0.   引言

冷轧双相钢（DP钢）作为第1代先进高强钢（Advanced High Strength Steel），具有屈服强度低、初始加工硬化率高以及良好强塑性匹配的特点，广泛应用于白车身零部件^[1]。传统DP钢显微组织由铁素体（F）与马氏体(M)组成，其中F/M的比例决定了强度/塑性的匹配^[2]。然而，随着强度的提升、塑性衰减较快，限制了复杂零件的成形与应用。随着汽车制造业的发展与升级，安全与节能成为汽车评价的主要指标，对汽车用钢的生产提出了更高要求。面对汽车行业新发展需求及高强双相钢的应用限制，首钢联合北京科技大学成功开发了增强成形性双相钢（DH钢），在传统双相钢两相组织基础上引入少量亚稳态残余奥氏体，在受力变形状态下，残余奥氏体发生相变诱导塑性（即TRIP效应），使材料强度与塑性得到提升^[3]，更适合用于复杂结构件与安全件的加工成形，作为新型先进高强钢极具市场应用前景。

目前，关于DH钢的研究主要集中在退火热处理工艺对组织性能的影响方面^[4-6]，关于DH钢与DP钢显微组织、力学性能及形变机制的差异报道较少。笔者选取典型牌号DH780与DP780作为研究对象，对不同应变速率下钢的力学性能及扩孔性能进行了对比分析，探究了增强成形性双相钢强韧性机制，对汽车选材与DH钢的应用推广具有重要参考意义。

1.   试验材料与方法

试验材料为某钢厂采用260 t转炉→LF+RH双精炼→板坯连铸→2250热连轧→2180酸连轧→2030连续退火工艺路径生产的厚度为1.2 mm 的DH780与DP780冷轧高强钢，其主要化学成分如表1所示。传统DP780采用低C-Mn-Si-Cr-Nb-Ti成分体系，低碳设计保证良好焊接性能；Mn为奥氏体稳定元素及发挥固溶强化作用^[1]；Si为铁素体强化元素，抑制碳化物的生成；Cr发挥固溶强化作用，同时提高淬透性；固溶Nb在高温奥氏体晶界偏聚，对高温奥氏体晶界具有拖曳作用，可细化形变奥氏体晶粒，进而细化相变组织；Nb、Ti具有第二相析出强化作用^[7]。增强成形性双相钢DH780较DP780具有更高C含量，目的是实现两相区均热过程具有足够C原子向奥氏体富集，提升奥氏体（残余奥氏体）的稳定性；Al元素与Si元素作用相似，促进铁素体相变、C原子扩散与抑制碳化物析出，同时Al具有推迟珠光体相变的作用^[8]。

表  1  试验钢主要化学成分

Table  1.  Main chemical compositions of experimental steels %

牌号	C	Mn	Si	P	S	Cr	Al	Nb	Ti
DH780	0.17～0.19	2.1～2.3	0.4～0.5	≤0.010	≤0.005	0.18～0.21	0.7～0.9	0.02～0.04	-
DP780	0.09～0.12	2.0～2.4	0.5～0.6	≤0.010	≤0.005	0.28～0.30	-	0.02～0.03	0.02～0.04

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利用Empyrean型X射线衍射仪（XRD）对试验钢中残余奥氏体含量进行检测。试验采用Co靶、步宽为0.02°、扫描速率1°/min、扫描角度30°～130°、管电压40 kV、管电流200 mA。选取γ相中(200)、(220)、(311)衍射线与α相中(200)、(211)衍射线，利用五峰法对各晶面累计衍射强度进行计算得到残余奥氏体含量^[9]。试验钢经抛光、4%硝酸酒精溶液侵蚀后分别在Zeiss金相显微镜与ZeissUItra55 型场发射扫描电子显微镜（SEM）下进行显微组织观察。经20%高氯酸酒精溶液电解抛光后进行电子背散射衍射（EBSD）表征。

为了研究板料冲压成形过程中的受力状态，同时考虑拉伸数据准确性，采用CMT5305型拉伸试验机分别以0.001、0.01、0.1 s⁻¹的应变速率进行准静态拉伸试验，采用HTM5020型高速拉伸试验机分别以1、10、50、100、200、500、1000 s⁻¹的应变速率进行动态拉伸试验。按照ISO 26203-2-2011《金属材料.高应变率拉伸试验.第2部分：伺服液压和其他试验系统》要求，采用钼丝切割机将钢板加工成高速拉伸试样，线切割加工后用砂纸打磨去除线切割切割痕，以保证试样切割面平整光滑，试样尺寸如图1所示。扩孔试验能够反映板料凸缘翻边性能，为了对比成形过程凸缘翻边能力，按照ISO16630标准进行扩孔试验。

