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)量要求越來越高。雙相鋼以其優(yōu)越的強度和成形性能[1-3]在車身結(jié)構(gòu)材料中占據(jù)了主導地位，主要用于制造汽車內(nèi)外板、覆蓋件等復雜形狀部件[4]。然而，強度的提高會導致材料延展性和成形性能的下降，在深沖成形過程中出現(xiàn)裂紋和皺折。因此，需要進一步平衡冷軋高強雙相鋼的強度與成形性能之間的關系[5]，以滿足汽車行業(yè)對高性能、輕量化[6]材料的需求。

近年來，深沖雙相鋼成形性能的優(yōu)化研究主要圍繞成分設計與熱處理工藝兩大技術路徑展開[7-9]。在成分設計方面：利用微合金化策略[10-11]在雙相鋼基體中添加鈮和鈦等強碳化物元素，通過析出納米級碳化物產(chǎn)生晶界釘扎效應，有效延緩再結(jié)晶進程，并誘導{111}面織構(gòu)的擇優(yōu)生長[12-15]，從而顯著提升雙相鋼的深沖成形性能；利用固溶元素的動態(tài)擴散行為影響晶粒的尺寸及均勻性，進而影響雙相鋼的力學性能。在熱處理工藝方面，現(xiàn)代冷軋雙相鋼生產(chǎn)中的連續(xù)退火工序被視為關鍵控制環(huán)節(jié)，其中：退火溫度、冷卻速率及后續(xù)時效處理參數(shù)共同決定馬氏體含量、{111}織構(gòu)取向密度及屈服強度等指標[16-20]；退火時間則可通過調(diào)控鐵素體、馬氏體及碳化物的分布，影響材料力學性能[21]。目前，尚未見有關退火時間對深沖雙相鋼成形性能影響的系統(tǒng)性研究報道。因此，作者以C-Mn-Nb-Ti系深沖雙相鋼為研究對象，在860 ℃下進行不同時間的退火處理，研究了不同退火時間下鋼的顯微組織、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)更高級別的汽車用鋼提供了理論基礎和實踐指導。

1. 試樣制備與試驗方法

采用50 kg中頻真空感應熔煉爐在氬氣保護下冶煉C-Mn-Nb-Ti系雙相鋼，試驗鋼的化學成分（質(zhì)量分數(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的長方形坯料。將長方形坯料在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。將熱軋板切割出長為110 mm、寬為50 mm的試樣，經(jīng)過酸洗后，采用冷軋機進行冷軋，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，采用箱式退火爐進行860 ℃退火處理，退火時間分別為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沿冷軋方向截取試樣，經(jīng)打磨、拋光，使用體積分數(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）進行腐蝕后，采用ZEISS Axio Vert.A1型光學顯微鏡（OM）和FEI Quanta-650 FEG型熱場發(fā)射掃描電鏡（SEM）觀察顯微組織，利用Image-Pro軟件統(tǒng)計晶粒尺寸和馬氏體含量。采用體積分數(shù)5% C3H8O3+15% HClO4+80% CH3CH2OH的混合溶液對試樣進行電解拋光后，利用SEM的電子背散射衍射（EBSD）技術表征微觀結(jié)構(gòu)。按照GB/T 228.1—2021《金屬材料拉伸試驗第1部分 室溫試驗方法》，在退火態(tài)試驗鋼上沿軋制方向截取拉伸試樣，拉伸試樣標距長度為14 mm，寬度為5 mm，采用Instron 3382型萬能電子拉伸試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為0.05 mm·s?1，獲得塑性應變比和加工硬化指數(shù)。塑性應變比定義[22]為均勻塑性變形時試樣標距內(nèi)寬度方向的真應變與厚度方向的真應變之比；當塑性應變比低于1.0時，說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)由拉伸真應力-真應變曲線擬合Hollomon關系得到[23]；當加工硬化指數(shù)大于0.2時，通常認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. 試驗結(jié)果與討論

2.1 對顯微組織的影響

由圖1可以看出：不同時間退火的試驗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；隨著退火時間延長，試驗鋼的晶粒逐漸等軸化，同時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，從而增強其整體的成形性能。當退火時間達到300 s時，原子擴散能力增強，碳化物傾向于在晶界處偏聚，部分鐵素體晶粒開始長大并呈現(xiàn)多邊形化，組織均勻性降低。當退火時間進一步延長至360 s時，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。當退火時間為180，240，300，360 s時，試驗鋼的平均晶粒尺寸分別為10.55，10.01，9.51，9.63 μm，馬氏體體積分數(shù)分別為4.6%，4.9%，7.8%，7.9%；隨著退火時間延長，平均晶粒尺寸先減小后增加，馬氏體含量增加。退火時間的延長導致晶粒長大的熱力學和動力學驅(qū)動力均有所提高，使得晶粒長大。當保溫時間足夠長時，在退火過程中碳化物溶解到鐵素體基體中，組織中碳化物減少，導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 不同時間退火后試驗鋼的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 對織構(gòu)的影響

