近年來(lái)，隨著中國(guó)新能源汽車產(chǎn)業(yè)競(jìng)爭(zhēng)優(yōu)勢(shì)的持續(xù)鞏固與擴(kuò)大，超高強(qiáng)度鋼的制造與應(yīng)用技術(shù)不斷取得突破，多種先進(jìn)高強(qiáng)鋼相繼問(wèn)世。其中，超高強(qiáng)雙相鋼因其生產(chǎn)工藝可控、生產(chǎn)成本較低以及強(qiáng)塑性匹配優(yōu)異，在汽車用鋼中占據(jù)核心地位，持續(xù)受到科研機(jī)構(gòu)的廣泛關(guān)注。鐵素體/貝氏體（Ｆ/Ｂ）雙相鋼不僅具備良好的沖壓成形性能，還兼具優(yōu)異的延展性、擴(kuò)孔性能與折彎性能，展現(xiàn)出廣闊的應(yīng)用前景。
然而，吉帕級(jí)Ｆ/Ｂ雙相鋼仍面臨若干技術(shù)挑戰(zhàn)。首先，新能源汽車輕量化趨勢(shì)對(duì)薄規(guī)格吉帕級(jí)以上Ｆ/Ｂ雙相鋼產(chǎn)品提出更高要求。目前公開研究多集中于不同強(qiáng)度級(jí)別的熱軋產(chǎn)品，涉及工藝方法、制造路線及試驗(yàn)方案的探討。熱軋產(chǎn)品厚度通常大于1.8mm，尤其是吉帕級(jí)及以上強(qiáng)度級(jí)別的產(chǎn)品多超過(guò)2.0高強(qiáng)度、優(yōu)良擴(kuò)孔成形性及良好強(qiáng)塑性匹配的Ｆ/Ｂ雙相鋼產(chǎn)品?，F(xiàn)有研究中有少量冷軋-熱處理產(chǎn)品技術(shù)方案的闡述和分析，但制造工藝較為復(fù)雜，且不能涵蓋強(qiáng)度高、擴(kuò)孔成形性好、強(qiáng)塑性匹配優(yōu)的綜合力學(xué)性能評(píng)價(jià)。
為此，本文通過(guò)不同工藝設(shè)計(jì)制備了2種冷軋薄規(guī)格鐵素體/貝氏體雙相鋼，分析其微觀組織形貌特征及其對(duì)強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率與擴(kuò)孔性能等力學(xué)性能產(chǎn)生的影響，以期為超高強(qiáng)Ｆ/Ｂ雙相鋼的工藝設(shè)計(jì)與綜合性能提升提供參考。
1 試驗(yàn)材料及方法
1.1 試驗(yàn)材料
本次試驗(yàn)采用C-Mn-Si-Al-Cr系雙相鋼成分體系，在Fe-0.19C-2.6Mn-0.7Si-0.8Al－0.4Cr（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）基礎(chǔ)成分中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%的鉬和0.04%的鈮，經(jīng)真空感應(yīng)爐冶煉制備成50kg鋼錠，其實(shí)際化學(xué)成分見表1。將鋼錠加熱至1250℃保溫45min后鍛造，并切割為60mm（厚）×100mm（寬）×150mm（長(zhǎng)）的鍛坯。隨后，將鍛坯重新加熱至1230℃并保溫60min進(jìn)行均質(zhì)化處理，采用φ750mm×550mm二輥可逆熱軋?jiān)囼?yàn)機(jī)組將其軋制成2.5mm厚熱軋板，總壓下率約為95.8%，其中開軋溫度1190℃，終軋溫度895℃。軋后鋼板空冷至600℃，隨后移入600℃箱式保溫爐中隨爐冷卻至室溫，以模擬熱軋卷取及緩冷工藝。最后對(duì)熱軋板進(jìn)行酸洗去除表面氧化物，經(jīng)多道次冷軋至1.2mm厚度，冷軋總壓下率為52%，獲得用于后續(xù)連續(xù)退火試驗(yàn)的材料。