图  1  高速拉伸试样示意（单位：mm）

Figure  1.  Schematic diagram of the sample for high-speed stretching tests

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2.   试验结果与分析

2.1   XRD对比分析

图2为DH780与DP780试样XRD衍射图谱，可知，DH780存在(200)γ、(220)γ、(311)γ特征峰，根据公式(1)^[10]计算，可知DH780中残余奥氏体含量为5.1%，而DP780中几乎不存在残余奥氏体。

图  2  DH780与DP780试样XRD衍射谱

Figure  2.  XRD patterns of DH780 and DP780 samples

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式中，V_A为奥氏体相的体积分数，%；V_C为碳化物相总量的体积分数，%；I_M(hkl)i为马氏体(hkl)i晶面衍射线的累计强度；I_A(hkl)i为奥氏体(hkl)i晶面衍射线的累计强度；G为奥氏体(hkl)晶面与马氏体(hkl)晶面所对应的强度因子之比。

2.2   显微组织对比分析

图3为DH780与DP780光学显微组织形貌，二者均为铁素体与马氏体，其中DH780晶粒均匀细小，马氏体组织分布更为弥散，而DP780组织中存在大块状多边形铁素体与明显的碳化物析出，带状组织较明显。由于光学显微镜无法分辨是否存在残余奥氏体与马氏体的分布形态，需要借助扫描电镜与EBSD进一步表征。在扫描电镜下发现，DH780与DP780显微组织中马氏体均为板条马氏体，其中DP780中马氏体以淬火态为主，而DH780中存在少量回火马氏体，分析与过时效过程中马氏体中碳化物析出有关，如图4、5所示。

图  3  DH780与DP780显微组织（OM）

Figure  3.  Optical microstructures of DH780 and DP780

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图  4  DH780与DP780显微组织（SEM）

Figure  4.  Scanning electron microscopes of DH780 and DP780

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综合SEM与EBSD结果显示，DH780中残余奥氏体呈块状、薄膜状、链状与细小粒状在铁素体基体中分布^[11]，其主要以3种形式分别位于铁素体界面(F/F，γ_Ⅰ)、位于铁素体或马氏体晶粒中(M&F，γ_Ⅱ)、位于铁素体和马氏体交界(F/M，γ_Ⅲ)，且多数位于相界面与铁素体晶界处，如图4与图5所示。点链状或者薄膜长条状分布的残余奥氏体较稳定，一般在应力加载过程的中期才发生应力诱导马氏体相变；块状形式存在的残余奥氏体在施加应力初期优先发生TRIP效应。残余奥氏体γ_Ⅲ在F/M边界呈亮白边圈，主要因为两相区退火过程中Mn元素短程扩散致使在F/M边界形成富Mn区，富Mn区淬透性较高，局部区域Ms点下降，奥氏体稳定性提高，以残余奥氏体形式保留至室温，与岛内马氏体组织具有不同的色差效应。

图  5  DH780残余奥氏体分布

Figure  5.  Distribution of residual austenite in DH780

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2.3   力学性能及扩孔性能对比分析

2.3.1   不同应变速率下力学性能对比分析

钢铁材料变形本质是位错滑移与增殖的过程。冷轧双相钢以马氏体与铁素体组织为主，两相中位错主要以无钉扎自由态存在，在低应变速率下（含准静态），铁素体内可动位错优先开启进行滑移与增殖，故DP780与DH780应力-应变曲线均无明显屈服现象，如图6所示。应变速率增加初期，DP780和DH780的屈服强度、抗拉强度随应变速率的增加均呈现小幅度增加的趋势。在准静态条件下，当应变速率达到10 s⁻¹时，屈服强度、抗拉强度出现较为明显的提升，之后随着应变速率增加，强度不断升高。

图  6  工程应力-应变曲线

Figure  6.  Engineering stress-strain curves

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图7为应变速率对强塑性指标的影响。应变速率的提高改变了位错滑移与增殖机制，高应变速率下材料强塑性均明显增加。在应变速率由0.001 s⁻¹增加至1000 s⁻¹过程中，DP780屈服强度由531 MPa增加到724 MPa，增加了36%，抗拉强度由876 MPa增加到1021 MPa，增加了16%；而DH780屈服强度由500 MPa增加到690 MPa，增加了38%，抗拉强度由796 MPa增加到997 MPa，增加了26%，说明DH780较DP780表现出较强的应变速率敏感性特征。由于DH780基体存在一定量的残余奥氏体，奥氏体面心立方结构（FCC）中可动滑移系多，有利于位错滑移，更为重要的是变形过程应变速率的提高为残余奥氏体转变为马氏体（即TRIP效应）提供了足够动力，使变形区域的塑性进一步提升，从而延缓裂纹的形成与扩展，提高材料的变形能力。

