷軋高強(qiáng)雙相鋼的強(qiáng)度與成形性能之間的關(guān)系[5]，以滿足汽車行業(yè)對(duì)高性能、輕量化[6]材料的需求。 

近年來(lái)，深沖雙相鋼成形性能的優(yōu)化研究主要圍繞成分設(shè)計(jì)與熱處理工藝兩大技術(shù)路徑展開[7-9]。在成分設(shè)計(jì)方面：利用微合金化策略[10-11]在雙相鋼基體中添加鈮和鈦等強(qiáng)碳化物元素，通過(guò)析出納米級(jí)碳化物產(chǎn)生晶界釘扎效應(yīng)，有效延緩再結(jié)晶進(jìn)程，并誘導(dǎo){111}面織構(gòu)的擇優(yōu)生長(zhǎng)[12-15]，從而顯著提升雙相鋼的深沖成形性能；利用固溶元素的動(dòng)態(tài)擴(kuò)散行為影響晶粒的尺寸及均勻性，進(jìn)而影響雙相鋼的力學(xué)性能。在熱處理工藝方面，現(xiàn)代冷軋雙相鋼生產(chǎn)中的連續(xù)退火工序被視為關(guān)鍵控制環(huán)節(jié)，其中：退火溫度、冷卻速率及后續(xù)時(shí)效處理參數(shù)共同決定馬氏體含量、{111}織構(gòu)取向密度及屈服強(qiáng)度等指標(biāo)[16-20]；退火時(shí)間則可通過(guò)調(diào)控鐵素體、馬氏體及碳化物的分布，影響材料力學(xué)性能[21]。目前，尚未見(jiàn)有關(guān)退火時(shí)間對(duì)深沖雙相鋼成形性能影響的系統(tǒng)性研究報(bào)道。因此，作者以C-Mn-Nb-Ti系深沖雙相鋼為研究對(duì)象，在860 ℃下進(jìn)行不同時(shí)間的退火處理，研究了不同退火時(shí)間下鋼的顯微組織、織構(gòu)特征、拉伸性能和成形性能。這一研究不僅對(duì)提升汽車覆蓋件的生產(chǎn)效率和質(zhì)量具有重要意義，也為開發(fā)更高級(jí)別的汽車用鋼提供了理論基礎(chǔ)和實(shí)踐指導(dǎo)。 

1.   試樣制備與試驗(yàn)方法

采用50 kg中頻真空感應(yīng)熔煉爐在氬氣保護(hù)下冶煉C-Mn-Nb-Ti系雙相鋼，試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為0.024C，1.84Mn，0.018Al，0.35Si，0.072Nb，0.018Ti，余Fe。將熔煉得到的40 kg鋼錠熱鍛成形，并切割出尺寸為90 mm×70 mm×40 mm的長(zhǎng)方形坯料。將長(zhǎng)方形坯料在1 200 ℃下保溫2 h，然后采用RAL-NEU型?350 mm×350 mm高剛度二輥熱軋機(jī)將其軋制成4.3 mm厚的板材，并在750 ℃下保溫1 h，隨爐冷卻至室溫。將熱軋板切割出長(zhǎng)為110 mm、寬為50 mm的試樣，經(jīng)過(guò)酸洗后，采用冷軋機(jī)進(jìn)行冷軋，壓下率為75%，冷軋板厚度為1 mm。在冷軋板上截取尺寸為7 mm×5 mm×1 mm的試樣，采用箱式退火爐進(jìn)行860 ℃退火處理，退火時(shí)間分別為180，240，300，360 s，隨后以40 ℃·s−1的速率快速冷卻至室溫。 

采用電火花線切割機(jī)沿冷軋方向截取試樣，經(jīng)打磨、拋光，使用體積分?jǐn)?shù)4%硝酸乙醇溶液和Lepara試劑（10 g·L−1偏重亞硫酸鈉的溶液與40 g·L−1苦味酸乙醇溶液按體積比1∶1混合）進(jìn)行腐蝕后，采用ZEISS Axio Vert.A1型光學(xué)顯微鏡（OM）和FEI Quanta-650 FEG型熱場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡（SEM）觀察顯微組織，利用Image-Pro軟件統(tǒng)計(jì)晶粒尺寸和馬氏體含量。采用體積分?jǐn)?shù)5% C3H8O3+15% HClO4+80% CH3CH2OH的混合溶液對(duì)試樣進(jìn)行電解拋光后，利用SEM的電子背散射衍射（EBSD）技術(shù)表征微觀結(jié)構(gòu)。按照GB/T 228.1—2021《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分 室溫試驗(yàn)方法》，在退火態(tài)試驗(yàn)鋼上沿軋制方向截取拉伸試樣，拉伸試樣標(biāo)距長(zhǎng)度為14 mm，寬度為5 mm，采用Instron 3382型萬(wàn)能電子拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為0.05 mm·s−1，獲得塑性應(yīng)變比和加工硬化指數(shù)。塑性應(yīng)變比定義[22]為均勻塑性變形時(shí)試樣標(biāo)距內(nèi)寬度方向的真應(yīng)變與厚度方向的真應(yīng)變之比；當(dāng)塑性應(yīng)變比低于1.0時(shí)，說(shuō)明材料在平面各方向上的塑性變形能力存在顯著差異，沖壓成形性能較差。加工硬化指數(shù)由拉伸真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線擬合Hollomon關(guān)系得到[23]；當(dāng)加工硬化指數(shù)大于0.2時(shí)，通常認(rèn)為材料具有較好的均勻變形能力，抵抗局部變形和疲勞失效的能力也較高。 