1.2 試驗(yàn)方法
本次連續(xù)退火模擬試驗(yàn)采用普銳特公司（奧地利）設(shè)計(jì)制造的Primetals Technologies Austria Gmb H型多功能連續(xù)退火模擬試驗(yàn)機(jī)。從所制備的冷軋鋼板上沿軋制方向截取150mm（寬度）×450mm（長(zhǎng)度）試樣，開展不同工藝設(shè)計(jì)的連續(xù)退火模擬試驗(yàn)，其中450ｍｍ（長(zhǎng)度）方向?yàn)槠叫杏谲堉品较颉Ｊ紫?，依?jù)文獻(xiàn)所述方法，測(cè)定試驗(yàn)材料膨脹量隨溫度升高的變化曲線，并采用Origin Pro 8.5軟件分析試驗(yàn)數(shù)據(jù)，試驗(yàn)材料的膨脹量-溫度曲線如圖1所示，獲得臨界相變溫度Ac1和Ac3分別為768℃和875℃?；谏鲜雠R界溫度，進(jìn)一步計(jì)算連續(xù)退火工藝中（γ＋α）兩相區(qū)退火模擬溫度。退火溫度通過(guò)調(diào)控再結(jié)晶奧氏體與鐵素體兩相比例，進(jìn)而影響鐵素體/貝氏體雙相鋼最終微觀組織中各相組織的比例，本試驗(yàn)將其設(shè)定在［（Ac1＋Ac3）／2±5］℃范圍內(nèi)，具體為將加工好的試樣加熱到（γ＋α）兩相區(qū)，溫度825℃，保溫90s。
退火保溫完成后，分別采用2種工藝路徑進(jìn)行控制冷卻。工藝Ｉ為得到F／GB雙相鋼，即微觀組織由Ｆ（鐵素體）和第二相GB（粒狀貝氏體）組織所組成的高強(qiáng)鐵素體／貝氏體雙相鋼，先將試樣緩冷至鐵素體形核溫度（695℃），隨后以約35℃/ｓ的速率快速冷卻至閃冷溫度430℃。而工藝ＩＩ為得到F/BF雙相鋼，即微觀組織由Ｆ（鐵素體）和ＢＦ（貝氏體鐵素體）組織所組成的高強(qiáng)鐵素體／貝氏體雙相鋼，直接將試樣快速冷卻至閃冷溫度。此外，工藝Ｉ和工藝ＩＩ的過(guò)時(shí)效溫度分別設(shè)定為420、340℃。2種工藝的連續(xù)退火模擬關(guān)鍵工藝控制參數(shù)見表2。
1.3 組織和性能檢測(cè)及分析方法
按照如下方法，從1.2節(jié)所述退火鋼板上取樣進(jìn)行組織和性能的檢測(cè)及分析。
1）力學(xué)性能檢測(cè)方法。從退火板上沿軋制方向取樣，并根據(jù)GB/T 228.1—2021《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》的標(biāo)準(zhǔn)要求，加工成標(biāo)距為50ｍｍ 的拉伸試樣，在電子拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，用于檢測(cè)試驗(yàn)材料的屈服強(qiáng)度Rp0.2、抗拉強(qiáng)度Ｒｍ和斷后伸長(zhǎng)率A50；根據(jù)GB/T15825.４—2008《金屬薄板成形性能與試驗(yàn)方法第４部分：擴(kuò)孔試驗(yàn)》的標(biāo)準(zhǔn)要求，加工成150mm（長(zhǎng)度）×150mm（寬度）的樣片，在成形試驗(yàn)機(jī)上檢測(cè)試驗(yàn)材料的擴(kuò)孔性能，然后通過(guò)式（1）計(jì)算擴(kuò)孔率λ。
式中：Ｄ0為試樣上沖制圓孔的原始直徑，mm；Ｄh為試樣在擴(kuò)孔過(guò)程中孔緣（豎緣）發(fā)生開裂時(shí)的圓孔直徑。
