0.   引言

輕量化是汽車未來發展的主要方向之一，汽車車身覆蓋件材料正朝著高強度與優異深沖成形性能協同優化的目標發展。傳統深沖鋼，如鋁鎮靜鋼、烘烤硬化（BH）鋼和無間隙原子（IF）鋼等[1-3]具有優異的成形性能，但因具有單一鐵素體組織，強度偏低。與傳統深沖鋼相比，雙相鋼具有鐵素體（軟相）與馬氏體（硬相）的復合組織，強度高、無屈服延伸、無室溫時效、屈強比低、加工硬化指數高[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，容易導致局部塑性失穩，同時鐵素體相主要存在分散的α織構〈110〉//RD（RD為軋向），缺少有利于深沖成形性能的γ織構〈111〉//ND（ND為軋制面法向），導致鋼的塑性應變比較低（1.0~1.1），深沖成形性能較差[6]。 

研究[7-8]發現：在IF、BH鋼中添加少量鉬和鉻等中強碳氮化物形成元素，可以通過形成穩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；同時可以促進{111}織構形成，改善深沖成形性能。鉻可以促進雙相區退火時鉬在奧氏體中的固溶，從而提高奧氏體的淬透性，促進馬氏體形成以提高強度[9]；鉬可以抑制γ織構的集中化趨勢，并且減少{001}〈110〉等不利織構的形成[10]。 

冷軋變形通過引入并調控形變儲能影響再結晶行為、織構演化與組織協調性，是調控強塑匹配的重要方法，其中冷軋壓下率是控制累積變形程度的核心參數。目前，有關冷軋壓下率對常規C-Mn或Si-Mn雙相鋼組織與力學性能的影響研究較多[11-12]，而對于高鉻鉬元素含量的Cr-Mo系深沖雙相鋼的冷軋-退火調控組織的研究仍較缺乏。作者對熱軋態Cr-Mo系深沖雙相鋼進行不同壓下率冷軋+退火處理，研究了冷軋壓下率對組織、織構類型及力學性能的影響，擬為高性能超深沖雙相鋼的開發提供理論參考。 

1.   試樣制備與試驗方法

試驗材料為某鋼廠提供的Cr-Mo系深沖雙相鋼，化學成分（質量分數/%）為0.016C，1.60Mn，0.36Al，0.12Cr，0.42Mo，余Fe。在50 kg中頻真空感應爐中將試驗鋼熔煉成鑄錠，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，進行多道次冷軋處理，每道次壓下量為0.5 mm，直至厚度分別為1.2，1.0，0.8 mm，計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，經打磨、拋光后采用FEI-Quanta-650FEG型熱場發射掃描電子顯微鏡（SEM）觀察微觀形貌；將試樣進行電解拋光，電壓為28 V，電解液為體積分數5%C3H8O3+15%HClO4+80%CH3CH2OH的混合溶液，采用電子背散射衍射（EBSD）模式分析晶體學特性，利用OIM analysis軟件進行數據處理和分析。使用電火花線切割機切取拉伸試樣，拉伸試樣尺寸為58 mm×10 mm×1 mm（長度方向平行于軋制方向），標距為15 mm，在Instron 3382型雙立柱落地式電子萬能試驗機上進行單向拉伸試驗，應變速率為5×10−4 s−1，測至少3個平行試樣取平均值；由拉伸試驗結果獲得塑性應變比和加工硬化率指數，用于表征深沖成形性能。 

