0.   引言

輕量化是汽車未來發(fā)展的主要方向之一，汽車車身覆蓋件材料正朝著高強(qiáng)度與優(yōu)異深沖成形性能協(xié)同優(yōu)化的目標(biāo)發(fā)展。傳統(tǒng)深沖鋼，如鋁鎮(zhèn)靜鋼、烘烤硬化（BH）鋼和無間隙原子（IF）鋼等[1-3]具有優(yōu)異的成形性能，但因具有單一鐵素體組織，強(qiáng)度偏低。與傳統(tǒng)深沖鋼相比，雙相鋼具有鐵素體（軟相）與馬氏體（硬相）的復(fù)合組織，強(qiáng)度高、無屈服延伸、無室溫時(shí)效、屈強(qiáng)比低、加工硬化指數(shù)高[4-5]，是汽車用超深沖鋼的理想候選材料。然而，兩相界面處往往具有不同的塑性變形行為，容易導(dǎo)致局部塑性失穩(wěn)，同時(shí)鐵素體相主要存在分散的α織構(gòu)〈110〉//RD（RD為軋向），缺少有利于深沖成形性能的γ織構(gòu)〈111〉//ND（ND為軋制面法向），導(dǎo)致鋼的塑性應(yīng)變比較低（1.0~1.1），深沖成形性能較差[6]。 

研究[7-8]發(fā)現(xiàn)：在IF、BH鋼中添加少量鉬和鉻等中強(qiáng)碳氮化物形成元素，可以通過形成穩(wěn)定碳氮化物析出相來降低碳、氮原子在鐵素體基體中的固溶量，改善基體純凈度；同時(shí)可以促進(jìn){111}織構(gòu)形成，改善深沖成形性能。鉻可以促進(jìn)雙相區(qū)退火時(shí)鉬在奧氏體中的固溶，從而提高奧氏體的淬透性，促進(jìn)馬氏體形成以提高強(qiáng)度[9]；鉬可以抑制γ織構(gòu)的集中化趨勢(shì)，并且減少{001}〈110〉等不利織構(gòu)的形成[10]。 

冷軋變形通過引入并調(diào)控形變儲(chǔ)能影響再結(jié)晶行為、織構(gòu)演化與組織協(xié)調(diào)性，是調(diào)控強(qiáng)塑匹配的重要方法，其中冷軋壓下率是控制累積變形程度的核心參數(shù)。目前，有關(guān)冷軋壓下率對(duì)常規(guī)C-Mn或Si-Mn雙相鋼組織與力學(xué)性能的影響研究較多[11-12]，而對(duì)于高鉻鉬元素含量的Cr-Mo系深沖雙相鋼的冷軋-退火調(diào)控組織的研究仍較缺乏。作者對(duì)熱軋態(tài)Cr-Mo系深沖雙相鋼進(jìn)行不同壓下率冷軋+退火處理，研究了冷軋壓下率對(duì)組織、織構(gòu)類型及力學(xué)性能的影響，擬為高性能超深沖雙相鋼的開發(fā)提供理論參考。 

1.   試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為某鋼廠提供的Cr-Mo系深沖雙相鋼，化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為0.016C，1.60Mn，0.36Al，0.12Cr，0.42Mo，余Fe。在50 kg中頻真空感應(yīng)爐中將試驗(yàn)鋼熔煉成鑄錠，熱鍛后，切割成尺寸為90 mm×70 mm×40 mm（長×寬×高）的矩形坯，在熱處理爐中進(jìn)行1 200 ℃保溫2 h的均勻化處理，再采用RAL-NEU型高剛度二輥熱軋機(jī)熱軋至厚度為4.0 mm，隨后冷卻至700 ℃保溫2 h，隨爐冷卻。采用酸洗工藝去除熱軋板表面氧化鐵皮后，進(jìn)行多道次冷軋?zhí)幚?，每道次壓下量?.5 mm，直至厚度分別為1.2，1.0，0.8 mm，計(jì)算得到總壓下率分別為70%，75%，80%。以10 ℃·s−1的升溫速率將冷軋板加熱至860 ℃進(jìn)行退火處理，保溫3 min，以40 ℃·s−1的冷卻速率快速冷卻至室溫。 

