800MPa冷轧热镀锌双相钢组织性能及其织构演变.pdf

　４０　　　材料工程／２０１０年９期　　８００ＭＰａ冷轧热镀锌双相钢组织性能及其　织构演变　　　　ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄＰｒｏｐｅｒｔｙ　　　　ＧａｌｖａｎｉｚｅｄＤｕａｌＰｈａｓｅＳｔｅｅｌ　　　　　　　　ｏｆ８００ＭＰａＣｏｌｄＲｏｌｌｅｄＨｏｔＤｉｐ　　　　ａｎｄＩｔｓＴｅｘｔｕｒｅＥｖｏｌｕｔｉｏｎ　　　　　　　　金光灿，赵爱民，赵征志，唐　　　　　　获，刘利。，周建　　　　　　　　　　　　　　（１北京科技大学冶金工程研究院，北京１０００８３；２首钢技术研究院，北京１０００３９）　—　　—　　—　　　　　　ＪＩＮＧｕａｎｇｃａｎ，ＺＨＡＯＡｉｍｉｎ，ＺＨＡＯＺｈｅｎｇｚｈｉ，ＴＡＮＧＤｉ，ＬＩＵＬｉ。，ＺＨＯＵＪｉａｎ。　　　　　　　　　　　（１ＲｅｓｅａｒｃｈＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＭｅｔａｌｌｕｒｇｙＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇ，　　　　　　　　　Ｂｅｉｊｉｎｇ１０００８３，Ｃｈｉｎａ；２ＩｎｓｔｉｔｕｔｅｆｏｒＲｅｓｅａｒｃｈｏｆＳｈｏｕＳｔｅｅｌ，Ｂｅｉｊｉｎｇ１Ｏ０Ｏ３９，Ｃｈｉｎａ）　　　　　　　　　　　　　　　　　摘要：对８００ＭＰａ级热镀锌双相钢热轧、冷轧及退火后的显微组织进行了观察，分析比较了热轧和退火后的力学性能，　　　　　　　　　　　　并考察了其织构演变过程。结果表明：实验用钢经８２０￣Ｃ保温１４０ｓ热镀锌退火后，可获得抗拉强度８１９ＭＰａ，伸长率为　　　　　　　　　　　　　　　１７％的铁素体＋马氏体双相钢，铁素体晶粒尺寸在１．５～４ｍ之间，马氏体体积分数为３４左右；热轧织构密度较弱，但　　　　　　　　　　　　　　　　　　已呈现出织构的雏形；冷轧后ａ织构和织构密度显著增长；热镀锌退火后ａ织构变化不大，不利织构｛００１）＜１１０＞织　　　　　　　　　　　　　构密度有较大程度地攀升，７织构取向密度值波动很大，最大织构组分为｛１１２｝＜１１０＞织构；快冷过程中形成的马氏体阻　　　　碍了有利织构｛１１１）的发展，使得不利织构｛００１｝（１１０＞得到一定程度的发展。　　　　　关键词：热镀锌双相钢；显微组织；力学性能；织构　　中图分类号：ＴＢ３３２　　　　———　文献标识码：Ａ文章编号：１００１４３８１（２０１０）０９００４００５　　　　　　　　　　　　　—　Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｏｆｈｏｔｒｏｌｌｅｄ，ｃｏｌｄｒｏｌｌｅｄａｎｄｈｏｔｄｉｐｇａｌｖａｎｉｚｅｄａｎｎｅａｌｅｄｓａｍｐｌｅｓｗｅｒｅｏｂ　　　　　　　　　　　　　　　　ｓｅｒｖｅｄ，ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｈｏｔｒｏｌｌｅｄａｎｄｈｏｔｄｉｐｇａｌｖａｎｉｚｅｄａｎｎｅａｌｅｄｓａｍｐｌｅｓｗｅｒｅａｎａｌｙｚｅｄａｎｄ　　　　　　　　　　　　　　　　—　ｃｏｍｐａｒｅｄ．