2.   試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1   對(duì)顯微組織的影響

由圖1可以看出：不同時(shí)間退火的試驗(yàn)鋼室溫組織由深灰色多邊形鐵素體、亮白色不規(guī)則塊狀馬氏體和白色塊狀或條帶狀碳化物組成，馬氏體主要沿鐵素體晶界分布，碳化物分布在鐵素體晶界邊緣處；隨著退火時(shí)間延長(zhǎng)，試驗(yàn)鋼的晶粒逐漸等軸化，同時(shí)大部分鐵素體晶粒尺寸減小，這種變化有利于提高深沖雙相鋼組織的均勻分布程度，從而增強(qiáng)其整體的成形性能。當(dāng)退火時(shí)間達(dá)到300 s時(shí)，原子擴(kuò)散能力增強(qiáng)，碳化物傾向于在晶界處偏聚，部分鐵素體晶粒開始長(zhǎng)大并呈現(xiàn)多邊形化，組織均勻性降低。當(dāng)退火時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)至360 s時(shí)，組織均勻性繼續(xù)降低，出現(xiàn)部分尺寸粗大的多邊形鐵素體。當(dāng)退火時(shí)間為180，240，300，360 s時(shí)，試驗(yàn)鋼的平均晶粒尺寸分別為10.55，10.01，9.51，9.63 μm，馬氏體體積分?jǐn)?shù)分別為4.6%，4.9%，7.8%，7.9%；隨著退火時(shí)間延長(zhǎng)，平均晶粒尺寸先減小后增加，馬氏體含量增加。退火時(shí)間的延長(zhǎng)導(dǎo)致晶粒長(zhǎng)大的熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)驅(qū)動(dòng)力均有所提高，使得晶粒長(zhǎng)大。當(dāng)保溫時(shí)間足夠長(zhǎng)時(shí)，在退火過(guò)程中碳化物溶解到鐵素體基體中，組織中碳化物減少，導(dǎo)致奧氏體含量及其碳、錳含量均有所提升，從而使退火后的馬氏體碳含量增加[24]。 

圖  1  不同時(shí)間退火后試驗(yàn)鋼的SEM形貌和OM形貌

Figure  1.  SEM morphology (a–d) and OM morphology (e–h) of test steel after annealing for different time periods

2.2   對(duì)織構(gòu)的影響

圖2為不同退火時(shí)間下試驗(yàn)鋼在?2=45°位置的取向分布函數(shù)圖（orientation distribution function，ODF）和反極圖（inverse pole figure，IPF）。由圖2可以看出，不同退火時(shí)間下試驗(yàn)鋼中均存在α織構(gòu)和γ織構(gòu)。在退火過(guò)程中，高形變儲(chǔ)能的γ織構(gòu)逐漸取代α織構(gòu)成為主導(dǎo)，因此不同退火時(shí)間下組織均表現(xiàn)出較強(qiáng)的γ織構(gòu)，而α織構(gòu)主要集中在{112}〈110〉和{223}〈110〉取向。當(dāng)退火時(shí)間為180 s時(shí)，鐵素體再結(jié)晶過(guò)程基本完成，γ織構(gòu)開始吞噬并取代α織構(gòu)，形成織構(gòu)強(qiáng)點(diǎn)，晶粒取向主要為〈111〉和〈101〉。在退火240 s后，晶粒明顯細(xì)化且分布均勻，〈111〉晶粒取向的占比顯著增加，〈111〉γ織構(gòu)強(qiáng)度提高，同時(shí)碳化物含量較低，變形和再結(jié)晶中的剪切帶或變形帶較少。當(dāng)退火時(shí)間延長(zhǎng)至300 s時(shí)，〈111〉和〈101〉晶粒取向占比仍較大，同時(shí)伴隨著一定量的旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)，這一類織構(gòu)的形成主要?dú)w因于富碳馬氏體相變誘發(fā)了晶格重組。當(dāng)退火時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)至360 s時(shí)，γ織構(gòu)的強(qiáng)度降低，〈111〉晶粒取向被〈001〉晶粒取向取代并逐漸占據(jù)主導(dǎo)地位。 