图  7  强塑性指标与应变速率的关系

Figure  7.  Relationship between strength ＆ plasticity index and strain rate

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残余奥氏体的引入使DH780具有TRIP效应的增塑机制，可有效降低位错运动阻力，较传统DP780表现出更高强塑特性。随着应变速率提升，DH780强塑积由27.06 GPa·%增加至38.83 GPa·%，其材料吸能性能显著增强。表2为试验钢应变速率0.01 s⁻¹条件下的准静态力学性能，DP780和DH780垂直轧制方向（横向）的强度均高于轧制方向，DH780的断后延伸率均达到30%以上，整体断后延伸率较DP780高6.9～12.5个百分点，塑性指标显著优于DP780。

表  2  准静态力学性能（ε=0.01 s⁻¹）

Table  2.  Quasi-static mechanical properties（ε=0.01 s⁻¹）

牌号	方向	屈服强度/MPa	抗拉强度/MPa	断后伸长率/%	强塑积/(GPa·%)
DH780	0°	501	823	31.3	25.76
	45°	487	804	31.6	25.41
	90°	522	831	30.8	25.59
DP780	0°	511	818	19.5	18.41
	45°	529	821	24.7	17.82
	90°	541	843	18.3	16.27

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2.3.2   扩孔性能对比分析

根据GB/T 24524-2021《金属材料 薄板和薄带 扩孔试验方法》分别对试验钢DH780和DP780进行扩孔率检测，测量3次取平均值。DP780试样扩孔率为50.32%，而DH780试样扩孔率达到74.61%，较DP780提升48.27%。扩孔试验过程中与锥头接触的板料下表面（凸缘翻边后为内侧）受压应力作用，而板料上表面（凸缘翻边后为外侧）受张应力作用。扩孔过程中板料上表面变形程度大于下表面，随着扩孔直径的增大，凸缘翻边外侧受到的张应力越大，当超过材料强度极限时出现裂纹萌生及扩展，裂纹由凸缘翻边外侧向内侧延伸，扩展路径与板料厚度方向呈45°分布。由于板带横向强度高，塑性指标低于轧制方向，裂纹多在垂直轧向的两侧出现，具体如图8所示。

图  8  扩孔裂纹宏观形貌

Figure  8.  Macro morphology of reaming cracks

(a)DH780；(b)DP780

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宏观而言由于铁素体与马氏体硬度、弹性模量不同，受力过程两相变形能力存在显著差异，导致在铁素体/马氏体两相界面处产生应力集中，当相界面处应力超过两相结合力时开始萌生裂纹，并且随着变形过程裂纹沿铁素体/马氏体相界面处扩展。微观组织观察可知，DH780与DP780显微组织均以铁素体与弥散分布马氏体为主，组织细小均匀，扩孔变形初期，位错在铁素体中滑移，并在晶界与相界处产生塞积，随着应力提高，马氏体位错开启与增殖，在相界面处不断交织与缠结，形成较大应力集中，进而发展成为裂纹源。试验钢DH780中存在约5%残余奥氏体，奥氏体具有更多滑移系可有效减缓位错塞积，同时应力作用下残余奥氏体TRIP效应更为显著，从而延缓了应力集中与裂纹源的形成^[12]。

图9为试验钢扩孔试验断口微观形貌，两者均为韧性断裂，DH780韧窝较大且深、撕裂脊明显，而DP780韧窝相对较浅、无明显撕裂脊。亦说明扩孔过程中DH780抗局部变形能力更强，具有更高的塑性与扩孔性能。

图  9  扩孔裂纹断口形貌

Figure  9.  Fracture morphology of reaming cracks

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3.   结论

1) 试验钢DH780由铁素体、马氏体、残余奥氏体组成，其中残余奥氏体含量约5.1%，呈块状、薄膜状、链状与细小粒状，位于相界面与铁素体晶界处。

2) 随着应变速率的提升，材料屈服强度、抗拉强度均呈现增强趋势，DH780较DP780具有更高的应变速率敏感性特征，DH780强塑积增加至38.83 GPa·%，吸能性能显著增强。

3) DH780残余奥氏体在塑性变形过程中转变为马氏体，TRIP效应显著实现材料塑性提升；同时奥氏体具有更多滑移系可有效减缓位错塞积、延缓应力集中与裂纹源的形成，使得DH780较DP780具有更高扩孔率，扩孔率达到74.61%。