Ａｔｔｈｅｓａｍｅｔｉｍｅ，ｐｒｏｃｅｓｓｏｆｔｅｘｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｗａｓｓｔｕｄｉｅｄ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔａｎ　　　　　　　　　　　　　　　　ｎｅａｌｅｄａｔ８２Ｏ￣Ｃａｎｄｓｏａｋｅｄ１４０ｓ，ｔｈｅｔｅｎｓｉｌｅｓｔｒｅｎｇｔｈａｎｄｔｏｔａｌｅｌｏｎｇａｔｉｏｎｏｆｈｏｔｄｉｐｇａｌｖａｎｉｚｅｄｄｕａｌ　　　　　　　　　　　　　　　　　　ｐｈａｓｅｓｔｅｅｌｒｅａｃｈ８１９ＭＰａａｎｄ１７ｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙｗｉｔｈＦ＋Ｍｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ．Ｔｈｅｓｉｚｅｏｆｆｅｒｒｉｔｅｃｒｙｓｔａｌ　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　ｇｒａｉｎｉｓ１．５－４ｕｍ，ｔｈｅｖｏｌｕｍｅｆｒａｃｔｉｏｎｏｆｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｉｓａｂｏｕｔ３４．Ｔｈｅｄｅｎｓｉｔｙｏｆｈｏｔｒｏｌｌｅｄｔｅｘｔｕｒｅｉｓ　　　　　　　—　　　　　　ｗｅｅｋ，ｂｕｔ７－ｆｉｂｅｒｔｅｘｔｕｒｅｉｓｆｏｒｍｅｄｗｅｅｋｌｙ；ａｆｔｅｒｃｏｌｄｒｏｌｌｉｎｇ，ａｆｉｂｅｒａｎｄ７一ｆｉｂｅｒｔｅｘｔｕｒｅｂｏｔｈｄｅｖｅｌｏｐ　　　　—　　　　　ｒｅｍａｒｋａｂｌｙ；ａｆｔｅｒｈｏｔｄｉｐｇａｌｖａｎｉｚｅｄａｎｎｅａｌｉｎｇ，ａｆｉｂｅｒｔｅｘｔｕｒｅｃｈａｎｇｅｓｖｅｒｙｌｉｔｔｌｅ，ｂｕｔ｛００１）（１１０）　　　　　　　　　　　　　ｔｅｘｔｕｒｅｉｎｃｒｅａｓｅｓｎｏｔａｂｌｙ．Ｔｈｅｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｄｅｎｓｉｔｙｏｆ７－ｆｉｂｅｒｔｅｘｔｕｒｅｇｒｅａｔｌｙｆｌｕｃｔｕａｔｅｓ，ｔｈｅｔｅｘｔｕｒｅ　　　　　　　　　　　　　　　ｃｏｍｐｏｎｅｎｔ｛１１２）＜１１０＞ｐｏｓｓｅｓｓｅｓｏｆｍａｘｉｍｕｍａｍｏｕｎｔ．Ｔｈｅｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｐａｒｔｉｃｌｅｗｈｉｃｈｉｓｆｏｒｍｅｄｉｎｔｈｅ　　　　　　　　　　　　　　　　—　ｐｒｏｃｅｓｓｏｆｒａｐｉｄｃｏｏｌｉｎｇｈｉｎｄｅｒｓｔｈｅｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｏｆｆａｖｏｒａｂｌｅｔｅｘｔｕｒｅ｛１１１），ＳＯｉｔｍａｋｅｓｔｈａｔｔｈｅｄｉｓ　　　　　　　　　ａｄｖａｎｔａｇｅｔｅｘｔｕｒｅ｛００１｝（１１０＞ｈａｓａｇｒｅａｔｅｘｔｅｎｔｉｎｃｒｅａｓｉｎｇ．　　　　　　　　　Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ｈｏｔｄｉｐｇａｌｖａｎｉｚｅｄｄｕａｌｐｈａｓｅｓｔｅｅｌ；ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ；ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｙ；ｔｅｘｔｕｒｅ　　近年来，随着汽车工业的发展，高强度高塑性的钢　　　　　　　　　板得到了广泛应用。