沿軋制方向切取截面尺寸為6 mm×8 mm的試樣，經(jīng)打磨、拋光后采用FEI-Quanta-650FEG型熱場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）觀察微觀形貌；將試樣進(jìn)行電解拋光，電壓為28 V，電解液為體積分?jǐn)?shù)5%C3H8O3+15%HClO4+80%CH3CH2OH的混合溶液，采用電子背散射衍射（EBSD）模式分析晶體學(xué)特性，利用OIM analysis軟件進(jìn)行數(shù)據(jù)處理和分析。使用電火花線切割機(jī)切取拉伸試樣，拉伸試樣尺寸為58 mm×10 mm×1 mm（長度方向平行于軋制方向），標(biāo)距為15 mm，在Instron 3382型雙立柱落地式電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行單向拉伸試驗(yàn)，應(yīng)變速率為5×10−4 s−1，測(cè)至少3個(gè)平行試樣取平均值；由拉伸試驗(yàn)結(jié)果獲得塑性應(yīng)變比和加工硬化率指數(shù)，用于表征深沖成形性能。 

2.   試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1   對(duì)顯微組織的影響

由圖1可見：冷軋態(tài)試驗(yàn)鋼的組織主要由鐵素體、珠光體和少量碳化物組成，鐵素體沿軋制方向拉長，呈長條狀，珠光體呈片層狀結(jié)構(gòu)，部分珠光體片層發(fā)生彎曲和不規(guī)則變形；隨著冷軋壓下率增加，冷軋態(tài)試驗(yàn)鋼中珠光體片層的彎曲和不規(guī)則變形程度增大，珠光體片層間距減小，鐵素體條帶細(xì)化導(dǎo)致晶界數(shù)量增多，碳化物在晶界處形核并析出增多，分布更加彌散。退火態(tài)試驗(yàn)鋼的組織主要由鐵素體、少量馬氏體和微量碳化物組成，細(xì)小的馬氏體以塊狀均勻分布在鐵素體晶界（尤其是在晶粒交匯的三叉點(diǎn)），微量碳化物在鐵素體/馬氏體界面處彌散析出；隨著冷軋壓下率增加，退火態(tài)試驗(yàn)鋼組織中鐵素體晶粒尺寸減小，馬氏體含量增加。在冷軋過程中試驗(yàn)鋼發(fā)生位錯(cuò)累積、剪切帶形成及晶界處應(yīng)變集中[13]，導(dǎo)致珠光體局部解理為細(xì)小碎片，為后續(xù)退火再結(jié)晶提供高能位點(diǎn)，同時(shí)促使碳和合金元素在鐵素體與珠光體界面處富集。冷軋變形形成的高位錯(cuò)密度顯著提高了奧氏體形核驅(qū)動(dòng)力[14]，隨著冷軋壓下率增加，位錯(cuò)密度進(jìn)一步提高，形核驅(qū)動(dòng)力增大，奧氏體增多且穩(wěn)定性增強(qiáng)，冷卻后轉(zhuǎn)變?yōu)楦囫R氏體；同時(shí)由于冷軋變形量增大，更多的碳化物在晶界處形核并析出，導(dǎo)致局部奧氏體貧碳貧其他合金元素而相對(duì)失穩(wěn)，從而有利于馬氏體轉(zhuǎn)變。 

圖  1  不同冷軋壓下率下冷軋態(tài)和退火態(tài)試驗(yàn)鋼的SEM形貌

Figure  1.  SEM morphology of cold rolled (a–c) and annealed (d–f) test steel at different cold rolling reduction rates