圖  2  不同時(shí)間退火后試驗(yàn)鋼的EBSD分析結(jié)果（?2=45°）

Figure  2.  EBSD analysis results of test steel after annealing for different time periods（?2=45°）

由圖3可以看出，當(dāng)退火時(shí)間為180，360 s時(shí)，α織構(gòu)最大取向密度位于{111}〈110〉取向，當(dāng)退火時(shí)間為240，300 s時(shí)，α織構(gòu)最大取向密度位于{112}〈110〉和{223}〈110〉取向。退火時(shí)間240 s下{112}〈110〉α織構(gòu)取向密度相比于180 s退火顯著增大，{111}〈110〉γ織構(gòu)取向密度達(dá)到峰值8.5。當(dāng)退火時(shí)間為300 s時(shí)，α織構(gòu)取向密度達(dá)到峰值12，但此時(shí)γ織構(gòu)取向密度降低，且分布不均勻，并且{111}〈110〉γ織構(gòu)與{111}〈112〉γ織構(gòu)取向密度間的差值較大，這會(huì)導(dǎo)致雙相鋼平面異性指數(shù)升高，增加在沖壓過(guò)程中出現(xiàn)制耳現(xiàn)象的概率[25]。當(dāng)退火時(shí)間延長(zhǎng)至360 s時(shí)，α、γ織構(gòu)的取向密度均顯著下降。綜上可知，通過(guò)優(yōu)化退火時(shí)間可有效調(diào)控γ織構(gòu)的形成與分布，240 s下退火有利于γ織構(gòu)的取向密度達(dá)到峰值，可有效提高深沖雙相鋼的成形性能[26]。 

圖  3  不同時(shí)間退火后試驗(yàn)鋼α結(jié)構(gòu)和γ織構(gòu)的取向密度分布圖

Figure  3.  Orientation density diagram of α texture (a) and γ texture (b) of test steel after annealing for different time periods

2.3   對(duì)拉伸性能和成形性能的影響

由圖4可以看出，在860 ℃退火不同時(shí)間下，試驗(yàn)鋼的室溫拉伸曲線均未出現(xiàn)明顯的屈服平臺(tái)，呈連續(xù)屈服現(xiàn)象，這是由于退火過(guò)程中的馬氏體相變導(dǎo)致體積膨脹，擠壓軟相鐵素體而產(chǎn)生較多的可動(dòng)位錯(cuò)，在拉伸過(guò)程中可動(dòng)位錯(cuò)與固定位錯(cuò)相互協(xié)調(diào)，導(dǎo)致試驗(yàn)鋼出現(xiàn)連續(xù)屈服現(xiàn)象。不同時(shí)間退火試驗(yàn)鋼的加工硬化率曲線由3個(gè)階段組成。在第Ⅰ階段，加工硬化率隨應(yīng)變?cè)黾映始眲∠陆第厔?shì)，這是材料彈性變形的直接體現(xiàn)；在第Ⅱ階段，加工硬化率下降速率減緩，這是由于隨塑性變形過(guò)程的進(jìn)行，位錯(cuò)向晶界或相界移動(dòng)，遭遇阻塞而發(fā)生塞積，隨后通過(guò)調(diào)整路徑繞過(guò)塞積位置，減少了由位錯(cuò)塞積帶來(lái)的變形阻力，因此加工硬化率緩慢下降；在第Ⅲ階段，試驗(yàn)鋼發(fā)生不均勻塑性變形，導(dǎo)致加工硬化率下降趨勢(shì)變快，直至失穩(wěn)斷裂。 

圖  4  不同時(shí)間退火后試驗(yàn)鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線和加工硬化率曲線

Figure  4.  Engineering stress-strain curves (a) and work hardening rate curves (b) of test steel after annealing for different time periods

由表1可以看出：隨著退火時(shí)間延長(zhǎng)，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度增大，斷后伸長(zhǎng)率先基本不變后顯著降低。強(qiáng)度增加是由于退火時(shí)間的延長(zhǎng)使得馬氏體含量增多，而過(guò)長(zhǎng)的退火時(shí)間（超過(guò)240 s）會(huì)導(dǎo)致部分晶粒長(zhǎng)大，造成馬氏體與鐵素體變形協(xié)調(diào)性變差，從而顯著降低斷后伸長(zhǎng)率。 