双相钢的产生和发展正是由于汽　　　　　　　　　车工业的发展需要采用高强度高成形性板材的直接结　　　　　　　　　　　果。目前，针对高强度高塑性双相钢的化学成分设计、　组织和性能研究与生产工艺优化，国内外许多学者都　　　已进行了大量研究工作口］。但是针对高强度双相钢　　　　　　　　　　的深冲成形性能和织构控制的相关理论研究还处于初　　　步探索阶段。　　　　　　　　　　　　　　　　　　本工作针对热镀锌工艺在实验室开发出了　　　　　　　　　　　　８００ＭＰａ冷轧热镀锌双相钢，利用ＳＥＭ，ＴＥＭ技术对　　　　　　　　　　热轧、冷轧和退火后的组织进行了观察，同时检测了热　　　轧和退火后的力学性能。利用ｘ射线衍射仪对双相　　　　　　　　　　　　　　钢的热轧织构、冷轧织构以及热镀锌退火后的织构进　　行了观察，分析了双相钢织构的演变规律。　　实验材料及方法　　　　　　　　　　　　　　实验用钢在５０ｋｇ真空感应炉中冶炼，冶炼后　　　　将其锻为１００ｍｍ×　１２０ｍｍ×　　　　　　　３５ｍｍ的长方形坯料。　　　　　　　　　　随后将钢坯在实验室热轧机上经过６道次轧制到　　　８００ＭＰａ冷轧热镀锌双相钢组织性能及其织构演变　４１　　　℃　　　　　≥　３．８ｍｍ厚，加热温度１２５０，保温ｌｈ，开轧温度　℃　　　　　　℃　　　　　　　　１１５０，终轧温度控制在８８０左右，卷取温度选　℃　　　　　择６５０。其化学成分范围如表１所示。热轧板经　　　　　　　　酸洗后冷轧至１．１４ｍｍ，冷轧压下率约７Ｏ％，并将　　冷轧板切成１８５ｍｍ×　　　　　　５０ｒａｍ的钢板以进行热镀锌　　　　　退火实验。　　　　　　　表１实验用钢的化学成分（质量分数／％）　　　　　　　　　　　Ｔａｂｌｅ１Ｃｈｅｍｉｃａｌｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｏｆｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌｓ（ｍａｓｓｆｒａｃｔｉｏｎ／）　　　　　　　—　　　模拟热镀锌退火工艺在实验室ＲＹＹ－５１２外热式　　　　　　　　　　　　　　　盐浴炉中进行，将实验用钢板放人高温盐浴炉（Ａ＋Ｆ　　　　　　　　　　　　　　　　　两相区温度）中进行两相区退火，静态连续冷却相变　　　　　（ＣｏｎｔｉｎｕｏｕｓＣｏｏｌｉｎｇＴｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ，ＣＣＴ）实验测得　　　　　　　　　℃　　　　的实验用钢的Ａ，Ａｃ。点分别为７３５，８５０，退火温　℃　　　　　度为８２０，保温时间为１４０ｓ，空冷１０ｓ左右，放到低　　　　　℃　　　　　　　　　温盐浴炉（镀锌温度４６０）保温５ｓ，最后进行水淬。　　　　　　　　　　镀锌退火工艺及其参数如图１所示。＼　　２　ｊ　矗　　Ａ　ｇ　Ｔｉｍｅ／Ｓ　　　　图１热镀锌退火工艺　　—　　　　Ｆｉｇ．ＩＨｏｔｄｉｐｇａｌｖａｎｉｚｅｄａｎｎｅａｌｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓ　　　　　　　　　　　　　　　　将热处理后的试样沿轧制方向制成拉伸试样，进　　　　　　　　　　　　　　　　　　行力学性能测试。利用ＳＥＭ，ＴＥＭ观察显微组织及　　　　　　　　其精细结构。在热轧板、冷轧板和退火试样上截取１２ｒａｍ×　　　　　　　　２４ｍｍ的宏观织构样品，表面经研磨掉１／４　　　　后，在Ｘ射线衍射仪上分别测量｛１１０｝，｛２００｝，｛２１１｝　　　三个晶面极图，并用Ｂｕｎｇｅ级数展开法计算取向分布　　函数（ＯＤＦ）。　　　　　　