由圖2可知，不同壓下率冷軋+退火后試驗(yàn)鋼的鐵素體晶粒主要呈〈111〉和〈101〉取向，馬氏體晶粒無明顯取向，隨著冷軋壓下率增加，鐵素體晶粒中〈001〉取向晶粒的占比增大。根據(jù)晶粒取向分布統(tǒng)計(jì)得到，隨著冷軋壓下率增大，冷軋+退火后試驗(yàn)鋼晶粒內(nèi)部點(diǎn)與平均取向間的錯(cuò)配角取值范圍減小，說明晶粒內(nèi)部取向一致性提高，組織均勻性增強(qiáng)。當(dāng)冷軋壓下率分別為70%，75%，80%時(shí)，再結(jié)晶晶粒占比分別為86.8%，91.36%，94.2%，再結(jié)晶程度均處于較高水平；隨著冷軋壓下率增大，再結(jié)晶程度增大。隨著冷軋壓下率增加，亞晶界（晶粒取向差在2°~5°）減少，小角度晶界（晶粒取向差在5°~15°）先增多后減少，大角度晶界（晶粒取向差在15°~180°）增多。在冷軋過程中，位錯(cuò)滑移和堆積導(dǎo)致晶粒內(nèi)形成亞晶胞和位錯(cuò)墻結(jié)構(gòu)，從而形成大量小角度晶界。隨著冷軋壓下率增加，位錯(cuò)不斷積累，部分小角度晶界會(huì)通過位錯(cuò)合并、旋轉(zhuǎn)演化為大角度晶界，因此小角度晶界數(shù)量在冷軋壓下率為80%時(shí)減少；同時(shí)，冷變形儲(chǔ)能增加，為退火過程中的位錯(cuò)湮滅和再結(jié)晶提供了驅(qū)動(dòng)力，促進(jìn)了小角度晶界向大角度晶界轉(zhuǎn)變，因此大角度晶界數(shù)量增加[15]。 

圖  2  不同壓下率冷軋+退火后試驗(yàn)鋼的EBSD分析結(jié)果

Figure  2.  EBSD analysis results of test steel after cold rolling at different reduction rates and annealing: (a, d, g) inverse pole figure; (b, e, h) grain orientation spread and (c, f, i) grain boundary map

由圖3可知：隨著冷軋壓下率增加，冷軋+退火后試驗(yàn)鋼的平均晶粒尺寸減小。這是因?yàn)槔滠垑合侣试龃?，晶粒變形程度增加，變形晶粒和變形帶?shù)量增多，退火過程中再結(jié)晶形核數(shù)量增加，同時(shí)高變形區(qū)域中晶界遷移受到阻礙，再結(jié)晶形核速率大于晶粒生長速率，最終導(dǎo)致再結(jié)晶晶粒細(xì)化。 

圖  3  不同壓下率冷軋+退火后試驗(yàn)鋼的晶粒尺寸分布

Figure  3.  Grain size distribution of test steel after cold rolling at different reduction rates and annealing

2.2   對(duì)織構(gòu)的影響

由圖4可以看出：熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼中的主要織構(gòu)為旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu){001}〈110〉和銅型織構(gòu){112}〈111〉等熱軋織構(gòu)，織構(gòu)強(qiáng)度較高；冷軋+退火后，銅型織構(gòu){112}〈111〉轉(zhuǎn)變?yōu)閧113}〈110〉織構(gòu)，而{001}〈110〉織構(gòu)則由于冷軋變形擾亂取向分布并在再結(jié)晶過程中未能優(yōu)先生長而弱化，并且鋼中形成一定強(qiáng)度{111}取向，出現(xiàn)較強(qiáng)的γ織構(gòu)和較弱的α織構(gòu)。70%壓下率冷軋+退火后試驗(yàn)鋼中γ織構(gòu)取向密度較高且分布集中，冷軋壓下率提高至75%時(shí)，γ織構(gòu)取向密度下降，分布趨于分散，當(dāng)冷軋壓下率為80%時(shí)γ織構(gòu)取向密度回升，但主峰區(qū)域變寬，{111}取向的集中性下降，部分織構(gòu)發(fā)生轉(zhuǎn)變。冷軋變形會(huì)誘導(dǎo)鐵素體晶粒取向轉(zhuǎn)動(dòng)，促進(jìn){111}取向晶粒的形成與穩(wěn)定，而在兩相區(qū)退火過程中，具有{111}取向的晶粒在再結(jié)晶時(shí)具有擇優(yōu)生長優(yōu)勢(shì)，因此試驗(yàn)鋼形成一定強(qiáng)度的{111}取向。在70%冷軋壓下率下γ織構(gòu)強(qiáng)度和集中度高，但冷軋壓下率提高后強(qiáng)度下降。這主要?dú)w因于過高的塑性變形容易造成局部取向失穩(wěn)，增加再結(jié)晶形核的多樣化，促進(jìn)殘余形變帶的形成，這些因素的共同作用會(huì)破壞γ織構(gòu){111}取向的擇優(yōu)生長環(huán)境，導(dǎo)致織構(gòu)強(qiáng)度分散。 