圖2為不同退火時間下試驗鋼在?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，不同退火時間下試驗鋼中均存在α織構(gòu)和γ織構(gòu)。在退火過程中，高形變儲能的γ織構(gòu)逐漸取代α織構(gòu)成為主導，因此不同退火時間下組織均表現(xiàn)出較強的γ織構(gòu)，而α織構(gòu)主要集中在{112}〈110〉和{223}〈110〉取向。當退火時間為180 s時，鐵素體再結(jié)晶過程基本完成，γ織構(gòu)開始吞噬并取代α織構(gòu)，形成織構(gòu)強點，晶粒取向主要為〈111〉和〈101〉。在退火240 s后，晶粒明顯細化且分布均勻，〈111〉晶粒取向的占比顯著增加，〈111〉γ織構(gòu)強度提高，同時碳化物含量較低，變形和再結(jié)晶中的剪切帶或變形帶較少。當退火時間延長至300 s時，〈111〉和〈101〉晶粒取向占比仍較大，同時伴隨著一定量的旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)，這一類織構(gòu)的形成主要歸因于富碳馬氏體相變誘發(fā)了晶格重組。當退火時間進一步延長至360 s時，γ織構(gòu)的強度降低，〈111〉晶粒取向被〈001〉晶粒取向取代并逐漸占據(jù)主導地位。

圖 2 不同時間退火后試驗鋼的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，當退火時間為180，360 s時，α織構(gòu)最大取向密度位于{111}〈110〉取向，當退火時間為240，300 s時，α織構(gòu)最大取向密度位于{112}〈110〉和{223}〈110〉取向。退火時間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)取向密度達到峰值8.5。當退火時間為300 s時，α織構(gòu)取向密度達到峰值12，但此時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，這會導致雙相鋼平面異性指數(shù)升高，增加在沖壓過程中出現(xiàn)制耳現(xiàn)象的概率[25]。當退火時間延長至360 s時，α、γ織構(gòu)的取向密度均顯著下降。綜上可知，通過優(yōu)化退火時間可有效調(diào)控γ織構(gòu)的形成與分布，240 s下退火有利于γ織構(gòu)的取向密度達到峰值，可有效提高深沖雙相鋼的成形性能[26]。

圖 3 不同時間退火后試驗鋼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 ℃退火不同時間下，試驗鋼的室溫拉伸曲線均未出現(xiàn)明顯的屈服平臺，呈連續(xù)屈服現(xiàn)象，這是由于退火過程中的馬氏體相變導致體積膨脹，擠壓軟相鐵素體而產(chǎn)生較多的可動位錯，在拉伸過程中可動位錯與固定位錯相互協(xié)調(diào)，導致試驗鋼出現(xiàn)連續(xù)屈服現(xiàn)象。不同時間退火試驗鋼的加工硬化率曲線由3個階段組成。在第Ⅰ階段，加工硬化率隨應變增加呈急劇下降趨勢，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程的進行，位錯向晶界或相界移動，遭遇阻塞而發(fā)生塞積，隨后通過調(diào)整路徑繞過塞積位置，減少了由位錯塞積帶來的變形阻力，因此加工硬化率緩慢下降；在第Ⅲ階段，試驗鋼發(fā)生不均勻塑性變形，導致加工硬化率下降趨勢變快，直至失穩(wěn)斷裂。

圖 4 不同時間退火后試驗鋼的工程應力-應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：隨著退火時間延長，試驗鋼的屈服強度和抗拉強度增大，斷后伸長率先基本不變后顯著降低。強度增加是由于退火時間的延長使得馬氏體含量增多，而過長的退火時間（超過240 s）會導致部分晶粒長大，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率。

隨退火時間延長，試驗鋼的塑性應變比和加工硬化指數(shù)均先增大后減小，當退火時間為240 s時二者均達到最大值。較高的塑性應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（退火時間180~240 s），隨著退火時間的延長，晶粒尺寸和形態(tài)變得更加均勻，{111}γ織構(gòu)強度顯著提升，這促進了塑性應變比的增加，從而提高了試驗鋼的成形性能[26]。當退火時間延長至300 s和360 s時，部分晶粒異常長大，織構(gòu)的均勻性受到破壞，{111}γ織構(gòu)強度開始下降，導致塑性應變比降低；同時，過長時間退火還會促進碳化物析出，這些硬質(zhì)碳化物不僅會降低材料的塑性，還可能成為裂紋的萌生位置，進一步削弱塑性應變比[27]，從而影響材料的成形性能。當退火時間為240 s時，塑性應變比達到最大值1.42，試驗鋼成形性能最佳。

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

試驗鋼的最優(yōu)退火時間為240 s，此時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，屈服強度為351.7 MPa，抗拉強度為526.1 MPa，斷后伸長率為30.77%，塑性應變比和加工硬化指數(shù)均達到最大值；試驗鋼在深沖過程中可以發(fā)生更加均勻的變形，減少開裂和斷裂的風險，提升了成形性能。

3. 結(jié)論

（1）在860 ℃下退火不同時間后試驗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。隨著退火時間延長，晶粒逐漸等軸化，晶粒尺寸先減小后增大，馬氏體含量增加；當退火時間超過240 s后，鐵素體晶粒逐漸長大并呈多邊形化。

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

（3）隨著退火時間延長，試驗鋼的屈服強度和抗拉強度增大，斷后伸長率先基本不變后顯著降低，塑性應變比和加工硬化指數(shù)先增大后減小，當退火時間為240 s時塑性應變比和加工硬化指數(shù)均達到最大值，與{111}γ織構(gòu)取向密度變化趨勢一致。860 ℃退火240 s后試驗鋼的綜合力學性能和成形性能最佳，此時抗拉強度為526.1 MPa，屈服強度為351.7 MPa，斷后伸長率為30.77%，塑性應變比為0.21，加工硬化指數(shù)達到1.42。

文章來源——材料與測試網(wǎng)