２实验结果及分析　　　　　　　　　　　　２．１双相钢的热轧、冷轧及热镀锌退火后的组织形貌　　　　　　　　　　　　　　　图２显示了双相钢的热轧组织、冷轧组织及热镀　　　　　　　　　　℃　锌退火后的双相组织。实验用钢经６道次轧制，６５０　　　　卷取后的显微组织为铁素体加珠光体组织（图２（ａ）），　　　　铁素体晶粒为灰黑色，呈等轴状，尺寸在１Ｏ～１２ｔＬｍ之　　　　　　　　　　　　　　　间，比较粗大；珠光体为亮白色片层状，呈条带状分布　　　　　　　在铁素体基体上。冷轧后的组织形貌如图２（ｂ）所　　　示，铁素体沿轧制方向被明显拉长，珠光体片层沿拉伸　　　　　　　　　　　　方向也被拉长。热镀锌退火后双相钢的扫描组织如图　　　　　２（ｃ）所示，为典型的铁索体＋马氏体组织。铁素体晶　　　　粒尺寸明显比热轧时要小很多，大约在１．５～４ｍ之　　　　间；马氏体为亮白色，呈岛状分布在铁素体基体上，应　　　　　　　　用ＩｍａｇｅＴｏｏｌ软件分析，马氏体体积分数为３４左　　右。　　　　　图２热轧、冷轧及热镀锌退火后的显微组织（ＳＥＭ）　　（ａ）热轧组织（Ｆ＋Ｐ）；（ｂ）冷轧组织（Ｆ＋Ｐ）；（ｃ）热镀锌退火组织（Ｆ＋Ｍ）　　　　　　　　　　　　　　　Ｆｉｇ．２Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｏｆｈｏｔｒｏｌｌｅｄ。ｃｏｌｄｒｏｌｌｅｄａｎｄｈｏｔｄｉｐｇａｌｖａｎｉｚｅｄａｎｎｅａｌｅｄｓａｍｐｌｅｓ（ＳＥＭ）　　　　　　　　　（ａ）ｈｏｔｒｏｌｌｅｄｓｔｒｕｃｔｕｒｅ（Ｆ＋Ｐ）；（ｂ）ｃｏｌｄｒｏｌｌｅｄｓｔｒｕｃｔｕｒｅ（Ｆ＋Ｐ）；（ｃ）ａｎｎｅａｌｅｄｓｔｒｕｃｔｕｒｅ（Ｆ－Ｉ－Ｍ）　　　　　图３为热镀锌退火后双相钢的精细结构，可以发　　　　　　现在铁素体中存在着大量的位错，如图３（ａ）。位错的　　　产生是由于在两相区退火过程中，奥氏体向马氏体转　　　　　　　变时，会发生体积膨胀，其中原子体积膨胀１左右，　４２　　　材料工程／２０１０年９期　　　　晶胞体积膨胀２％～４左右，马氏体相变所产生的体　　　积膨胀就会诱发与马氏体相邻的铁素体内产生一定量　　　　　的位错。图３（ｂ）为马氏体的精细结构，透射电镜下观　　　　察，马氏体为板条马氏体，在板条马氏体内部也存在着　　高密度的位错亚结构。另外，透射电镜下观察发现，在　　　铁素体内部还弥散分布着一些细小的析出物，这些小　　　　　　颗粒尺寸小于５ｎｍ，大部分分布在铁素体晶界附近　　　　　　　　　　　　　　　（图４（ａ）黑色箭头所指的位置）。经能谱分析，这些细　　　　　　　　　　　小弥散的析出物主要为ＴｉＣ和ＮｂＣ，如图４（ｂ）所示。　　　两相区退火过程中，铁素体中的碳化物大量溶解或是　　　部分溶解，快冷过程中冷却速率很快，只能以极细小的　　　　颗粒析出。　　　　图３双相钢中的位错和板条马氏体（ＴＥＭ）　　（ａ）位错；（ｂ）板条马氏体　　　　　　　　　　Ｆ／ｇ．３Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎａｎｄｌａｔｈｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｉｎｄｕａｌｐｂａｓｅ（ＤＰ）ｓｔｅｅｌ（ＴＥＭ）　　　（ａ）ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ＃（ｂ）ｌａｔｈｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ　３ＯＯ　２５０　２００　专１５０　ｌＯ０　５０　Ｏ‘　　１　　　　ｌＮｂＴｊ…　　ｋ．．．