圖  4  熱軋態(tài)及不同壓下率冷軋+退火后試驗(yàn)鋼的取向分布函數(shù)(φ2=45°)

Figure  4.  Orientation distribution function (φ2=45°) of test steel in hot-rolled state (a) and after cold rolling at different reduction rates and annealing (b–d)

由圖5可以看出，相較于熱軋態(tài)，冷軋+退火后試驗(yàn)鋼中{111}〈110〉、{111}〈112〉等γ織構(gòu)強(qiáng)度增大，熱軋織構(gòu)強(qiáng)度減弱。隨著冷軋壓下率增加，冷軋+退火后試驗(yàn)鋼的{111}〈112〉織構(gòu)密度減小，{111}〈110〉織構(gòu)密度先減小后略有回升，說明隨著冷軋壓下率增大，γ織構(gòu)主組分由{111}〈112〉向{111}〈110〉轉(zhuǎn)移，整體取向集中性有所降低，這是由冷軋變形誘導(dǎo)的擇優(yōu)取向轉(zhuǎn)動(dòng)與退火期間再結(jié)晶/相變選擇性共同決定的。80%冷軋壓下率下織構(gòu)取向密度在中高角度區(qū)域出現(xiàn)明顯升高，說明部分晶粒發(fā)生了向不利取向的偏轉(zhuǎn)，織構(gòu)集中性降低，呈現(xiàn)出更強(qiáng)的取向分散特征。熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼中還存在{554}〈225〉η織構(gòu)與{332}〈113〉ε織構(gòu)等次要織構(gòu)，經(jīng)壓下率70%冷軋和退火后其強(qiáng)度更強(qiáng)，在冷軋壓下率75%條件下相當(dāng)，在冷軋壓下率80%條件下減弱，說明不大于75%的冷軋壓下率有助于形成與維持有利于深沖成形性能的織構(gòu)。 

圖  5  熱軋態(tài)及不同壓下率冷軋+退火后試驗(yàn)鋼中各織構(gòu)的取向密度函數(shù)

Figure  5.  Orientation density function of each texture of test steel in hot rolled state and after cold rolling at different reduction rates and annealing: (a) α texture; (b) γ texture; (c) η texture and (d) ε texture

2.3   對(duì)深沖成形性能的影響

由圖6可知，不同壓下率冷軋+退火后試驗(yàn)鋼在拉伸變形時(shí)均表現(xiàn)出連續(xù)屈服行為，且屈服強(qiáng)度較低。試驗(yàn)鋼的加工硬化曲線均包含3個(gè)階段：第一階段（Ⅰ）加工硬化率快速下降，此時(shí)材料發(fā)生彈性變形；第二階段（Ⅱ）加工硬化率緩慢下降，這歸因于材料發(fā)生塑性變形時(shí)，可動(dòng)位錯(cuò)移動(dòng)到晶界/相界處發(fā)生塞積，通過交滑移、攀移等機(jī)制繞過障礙，緩解了變形阻力的上升趨勢(shì)，從而發(fā)生加工硬化[16]；第三階段（Ⅲ）加工硬化率迅速下降，此時(shí)材料發(fā)生頸縮等直至失穩(wěn)斷裂。 

