文章以汽車工業廣泛使用的不同強度等級冷軋雙相鋼為研究對象，采用力學性能、硬度及擴孔率測試，并結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孔性能及優化產品質量提供指導。結果表明：冷軋雙相鋼DP590和DP780剪切邊緣影響區及硬化程度明顯高于DP980和DP1180，影響局部可成形性進而影響擴孔性能；添加微合金元素細化組織使馬氏體呈島狀彌散分布有利于應變的均勻分配以降低在局部范圍造成較高的應變強化，有利于擴孔性能的提高；對于超高強冷軋雙相鋼DP980和DP1180增大屈強比可明顯提高擴孔性能。

能源危機和環境惡化的日益加劇使得安全、節能和環保成為汽車制造業的發展潮流，在保證使用安全的前提下，車身輕量化是汽車節能減排有效的方法之一。高強鋼及超高強鋼主要有鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體和馬氏體等形態，且組織呈現多相、亞穩、多尺度等特征，通過對組織進行調控可實現良好的強塑性匹配，因而在車身設計中占用的比例呈逐漸上升趨勢[1]。高強鋼板材在剪切過程中材料剪切邊緣發生劇烈的塑性變形，局部性能發生明顯變化，非均勻硬化更加顯著，在后續的成形過程中剪切邊緣更加容易發生開裂[2]。傳統的成形極限圖可作為一般可成形性的指導，但是在預測先進高強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材料的屈服強度、抗拉強度和延伸率等整體成形性能指標進行準確預測，必須結合剪切工藝后材料邊緣局部成形性能對其進行綜合研究[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、剪切影響區硬化規律及沖壓成形參數等。如何正確理解和評估剪切邊緣可成形性是當前先進高強鋼零部件制造行業面臨的主要挑戰之一[4]。

本文將不同強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雜零件過早開裂和提高擴孔性能為目標，分析了剪切邊緣成形性的影響因素，為冷軋雙相鋼產品組織性能調整及優化提供指導和依據。

實驗材料與方法

實驗材料

實驗材料選擇目前汽車制造業主要應用的590~1180 MPa強度級別冷軋雙相鋼高強鋼。材料均采用C-Si-Mn合金體系進行設計，根據強度級別、合金成本、生產工藝控制、焊接性能及成形性能等要求適當添加合金元素，化學成分見表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距為A80的試樣，依據相關標準測試力學性能。利用光學顯微鏡分析顯微組織的形態、尺寸、分布并測定馬氏體體積分數，進行擴孔實驗試樣的制備和擴孔率測試，并進行剪切斷面顯微硬度隨剪切邊緣距離變化的測試，以量化不同強度級別冷軋雙相鋼的剪切影響區深度。為避免因實驗材料厚度不同而造成的對擴孔率的差異等影響，材料均選擇1.2 mm厚，剪切間隙設置為0.15 mm。
結果與討論
表2為實驗材料的力學性能。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度，且馬氏體在鐵素體基體內彌散分布為雙相鋼提供了良好的強度和塑性組合。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，降低屈服強度。在拉伸過程中雙相鋼表現出連續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性能。

圖1為不同強度的雙相鋼在光學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，且馬氏體體積分數隨雙相鋼強度級別的升高而升高。DP980中微合金元素Nb、Ti復合添加顯示出更細小的組織結構及更高馬氏體彌散度[5]，DP590和DP780合金成分設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，呈現較明顯的帶狀特征。

馬氏體的體積分數、形態、分布及其碳含量對雙相鋼的力學性能有重要的影響[6]。馬氏體島有針狀、顆粒狀和等軸狀等多種形態，在馬氏體體積分數相近或者相同情況下，馬氏體島的形態對雙相鋼強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，但同時導致強度的降低；由鐵素體隔開的長條狀馬氏體帶在軋制方向上強度的優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塑性達到最佳組合[7]。因此從組織分析的角度來看，在DP590和DP780中適當的添加微合金元素有利于等軸狀馬氏體島力學性能的提高，而DP980和DP1180以馬氏體為主，可以通過調控原始組織的均勻性及降低帶狀特征達到改善力學性能的目的。

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。鋼板經數控剪板機切割后產生剪切面，在剪切面的正后方會形成一個變形區，該變形區稱為剪切影響區，剪切面邊緣附近的材料會經歷明顯的加工硬化。圖2分別是不同強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果。從圖中可以看出DP590和DP780的剪切影響區較大，約700 μm左右；DP980和DP1180的剪切影響區則較小，約300 μm左右。由于高強鋼在成形過程中的開裂發生在邊緣位置，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，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，硬相才進一步發生塑性變形，但是在軟相中發生應變分配，由此造成軟相的應變硬化，等軸狀馬氏體島有利于應變的均勻分配，而條狀馬氏體島的存在和帶狀組織不利于雙相鋼的擴孔率的提高[10]。改善雙相鋼中馬氏體島的形態對提高雙相鋼擴孔率有明顯的作用，組織細小，馬氏體呈島狀彌散分布的雙相鋼組織有利于應變的均勻分配以降低在局部范圍造成較高的應變強化，從而可以提高成形性能，因此在DP590和DP780中適當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化熱軋原料晶粒有利于提高成形性能。

圖3分別為抗拉強度和屈強比與擴孔率關系的曲線。從圖中可以看出擴孔率與抗拉強度和屈強比并不呈線形變化。屈強比是鋼的加工硬化的粗略度量，較高的屈強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，但屈強比較低導致擴孔率低于DP1180，因此雙相鋼DP980和DP1180在改善組織形態及分布的前提下，增大屈強比有利于擴孔性能的提高。

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

文章來源——金屬世界