－＾．』　　　　　　　　　　　１２３４５６　Ｅｎｅｒｇｙ＆ｅＶ　　　　图４双相钢中的碳化物析出及能谱分析　　　（ａ）碳化物；（ｂ）能谱分析　　　　　　　　　　　Ｆｉｇ．４ＣａｒｂｉｄｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｉｎＤＰｓｔｅｅｌａｎｄｅｎｅｒｇｙｓｐｅｃｔｒｕｍａｎａｌｙｓｉｓ　　　　（ａ）ｃａｒｂｉｄｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ；（ｂｅｎｅｒｇｙｓｐｅｃｔｒｕｍａｎａｌｙｓｉｓ　　　　　　　　　２．２热轧试样和热镀锌退火试样的力学性能　　　　　　　　　　表２为热轧后试样与热镀锌退火试样的力学性能　　　℃　　　　对比。本实验用钢经８２０退火，保温１４０ｓ后，双相　　　　　　　　　　钢的抗拉强度可以达到８１９ＭＰａ，伸长率可以达到　　　１７％，表现出典型的铁素体＋马氏体双相结构的力学　　　　　　　　　　性能特征。与热轧试样相比，热镀锌退火后，双相钢的　　　屈服强度有着显著的降低，降低了１４３ＭＰａ，抗拉强度　　　　则提高了１３３ＭＰａ，因此屈强比也要比热轧时低很多。　　　　　　　　　　　　　　　　图５为热轧试样和热镀锌退火后双相钢的应力一应变　　　　　　　　　　　　曲线对比，由图５可以看出，双相钢的应力一应变曲线　　　呈连续屈服，无屈服平台，而热轧后的应力一应变曲线　　　　　　　　　　　　　　　有着明显的屈服延伸。之所以应力一应变曲线连续屈　　　　　　　　　　　　　　　服并且屈服强度很低，与双相钢中的组织特征是密不　　　　　　　　　　　可分的，由于双相钢中存在了大量的位错，这些位错在　　　　拉伸变形过程中是可动的，在较低的外应力作用下，位　　错被激活，因此使得双相钢应力一应变曲线表现出无屈　　　服平台这一特点，并且也使双相钢表现出低的屈服强　　　　　　　　　　　　　度和屈强比［６］。而极细小的ＴｉＣ，ＮｂＣ的析出，也会　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　使得退火后双相钢表现出低的屈服强度这一特性，　　　　　　　　由于析出物极细小，位错线将切过粒子而不发生弯　　　　　曲，这样就明显减弱了原来的强化效果ｊ，因此经两　　　　　相区退火后双相钢的屈服强度较热轧时低。而第二　　　　　相马氏体的存在则赋予了双相钢高的抗拉强度和低　　的伸长率。　　　　　８００ＭＰａ冷轧热镀锌双相钢组织性能及其织构演变　４３　　　表２热轧与热镀锌退火后试样的力学性能对比　　　　　　　　　　　Ｔａｂｌｅ２Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｈｏｔｒｏｌｌｅｄａｎｄｈｏｔ　　　　ｄｉｐｇａｌｖａｎｉｚｅｄａｎｎｅａｌｅｄｓａｍｐｌｅｓ　　　　　　　　２．３热镀锌双相钢织构特征及其演变　　　　　　　　　　　　　　　　图６为双相钢热轧、冷轧及退火织构。一４５。的　　　　　　　　　　　　　ＯＤＦ截面图，图７为热轧、冷轧、退火后织构沿ａ和７　　　　　　　　取向线的取向密度变化对比。　