2）微觀組織形貌分析采用以下方法。從退火板上沿垂直于軋制方向截取試樣，經(jīng)鑲嵌、研磨拋光后，采用體積分?jǐn)?shù)為4％的硝酸酒精溶液對(duì)拋光面腐蝕8～12s，隨后使用掃描電鏡觀察鐵素體／貝氏體雙相鋼的微觀組織形貌。隨機(jī)選取5幅SEM圖像，通過(guò)Image J軟件統(tǒng)計(jì)鐵素體及“貝氏體＋殘留奧氏體”組織的體積分?jǐn)?shù)，并采用截點(diǎn)法計(jì)算各相的平均晶粒尺寸。使用場(chǎng)發(fā)射電子探針?lè)治鰞x觀察微區(qū)面掃描形貌及碳元素分布；通過(guò)透射電鏡觀察各組成相及基體位錯(cuò)的微觀形貌特征；采用Ｘ射線衍射儀對(duì)殘留奧氏體進(jìn)行定量分析，并依據(jù)式（2）計(jì)算其體積分?jǐn)?shù)Ｖγ。
式中：Ｉγ為（200）γ、（220）γ和（311）γ衍射峰的平均積分強(qiáng)度；Ｉα為（200）α和（211）α衍射峰的平均積分強(qiáng)度。
2 試驗(yàn)結(jié)果與討論
2.1 微觀組織形貌分析
采用不同工藝設(shè)計(jì)制備了F/GB與Ｆ/BF兩類鐵素體／貝氏體雙相鋼。經(jīng)４%硝酸酒精溶液腐蝕后，不同相組織在掃描電鏡二次電子成像中呈現(xiàn)差異化的襯度與形貌，其中，鐵素體（Ｆ）相呈灰黑色下凹狀，而粒狀貝氏體（GB）與貝氏體鐵素體（BF）相均呈現(xiàn)浮凸特征，其SEM微觀組織形貌如圖2所示。工藝Ｉ所獲Ｆ/GB雙相鋼中，GB相體積分?jǐn)?shù)約占63％（表3）；鐵素體相體積分?jǐn)?shù)為26％，包含再結(jié)晶鐵素體（F1）與先共析鐵素體（F2）2種形態(tài)，其中先共析鐵素體晶粒較為細(xì)小，如圖2（ａ）所示。工藝ＩＩ制備的F/BF雙相鋼中，BF相體積分?jǐn)?shù)約為64%，鐵素體相體積分?jǐn)?shù)為17%，均為再結(jié)晶鐵素體（F1），形貌如圖2（b）所示。
在試樣加熱至（γ＋α）兩相區(qū)退火溫度825℃的過(guò)程中，隨著溫度升高超過(guò)Ac1點(diǎn)（768℃），奧氏體在具備足夠形核驅(qū)動(dòng)力時(shí)開始形核，并逐漸向原鐵素體晶粒內(nèi)擴(kuò)展。由于碳、錳等合金元素在體心立方結(jié)構(gòu)（BCC）與面心立方結(jié)構(gòu)（FCC）相中溶解度的差異，BCC相中的碳等合金元素會(huì)向FCC相（即γ相）擴(kuò)散并富集，從而持續(xù)提升奧氏體的熱力學(xué)穩(wěn)定性與淬透性。隨著退火保溫時(shí)間延長(zhǎng)，再結(jié)晶γ相的體積分?jǐn)?shù)逐漸增加，其內(nèi)部合金元素的平均含量相應(yīng)降低。保溫至90s后，組織由奧氏體與再結(jié)晶鐵素體（Ｆ1）兩相組成，此時(shí)相界面兩側(cè)的碳等固溶原子濃度趨于準(zhǔn)平衡狀態(tài)，標(biāo)志著未相變γ相完成了第1次碳富集過(guò)程。
在工藝Ｉ中，退火保溫后以５℃/ｓ的速率緩慢冷卻至695℃期間，先共析鐵素體（F2）沿再結(jié)晶γ晶界析出并長(zhǎng)大，相界面向γ晶粒內(nèi)部遷移。伴隨F2的形核與生長(zhǎng)，碳原子向未相變γ區(qū)域發(fā)生長(zhǎng)程擴(kuò)散，完成未相變γ相的第2次碳富集過(guò)程。
