文章以汽車工業(yè)廣泛使用的不同強(qiáng)度等級冷軋雙相鋼為研究對象，采用力學(xué)性能、硬度及擴(kuò)孔率測試，并結(jié)合顯微組織分析研究剪切邊緣可成形性的影響因素，為提高冷軋雙相鋼擴(kuò)孔性能及優(yōu)化產(chǎn)品質(zhì)量提供指導(dǎo)。結(jié)果表明：冷軋雙相鋼DP590和DP780剪切邊緣影響區(qū)及硬化程度明顯高于DP980和DP1180，影響局部可成形性進(jìn)而影響擴(kuò)孔性能；添加微合金元素細(xì)化組織使馬氏體呈島狀彌散分布有利于應(yīng)變的均勻分配以降低在局部范圍造成較高的應(yīng)變強(qiáng)化，有利于擴(kuò)孔性能的提高；對于超高強(qiáng)冷軋雙相鋼DP980和DP1180增大屈強(qiáng)比可明顯提高擴(kuò)孔性能。

能源危機(jī)和環(huán)境惡化的日益加劇使得安全、節(jié)能和環(huán)保成為汽車制造業(yè)的發(fā)展潮流，在保證使用安全的前提下，車身輕量化是汽車節(jié)能減排有效的方法之一。高強(qiáng)鋼及超高強(qiáng)鋼主要有鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體和馬氏體等形態(tài)，且組織呈現(xiàn)多相、亞穩(wěn)、多尺度等特征，通過對組織進(jìn)行調(diào)控可實現(xiàn)良好的強(qiáng)塑性匹配，因而在車身設(shè)計中占用的比例呈逐漸上升趨勢[1]。高強(qiáng)鋼板材在剪切過程中材料剪切邊緣發(fā)生劇烈的塑性變形，局部性能發(fā)生明顯變化，非均勻硬化更加顯著，在后續(xù)的成形過程中剪切邊緣更加容易發(fā)生開裂[2]。傳統(tǒng)的成形極限圖可作為一般可成形性的指導(dǎo)，但是在預(yù)測先進(jìn)高強(qiáng)鋼的剪切邊緣成形性時具有局限性，邊緣開裂問題無法單純依據(jù)材料的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率等整體成形性能指標(biāo)進(jìn)行準(zhǔn)確預(yù)測，必須結(jié)合剪切工藝后材料邊緣局部成形性能對其進(jìn)行綜合研究[3]。影響剪切邊緣可成形性的因素包括材料的組織特征、剪切面微觀形貌、剪切影響區(qū)硬化規(guī)律及沖壓成形參數(shù)等。如何正確理解和評估剪切邊緣可成形性是當(dāng)前先進(jìn)高強(qiáng)鋼零部件制造行業(yè)面臨的主要挑戰(zhàn)之一[4]。

本文將不同強(qiáng)度級別的冷軋雙相鋼作為研究對象，以減少剪切鋼板沖壓復(fù)雜零件過早開裂和提高擴(kuò)孔性能為目標(biāo)，分析了剪切邊緣成形性的影響因素，為冷軋雙相鋼產(chǎn)品組織性能調(diào)整及優(yōu)化提供指導(dǎo)和依據(jù)。

實驗材料與方法

實驗材料

實驗材料選擇目前汽車制造業(yè)主要應(yīng)用的590~1180 MPa強(qiáng)度級別冷軋雙相鋼高強(qiáng)鋼。材料均采用C-Si-Mn合金體系進(jìn)行設(shè)計，根據(jù)強(qiáng)度級別、合金成本、生產(chǎn)工藝控制、焊接性能及成形性能等要求適當(dāng)添加合金元素，化學(xué)成分見表1。

實驗方法
實驗材料的拉伸試樣均沿橫向方向取樣，采用線切割方式制備標(biāo)距為A80的試樣，依據(jù)相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)測試力學(xué)性能。利用光學(xué)顯微鏡分析顯微組織的形態(tài)、尺寸、分布并測定馬氏體體積分?jǐn)?shù)，進(jìn)行擴(kuò)孔實驗試樣的制備和擴(kuò)孔率測試，并進(jìn)行剪切斷面顯微硬度隨剪切邊緣距離變化的測試，以量化不同強(qiáng)度級別冷軋雙相鋼的剪切影響區(qū)深度。為避免因?qū)嶒灢牧虾穸炔煌斐傻膶U(kuò)孔率的差異等影響，材料均選擇1.2 mm厚，剪切間隙設(shè)置為0.15 mm。
結(jié)果與討論
表2為實驗材料的力學(xué)性能。冷軋雙相鋼其組織主要由鐵素體和馬氏體組成，軟相鐵素體提供較高的延伸率，硬相馬氏體使得雙相鋼具有較高的強(qiáng)度，且馬氏體在鐵素體基體內(nèi)彌散分布為雙相鋼提供了良好的強(qiáng)度和塑性組合。在相變過程中馬氏體的體積膨脹使得鐵素體中形成了高密度可動位錯，降低屈服強(qiáng)度。在拉伸過程中雙相鋼表現(xiàn)出連續(xù)屈服行為和較高的初始加工硬化率，但是拉伸變形過程中應(yīng)力分布均勻，均勻延伸率較高，因此更適用于高成形要求的零件制造。從表2可知，所采用的實驗材料均具備良好的力學(xué)性能。