一＼　　暑　２　Ｓｔｒａｉｎ　　　　图５热轧试样和热镀锌双相钢应力一应变曲线对比　　—　　　　　　　Ｆｉｇ．５Ｓｔｒｅｓｓｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅｓｏｆｈｏｔｒｏｌｌｅｄａｎｄｈｏｔ　　。　　　　ｄｉｐｇａｌｖａｎｉｚｅｄａｎｎｅａｌｅｄｓａｍｐｌｅｓ　　　　　≠—　　　图６双相钢热轧织构、冷轧织构及退火织构２４５。的０ＤＦ截面图　　　　（ａ）热轧（密度水平：１．０，２．０，３．０，４．０，４．５）；（ｂ）冷轧（密度水平：１．０，２．０，３．０，４．０，５．０，６．０，　　７．０，８．０，９．０，９．８）；（ｃ）退火（密度水平：１．０，２．０，３．０，４．０，５．０，６．０，７．０，８．０，８．２）　　　　　　　　　　　　　　　　　　Ｆｉｇ．６ＯＤＦ一４５。ｓｅｃｔｉｏｎｏｆｈｏｔｒｏｌｌｅｄｔｅｘｔｕｒｅ，ｃｏｌｄｒｏｌｌｅｄｔｅｘｔｕｒｅａｎｄａｎｎｅａｌｅｄｔｅｘｔｕｒｅｉｎＤＰｓｔｅｅｌ　　　　　（ａ）ｈｏｔｒｏｌｌｉｎｇ（ｄｅｎｓｉｔｙｌｅｖｅｌ：１．０，２．０，３．０，４．０，４．５）；（ｂ）ｃｏｌｄｒ０ｌｌｉｎｇ（ｄｅｎｓｉｔｙｌｅｖｅｌ：１．０，２．０，３．０，４．０，５．０，６．０　　７．０，８．０，９．０，９．８）；（ｃ）ａｎｎｅａｌｉｎｇ（ｄｅｎｓｉｔｙｌｅｖｅｌ：１．０，２．０，３．０，４．０，５．０，６．０，７．０，８．０，８．２）’　　　口　　Ｃ　Ｑ　岂　　．　０　　　　　００　　　　　　　　图７热轧、冷轧、退火后织构沿ａ和７取向线的取向密度变化　　（ａ）ａ取向线；（ｂ）７取向线　　　　—　　　　　　　　　　　　　　Ｆｉｇ．７Ｄｅｎｓｉｔｙｏｆａｆｉｂｅｒａｎｄ７一ｆｉｂｅｒｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｏｆｈｏｔｒｏｌｌｅｄ，ｃｏｌｄｒｏｌｌｅｄａｎｄａｎｎｅａｌｅｄｔｅｘｔｕｒｅｉｎＤＰｓｔｅｅｌ—　（ａ）ｄｆｉｂｅｒ；（ｂ）７一ｆｉｂｅｒ　　　　　　　　　　由于热轧过程中交替发生轧制变形和动态再结晶　　　　　　　　　　　　　　　过程，热轧织构类型比较复杂，并且密度都很微弱，但　　　　已经呈现出了纤维织构的雏形。热轧织构主要由许多　　　　　　　　　　　　　　　　密度较弱的织构组分构成，较强的织构组分为｛１ｌ１）　　　　　三ＩｓＩ１口Ｌ１０一苦ＩＪ０　４４　　　材料工程／２０１０年９期　　　（１１２）和｛ｌ１１｝（１１０）织构，所对应的取向分布函数值在　　　　　　　　　　　　　　　　３．４～４．５之间。有研究表明热轧织构的产生可能　与奥氏体区轧制变形机制和奥氏体向铁素体转变时的　　Ｋ－Ｓ取向关系有关，奥氏体向铁素体转变期间存在取　　∥∥　　向关系即（１ｉ－１）ａ（１１１）７，［１１１］ａ［１１０－］７，因此在　转变后的热轧织构中存在组分相对较强的｛１１１｝织构。　　　　　冷轧织构主要由｛１１２｝＜１１０＞，｛１１１）（１１０＞及｛００１）　　　　　（１１０）织构等典型的体心立方金属冷轧织构组成。　　　　　　　　　　最强组分在｛１１２｝＜１１０）取向附近，所对应的取向分布　　　　　　　　　　　函数值在９．８左右。ａ纤维织构从｛００１｝（１１０＞至　　｛１１１）（１１０＞及其取向附近的取向分布函数值均高于　　　　　　　４，从｛３３１）（１ｉ０＞取向附近至｛１１０）（１１０＞的取向分布函　　数值比较弱，小于１．５。