2.   試驗結果與討論

2.1   對顯微組織的影響

由圖1可見：冷軋態試驗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，珠光體呈片層狀結構，部分珠光體片層發生彎曲和不規則變形；隨著冷軋壓下率增加，冷軋態試驗鋼中珠光體片層的彎曲和不規則變形程度增大，珠光體片層間距減小，鐵素體條帶細化導致晶界數量增多，碳化物在晶界處形核并析出增多，分布更加彌散。退火態試驗鋼的組織主要由鐵素體、少量馬氏體和微量碳化物組成，細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），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，退火態試驗鋼組織中鐵素體晶粒尺寸減小，馬氏體含量增加。在冷軋過程中試驗鋼發生位錯累積、剪切帶形成及晶界處應變集中[13]，導致珠光體局部解理為細小碎片，為后續退火再結晶提供高能位點，同時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密度顯著提高了奧氏體形核驅動力[14]，隨著冷軋壓下率增加，位錯密度進一步提高，形核驅動力增大，奧氏體增多且穩定性增強，冷卻后轉變為更多馬氏體；同時由于冷軋變形量增大，更多的碳化物在晶界處形核并析出，導致局部奧氏體貧碳貧其他合金元素而相對失穩，從而有利于馬氏體轉變。 

圖  1  不同冷軋壓下率下冷軋態和退火態試驗鋼的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。根據晶粒取向分布統計得到，隨著冷軋壓下率增大，冷軋+退火后試驗鋼晶粒內部點與平均取向間的錯配角取值范圍減小，說明晶粒內部取向一致性提高，組織均勻性增強。當冷軋壓下率分別為70%，75%，80%時，再結晶晶粒占比分別為86.8%，91.36%，94.2%，再結晶程度均處于較高水平；隨著冷軋壓下率增大，再結晶程度增大。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，位錯滑移和堆積導致晶粒內形成亞晶胞和位錯墻結構，從而形成大量小角度晶界。隨著冷軋壓下率增加，位錯不斷積累，部分小角度晶界會通過位錯合并、旋轉演化為大角度晶界，因此小角度晶界數量在冷軋壓下率為80%時減少；同時，冷變形儲能增加，為退火過程中的位錯湮滅和再結晶提供了驅動力，促進了小角度晶界向大角度晶界轉變，因此大角度晶界數量增加[15]。 

圖  2  不同壓下率冷軋+退火后試驗鋼的EBSD分析結果

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+退火后試驗鋼的平均晶粒尺寸減小。這是因為冷軋壓下率增大，晶粒變形程度增加，變形晶粒和變形帶數量增多，退火過程中再結晶形核數量增加，同時高變形區域中晶界遷移受到阻礙，再結晶形核速率大于晶粒生長速率，最終導致再結晶晶粒細化。 

圖  3  不同壓下率冷軋+退火后試驗鋼的晶粒尺寸分布

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

2.2   對織構的影響

由圖4可以看出：熱軋態試驗鋼中的主要織構為旋轉立方織構{001}〈110〉和銅型織構{112}〈111〉等熱軋織構，織構強度較高；冷軋+退火后，銅型織構{112}〈111〉轉變為{113}〈110〉織構，而{001}〈110〉織構則由于冷軋變形擾亂取向分布并在再結晶過程中未能優先生長而弱化，并且鋼中形成一定強度{111}取向，出現較強的γ織構和較弱的α織構。70%壓下率冷軋+退火后試驗鋼中γ織構取向密度較高且分布集中，冷軋壓下率提高至75%時，γ織構取向密度下降，分布趨于分散，當冷軋壓下率為80%時γ織構取向密度回升，但主峰區域變寬，{111}取向的集中性下降，部分織構發生轉變。冷軋變形會誘導鐵素體晶粒取向轉動，促進{111}取向晶粒的形成與穩定，而在兩相區退火過程中，具有{111}取向的晶粒在再結晶時具有擇優生長優勢，因此試驗鋼形成一定強度的{111}取向。在70%冷軋壓下率下γ織構強度和集中度高，但冷軋壓下率提高后強度下降。這主要歸因于過高的塑性變形容易造成局部取向失穩，增加再結晶形核的多樣化，促進殘余形變帶的形成，這些因素的共同作用會破壞γ織構{111}取向的擇優生長環境，導致織構強度分散。 