隨退火時(shí)間延長(zhǎng)，試驗(yàn)鋼的塑性應(yīng)變比和加工硬化指數(shù)均先增大后減小，當(dāng)退火時(shí)間為240 s時(shí)二者均達(dá)到最大值。較高的塑性應(yīng)變比意味著材料具有更大的橫向膨脹能力，能夠更好地適應(yīng)深沖變形，減少裂紋的形成，從而提高深沖成形性能。在退火初期（退火時(shí)間180~240 s），隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng)，晶粒尺寸和形態(tài)變得更加均勻，{111}γ織構(gòu)強(qiáng)度顯著提升，這促進(jìn)了塑性應(yīng)變比的增加，從而提高了試驗(yàn)鋼的成形性能[26]。當(dāng)退火時(shí)間延長(zhǎng)至300 s和360 s時(shí)，部分晶粒異常長(zhǎng)大，織構(gòu)的均勻性受到破壞，{111}γ織構(gòu)強(qiáng)度開始下降，導(dǎo)致塑性應(yīng)變比降低；同時(shí)，過(guò)長(zhǎng)時(shí)間退火還會(huì)促進(jìn)碳化物析出，這些硬質(zhì)碳化物不僅會(huì)降低材料的塑性，還可能成為裂紋的萌生位置，進(jìn)一步削弱塑性應(yīng)變比[27]，從而影響材料的成形性能。當(dāng)退火時(shí)間為240 s時(shí)，塑性應(yīng)變比達(dá)到最大值1.42，試驗(yàn)鋼成形性能最佳。 

在180 s和240 s退火時(shí)間下，試驗(yàn)鋼加工硬化指數(shù)較高，這與鐵素體晶粒尺寸均勻有關(guān)。當(dāng)退火時(shí)間為300，360 s時(shí)，加工硬化指數(shù)降低，這歸因于晶粒尺寸均勻性被破壞、碳化物回溶導(dǎo)致晶界強(qiáng)化效果減弱以及固溶碳含量增加導(dǎo)致塑性變形能力降低有關(guān)。 

試驗(yàn)鋼的最優(yōu)退火時(shí)間為240 s，此時(shí)組織中形成了等軸晶粒，材料各向異性程度降低，晶界數(shù)量增加，屈服強(qiáng)度為351.7 MPa，抗拉強(qiáng)度為526.1 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為30.77%，塑性應(yīng)變比和加工硬化指數(shù)均達(dá)到最大值；試驗(yàn)鋼在深沖過(guò)程中可以發(fā)生更加均勻的變形，減少開裂和斷裂的風(fēng)險(xiǎn)，提升了成形性能。 

3.   結(jié)論

（1）在860 ℃下退火不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼的組織均由多邊形鐵素體、不規(guī)則塊狀馬氏體和塊狀或條帶狀碳化物組成。隨著退火時(shí)間延長(zhǎng)，晶粒逐漸等軸化，晶粒尺寸先減小后增大，馬氏體含量增加；當(dāng)退火時(shí)間超過(guò)240 s后，鐵素體晶粒逐漸長(zhǎng)大并呈多邊形化。 

（2）不同時(shí)間退火后的試驗(yàn)鋼主要由α織構(gòu)和γ織構(gòu)組成。180 s退火時(shí)間下鐵素體再結(jié)晶完成，組織中出現(xiàn)少量{111}γ織構(gòu)；240 s退火時(shí)間下{112}〈110〉α織構(gòu)增強(qiáng)，{111}〈110〉γ織構(gòu)取向密度達(dá)到峰值；300 s退火時(shí)間下α織構(gòu)取向密度達(dá)到峰值，γ織構(gòu)取向密度降低，且分布不均勻；360 s退火時(shí)間下，α、γ織構(gòu)取向密度均顯著下降。 

（3）隨著退火時(shí)間延長(zhǎng)，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度增大，斷后伸長(zhǎng)率先基本不變后顯著降低，塑性應(yīng)變比和加工硬化指數(shù)先增大后減小，當(dāng)退火時(shí)間為240 s時(shí)塑性應(yīng)變比和加工硬化指數(shù)均達(dá)到最大值，與{111}γ織構(gòu)取向密度變化趨勢(shì)一致。860 ℃退火240 s后試驗(yàn)鋼的綜合力學(xué)性能和成形性能最佳，此時(shí)抗拉強(qiáng)度為526.1 MPa，屈服強(qiáng)度為351.7 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為30.77%，塑性應(yīng)變比為0.21，加工硬化指數(shù)達(dá)到1.42。 

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