７纤维织构所对应的取向分布　　　　函数值在７～８之间。冷轧织构与热轧织构相比，沿７　　　　　　　　　　　　线的取向分布函数变化均很小，基本上是一条水平直　　　　　　　　　　线，所不同的是冷轧织构密度要高于热轧织构；沿ａ线　的取向密度值的变化趋势虽然不完全相同，但也有相　　　　似之处，从｛００１｝（１１０）到｛１１２）＜１１０＞的变化趋势大致　相同，只是冷轧织构密度也同样要高于热轧织构密度。　　　　　　　　　　　　　由此可知，热轧织构的ａ纤维织构和丫纤维织构中一　　　　　　　　　　　　　　些稳定取向在冷轧变形中得以保留，并得到了进一步　的发展ｍ］。　　　　　　　　　　　热镀锌退火后，双相钢ａ织构密度并未明显减弱，　　　　　　　　　反而不利于深冲性能的｛００１｝（１１０）织构密度有较大程　　　　度的攀升，如图７（ａ）中圈中的部分所示。退火织构与　　　冷轧织构沿ａ线的取向密度值的变化趋势是相似的，　　都是在｛１１２）＜１１０＞及其取向附近取得最高值，且｛３３１）　＜１１０）到｛１１０）＜１１０）之间的取向密度值都比较小。不　　　　　　　　同的是，｛００１｝＜１１０＞到｛１１２）（１１０＞之间的取向密度值　　　　要高于冷轧织构；７纤维织构的取向密度值变化趋势　　　　　　　　与冷轧织构明显不同，从｛１１１｝（１１０）到｛ｌｌ１｝＜１１２＞取　　　向密度值波动很大，并在｛１１１）（１１２）处取得最高值，但　　　　　　　平均７纤维织构密度变化不大。　　　　　　　　　　　　　双相钢退火后纤维织构未得到更为显著的发　　　　　　　　　　　展，反而ａ纤维织构并未减弱，并且不利于深冲性能的　　　　　　　　　｛００１｝织构的进一步发展，这与两相区退火后快冷过程　　　中形成的马氏体有着较大的关系，马氏体颗粒的存在　　　　　　　阻碍了铁素体滑移系的开动，从而阻碍了有利织构　　　　　　　　　　　｛１１１）的发展，使得不利织构｛００１）得到一定程度的发　　　　　　　　　　　　展。同时，合金元素Ｃ和Ｍｎ也会阻碍退火过程中有　　　　　　　　　利织构｛１１１）的发展，这也可能是造成最终双相钢中不　利织构产生的一个原因。　　　　３结论　　　（１）本实验用钢经８２０￣Ｃ保温１４０ｓ模拟热镀锌退　　　　　　　　　　　火后，可以获得抗拉强度８１９ＭＰａ，伸长率为１７的综　　合力学性能良好的双相钢；退火后的显微组织为马氏　　　　　　体呈岛状分布于铁素体基体上，铁索体晶粒尺寸在　　　　　１．５～４ｍ之间，马氏体体积分数为３４左右。　　　（２）热轧织构类型复杂并且织构密度比较微弱，但　　　　已呈现出７纤维织构的雏形；冷轧后，ａ纤维织构和７　　　　　　　　　　纤维织构都得到显著增长，最大织构组分在｛１１２）　　　　　（１１０＞取向附近，所对应的密度值为９．８；热镀锌退火　　　　　　　　　　　　　　　　后双相钢的ａ织构密度并未明显减弱，不利于深冲性　　　　　能的｛００１）（１１０＞织构密度有较大程度的攀升，７纤维　　织构并未得到更为显著的发展。　（３）两相区退火后快冷过程中形成的马氏体颗粒　　　　　　阻碍了铁素体滑移系的开动，从而阻碍了有利织构　　｛１１１）的发展，使得不利织构｛００１）得到一定程度的发　　　　　　　　　　　　　　　　展；本实验用钢中存在的较高含量Ｃ，Ｍｎ元素，可能　　　　　　　　　　　是造成最终双相钢中不利织构产生的一个原因。　　　参考文献　　　　　　　　　　ｒ１］ＲｏＣＨＡＲＯ，ＭＥＬ０ＴＭＦ，ＰＥＲＥＬＯＭＡＥＶ．