圖1為不同強(qiáng)度的雙相鋼在光學(xué)顯微鏡下的組織形貌。從圖中可以看出，雙相鋼的組織均由淺色的鐵素體基體和彌散分布的深色馬氏體島組成，且馬氏體體積分?jǐn)?shù)隨雙相鋼強(qiáng)度級別的升高而升高。DP980中微合金元素Nb、Ti復(fù)合添加顯示出更細(xì)小的組織結(jié)構(gòu)及更高馬氏體彌散度[5]，DP590和DP780合金成分設(shè)計中僅添加較少或微合金元素，成品組織明顯遺傳熱軋組織，呈現(xiàn)較明顯的帶狀特征。

馬氏體的體積分?jǐn)?shù)、形態(tài)、分布及其碳含量對雙相鋼的力學(xué)性能有重要的影響[6]。馬氏體島有針狀、顆粒狀和等軸狀等多種形態(tài)，在馬氏體體積分?jǐn)?shù)相近或者相同情況下，馬氏體島的形態(tài)對雙相鋼強(qiáng)度和塑性的影響尤為顯著，如馬氏體島長、短軸之比的降低會提高塑性能力，但同時導(dǎo)致強(qiáng)度的降低；由鐵素體隔開的長條狀馬氏體帶在軋制方向上強(qiáng)度的優(yōu)化以犧牲塑性為代價；等軸狀馬氏體島的均勻分布通常會使得雙相鋼的強(qiáng)塑性達(dá)到最佳組合[7]。因此從組織分析的角度來看，在DP590和DP780中適當(dāng)?shù)奶砑游⒑辖鹪赜欣诘容S狀馬氏體島力學(xué)性能的提高，而DP980和DP1180以馬氏體為主，可以通過調(diào)控原始組織的均勻性及降低帶狀特征達(dá)到改善力學(xué)性能的目的。

鋼板剪切邊緣的可成形性通常指將鋼板沖壓成特定零件而不會引起剪切邊緣頸縮或斷裂。鋼板經(jīng)數(shù)控剪板機(jī)切割后產(chǎn)生剪切面，在剪切面的正后方會形成一個變形區(qū)，該變形區(qū)稱為剪切影響區(qū)，剪切面邊緣附近的材料會經(jīng)歷明顯的加工硬化。圖2分別是不同強(qiáng)度雙相鋼剪切斷面顯微硬度隨剪切邊緣距離變化的測試結(jié)果。從圖中可以看出DP590和DP780的剪切影響區(qū)較大，約700 μm左右；DP980和DP1180的剪切影響區(qū)則較小，約300 μm左右。由于高強(qiáng)鋼在成形過程中的開裂發(fā)生在邊緣位置，因此剪切邊緣的硬度是影響其邊緣開裂的關(guān)鍵。剪切斷面的顯微硬度分布作為剪切斷面局部性能的評價指標(biāo)，可以直觀地反映剪切斷面材料的局部成形性能及斷面各區(qū)域材料在剪切過程中的局部硬化行為。較低的加工硬化效果可最大程度地減少在剪切過程中施加在剪切邊緣上的損壞[8]，但加工硬化程度很高的區(qū)域會限制局部可成形性[9]。

雙相鋼變形過程中，硬相通常最初會開始彈性變形，而軟相則開始塑性變形。隨著變形程度的增大，硬相才進(jìn)一步發(fā)生塑性變形，但是在軟相中發(fā)生應(yīng)變分配，由此造成軟相的應(yīng)變硬化，等軸狀馬氏體島有利于應(yīng)變的均勻分配，而條狀馬氏體島的存在和帶狀組織不利于雙相鋼的擴(kuò)孔率的提高[10]。改善雙相鋼中馬氏體島的形態(tài)對提高雙相鋼擴(kuò)孔率有明顯的作用，組織細(xì)小，馬氏體呈島狀彌散分布的雙相鋼組織有利于應(yīng)變的均勻分配以降低在局部范圍造成較高的應(yīng)變強(qiáng)化，從而可以提高成形性能，因此在DP590和DP780中適當(dāng)添加微合金元素通過控軋控冷減輕甚至消除帶狀組織并細(xì)化熱軋原料晶粒有利于提高成形性能。

圖3分別為抗拉強(qiáng)度和屈強(qiáng)比與擴(kuò)孔率關(guān)系的曲線。從圖中可以看出擴(kuò)孔率與抗拉強(qiáng)度和屈強(qiáng)比并不呈線形變化。屈強(qiáng)比是鋼的加工硬化的粗略度量，較高的屈強(qiáng)比值適用于加工硬化能力較低的鋼[11]。DP980的組織彌散程度明顯好于DP1180，且n值略高于DP1180，成形性能較好，但屈強(qiáng)比較低導(dǎo)致擴(kuò)孔率低于DP1180，因此雙相鋼DP980和DP1180在改善組織形態(tài)及分布的前提下，增大屈強(qiáng)比有利于擴(kuò)孔性能的提高。

結(jié)束語
(1)冷軋雙相鋼DP590和DP780的剪切影響區(qū)較大，硬化程度明顯高于DP980和DP1180，影響局部可成形性進(jìn)而影響擴(kuò)孔性能。
(2)馬氏體成島狀彌散分布的雙相鋼組織有利于應(yīng)變的均勻分配以降低在局部范圍造成較高的應(yīng)變強(qiáng)化，添加微合金元素細(xì)化組織有利于擴(kuò)孔性能的提高。
(3)提高超高強(qiáng)度級別的冷軋雙相鋼DP980和DP1180的屈強(qiáng)比有利于擴(kuò)孔性能的改善。

文章來源——金屬世界