圖  4  熱軋態及不同壓下率冷軋+退火后試驗鋼的取向分布函數(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，冷軋+退火后試驗鋼中{111}〈110〉、{111}〈112〉等γ織構強度增大，熱軋織構強度減弱。隨著冷軋壓下率增加，冷軋+退火后試驗鋼的{111}〈112〉織構密度減小，{111}〈110〉織構密度先減小后略有回升，說明隨著冷軋壓下率增大，γ織構主組分由{111}〈112〉向{111}〈110〉轉移，整體取向集中性有所降低，這是由冷軋變形誘導的擇優取向轉動與退火期間再結晶/相變選擇性共同決定的。80%冷軋壓下率下織構取向密度在中高角度區域出現明顯升高，說明部分晶粒發生了向不利取向的偏轉，織構集中性降低，呈現出更強的取向分散特征。熱軋態試驗鋼中還存在{554}〈225〉η織構與{332}〈113〉ε織構等次要織構，經壓下率70%冷軋和退火后其強度更強，在冷軋壓下率75%條件下相當，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。 

圖  5  熱軋態及不同壓下率冷軋+退火后試驗鋼中各織構的取向密度函數

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+退火后試驗鋼在拉伸變形時均表現出連續屈服行為，且屈服強度較低。試驗鋼的加工硬化曲線均包含3個階段：第一階段（Ⅰ）加工硬化率快速下降，此時材料發生彈性變形；第二階段（Ⅱ）加工硬化率緩慢下降，這歸因于材料發生塑性變形時，可動位錯移動到晶界/相界處發生塞積，通過交滑移、攀移等機制繞過障礙，緩解了變形阻力的上升趨勢，從而發生加工硬化[16]；第三階段（Ⅲ）加工硬化率迅速下降，此時材料發生頸縮等直至失穩斷裂。 

圖  6  不同壓下率冷軋+退火后試驗鋼的工程應力-工程應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，試驗鋼的抗拉強度升高，強塑積先增大后減小，斷后伸長率、塑性應變比r和加工硬化指數n降低。抗拉強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：細小馬氏體主要分布于軟相鐵素體晶粒的三叉點，在拉伸過程中二者之間應變協調性差，界面處易發生局部應力集中，萌生微裂紋；隨著馬氏體含量升高，應力集中程度加劇，抗裂紋擴展能力下降。塑性應變比下降是因為隨著冷軋壓下率增大，試驗鋼中γ織構分布趨于分散，取向集中度降低，不同晶粒取向對應的塑性應變路徑差異增大，削弱了各向異性協調性，同時雖然再結晶程度增加，但大角度晶界增多，再結晶晶粒局部存在非均勻性。加工硬化指數降低是因為隨著冷軋壓下率增加，晶粒細化，加工硬化能力趨于穩定，同時位錯活動空間受限，加工硬化潛力下降。綜上，75%冷軋壓下率下退火態試驗鋼的強塑積最高，同時塑性應變比、加工硬化指數適中，深沖成形性能良好。 

3.   結論

（1）冷軋和退火后試驗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，鐵素體晶粒細化，再結晶程度增加。 

（2）冷軋+退火后試驗鋼中旋轉立方織構和銅型織構等熱軋織構強度減弱，出現較強的γ織構和較弱的α織構。隨著冷軋壓下率增加，γ織構取向密度先下降后上升，γ織構分布由冷軋壓下率為70%時的集中變得分散，組分由{111}〈112〉向{111}〈110〉轉移。當冷軋壓下率為70%和75%時，試驗鋼中η織構{554}〈225〉與ε織構{332}〈113〉的強度不低于熱軋態鋼，當冷軋壓下率為80%時這兩種織構強度減弱，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。 

（3）隨著冷軋壓下率增加，試驗鋼的抗拉強度升高，斷后伸長率、塑性應變比和加工硬化指數降低。當冷軋壓下率為75%時，強塑積最佳，塑性應變比和加工硬化指數適中，退火態試驗鋼兼具較高強度和良好深沖成形性能。 

文章來源——材料與測試網