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ　　　　　　　　　　　ｅｖｏｌｕｔｉｏｎａｔｔｈｅｉｎｉｔｉａｌｓｔａｇｅｓｏｆｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓａｎｎｅａｌｉｎｇｏｆｃｏｌｄｒｏｌｌｅｄ—　　　　　　ｄｕａｌｐｈａｓｅｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２００５，—　　３９１：２９６３０４．　　　　［２］温东辉．金相组织对双相钢强度影响的研究［Ｊ］．上海金属，２００５，—　　２７（６）：５３５５．　　　　　　［３］马鸣图，吴宝榕．双相钢一物理和力学冶金［Ｍ］．北京：冶金工业　　出版社，２００９．１２６．　　　　　　［４］焦书军，张红，郑建平．冷轧热镀锌双相钢成分设计模型化的研究　—　［Ｊ］．宝钢技术，２００３，（５）：４３４７．　　　　　　　　［５］张学辉，毛卫民，朱国辉，等．汽车用冷轧超高强度双相钢的研发　—　与生产［Ｊ］．武钢技术，２００８，４６（３）：５４５７．　　　　　　　　［６］张继诚，符仁钰，张梅，等．相同成分ＤＰ钢和ＴＲＩＰ钢部分力学　　—　性能的比较［Ｊ］．热加工工艺，２００６，３５（２２）：１３１５．　　　　　　［７］ＳＨＩＭＦ，孙忠明．双相钢和低合金高强度钢成形性能的对比［Ｊ］．—　　２００２，（４）：１８２２．　　　　　　　　　　　［８］ＺＡＨＩＲＩＳＨ，ＢＹＯＮＳＭ，ＫＩＭＳ．Ｓｔａｔｉｃａｎｄｍｅｔａｄｙｎａｍｉｃｒｅ－　　　　　　　　ｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｏｆｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌｆｒｅｅｓｔｅｅｌｓｄｕｒｉｎｇｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ［Ｊ］．　—　　ＩＳＩＪＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２００４，４４（１Ｉ）：１９１８１９２３．　　　　　　　　［９］毛卫民．金属材料的晶体学织构与各向异性［Ｍ］．北京：科学出版　　社，２００２．４０．　　　　　　　　　　［１Ｏ］ＴＯＴＨＬＳ，ＪＯＮＡＳＪＪ，ＤＡＮＩＥＬＤ，ｅｔａ１．Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｏｆｆｅｒｒｉｔｅ　　　—　　—　—　ｒｏｌｌｉｎｇｔｅｘｔｕｒｅｓｉｎｌｏｗａｎｄｅｘｔｒａｌｏｗｃａｒｂｏｎｓｔｅｅｌｓ［Ｊ］．Ｍｅｔａｌｌｕｒ　　　—　　ｇｉｅａｌＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡ，１９９０，２１Ａ：２９８５３０００．　　　　基金项目：十一五国家科技支撑计划项目（２００６ＢＡＥ０３Ａ０６）；北京市科　　技计划资助项目（Ｉ）０７０１０３００７００７０１）　　——　　—　收稿日期：２００９０５０４；修订日期：２０１００３一ｌ１　　　　　作者简介：金光灿（１９８１一），女，博士研究生，从事汽车用钢方面研究工　　　　　　　　　作，联系地址：北京市海淀区学院路３ｏ号北京科技大学冶金工程研究—　院（１０００８３），Ｅｍａｉｌ：ｅｍｉｌｙ９２９＠１２６．ｃｏｍ