圖  6  不同壓下率冷軋+退火后試驗(yàn)鋼的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線和加工硬化率曲線

Figure  6.  Engineering stress-engineering strain (a) and work hardening rate (b–d) curves of test steel after cold rolling at different reduction rates and annealing

由表1可知：隨著冷軋壓下率增大，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度升高，強(qiáng)塑積先增大后減小，斷后伸長率、塑性應(yīng)變比r和加工硬化指數(shù)n降低?？估瓘?qiáng)度的提升主要源于冷軋變形程度加大后，組織中硬相馬氏體增多，同時(shí)平均晶粒尺寸減小。斷后伸長率下降與馬氏體分布特征有關(guān)：細(xì)小馬氏體主要分布于軟相鐵素體晶粒的三叉點(diǎn)，在拉伸過程中二者之間應(yīng)變協(xié)調(diào)性差，界面處易發(fā)生局部應(yīng)力集中，萌生微裂紋；隨著馬氏體含量升高，應(yīng)力集中程度加劇，抗裂紋擴(kuò)展能力下降。塑性應(yīng)變比下降是因?yàn)殡S著冷軋壓下率增大，試驗(yàn)鋼中γ織構(gòu)分布趨于分散，取向集中度降低，不同晶粒取向?qū)?yīng)的塑性應(yīng)變路徑差異增大，削弱了各向異性協(xié)調(diào)性，同時(shí)雖然再結(jié)晶程度增加，但大角度晶界增多，再結(jié)晶晶粒局部存在非均勻性。加工硬化指數(shù)降低是因?yàn)殡S著冷軋壓下率增加，晶粒細(xì)化，加工硬化能力趨于穩(wěn)定，同時(shí)位錯(cuò)活動(dòng)空間受限，加工硬化潛力下降。綜上，75%冷軋壓下率下退火態(tài)試驗(yàn)鋼的強(qiáng)塑積最高，同時(shí)塑性應(yīng)變比、加工硬化指數(shù)適中，深沖成形性能良好。 

3.   結(jié)論

（1）冷軋和退火后試驗(yàn)鋼的組織主要由鐵素體、少量塊狀馬氏體和微量碳化物組成，馬氏體均勻分布在鐵素體三叉晶界處，隨著冷軋壓下率增加，馬氏體含量增加，鐵素體晶粒細(xì)化，再結(jié)晶程度增加。 

（2）冷軋+退火后試驗(yàn)鋼中旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)和銅型織構(gòu)等熱軋織構(gòu)強(qiáng)度減弱，出現(xiàn)較強(qiáng)的γ織構(gòu)和較弱的α織構(gòu)。隨著冷軋壓下率增加，γ織構(gòu)取向密度先下降后上升，γ織構(gòu)分布由冷軋壓下率為70%時(shí)的集中變得分散，組分由{111}〈112〉向{111}〈110〉轉(zhuǎn)移。當(dāng)冷軋壓下率為70%和75%時(shí)，試驗(yàn)鋼中η織構(gòu){554}〈225〉與ε織構(gòu){332}〈113〉的強(qiáng)度不低于熱軋態(tài)鋼，當(dāng)冷軋壓下率為80%時(shí)這兩種織構(gòu)強(qiáng)度減弱，說明不大于75%壓下率的冷軋變形有助于形成與維持有利于深沖成形性能的織構(gòu)。 

（3）隨著冷軋壓下率增加，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度升高，斷后伸長率、塑性應(yīng)變比和加工硬化指數(shù)降低。當(dāng)冷軋壓下率為75%時(shí)，強(qiáng)塑積最佳，塑性應(yīng)變比和加工硬化指數(shù)適中，退火態(tài)試驗(yàn)鋼兼具較高強(qiáng)度和良好深沖成形性能。 

文章來源——材料與測(cè)試網(wǎng)