隨后在420℃保溫560s期間，γ→GB相組織的轉(zhuǎn)變則是遵循切變型和擴(kuò)散型２種耦合相變機(jī)制模型。一方面，不規(guī)則的準(zhǔn)多邊形鐵素體基體作為GB相組成部分，是遵循切變型共格的特征進(jìn)行形核及長(zhǎng)大；另一方面，較高的貝氏體區(qū)等溫溫度使碳原子具備較強(qiáng)擴(kuò)散能力，推動(dòng)未相變γ相完成第3次碳富集，并促使貝氏體以再結(jié)晶γ晶粒為基礎(chǔ)沿分枝狀方向生長(zhǎng)。隨著等溫時(shí)間延長(zhǎng)，塊狀γ晶粒內(nèi)形成形態(tài)各異的不規(guī)則亞結(jié)構(gòu)。通過(guò)場(chǎng)發(fā)射電子探針（EPMA）分析工藝Ｉ所得F/GB雙相鋼中GB晶粒內(nèi)部的微區(qū)形貌及碳元素分布如圖3所示，證實(shí)碳元素在F與GB兩相中分布特征符合上述分析，Ｆ相及GB的鐵素體基體中碳含量極低，而GB晶粒內(nèi)不規(guī)則亞結(jié)構(gòu)（尤其是殘留奧氏體）中碳元素顯著富集。
鐵素體/貝氏體雙相鋼的透射電子顯微鏡（TEM）微觀組織形貌如圖4所示。TEM觀察表明，作為GB相組成部分的準(zhǔn)多邊形鐵素體基體被無(wú)序分布的第二相亞結(jié)構(gòu)分割，呈不規(guī)則島狀或粒狀形態(tài)，如圖4（ａ）和（ｂ）所示。該形貌源于γ→α相變過(guò)程中，Ｆ相與母相保持K-S關(guān)系形核長(zhǎng)大，在晶界處生長(zhǎng)受阻；同時(shí)，過(guò)飽和碳原子向相鄰未相變γ區(qū)擴(kuò)散，引發(fā)晶界遷移，最終形成不規(guī)則富碳γ島狀組織，標(biāo)志著GB組織第1階段相變的完成。在后續(xù)冷卻過(guò)程中，GB組織發(fā)生第２階段相變，部分富碳γ島狀組織轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體（M）相，而約11％體積分?jǐn)?shù)的殘留奧氏體因穩(wěn)定性較高得以保留至室溫。依據(jù)文獻(xiàn)方法，通過(guò)透射電鏡可進(jìn)一步觀察殘留奧氏體的分布與形貌特征。塊狀殘留奧氏體的TEM表征如圖5所示，圖5（ａ）和（b）分別為沿［110］晶帶軸入射的明場(chǎng)像與暗場(chǎng)像，圖5（c）為對(duì)應(yīng)選區(qū)衍射斑及其標(biāo)定結(jié)果，證實(shí)GB相組織中存在的部分塊狀組織為面心立方結(jié)構(gòu)的殘留奧氏體。
與工藝Ⅰ不同，工藝Ⅱ在退火保溫后直接快速冷卻至350℃，過(guò)冷度顯著增大，提高了未相變γ與貝氏體之間的自由能差，從而大幅增強(qiáng)貝氏體相變驅(qū)動(dòng)力，有利于貝氏體鐵素體（BF）的形核與長(zhǎng)大。BF組織的相變也包含切變型和擴(kuò)散型2種耦合相變機(jī)制模型，相變初期，BF以馬氏體型切變方式沿再結(jié)晶γ晶界形核并長(zhǎng)大；板條束形成后，在過(guò)時(shí)效溫度340℃等溫560s的過(guò)程中，板條內(nèi)過(guò)飽和碳原子持續(xù)向相鄰未相變γ區(qū)擴(kuò)散，進(jìn)一步提升其碳富集程度，完成未相變γ相的第2次碳富集過(guò)程，最終形成體積分?jǐn)?shù)為19％的片層狀富碳?xì)埩魥W氏體。相較于F/BF雙相鋼，F(xiàn)/GB雙相鋼在熱處理過(guò)程中僅經(jīng)歷2次碳富集。通過(guò)場(chǎng)發(fā)射電子探針?lè)治龉に嚕桑伤肍/BF雙相鋼的微區(qū)形貌及碳元素分布如圖6所示，證實(shí)碳元素在兩相中分布符合上述規(guī)律，即F相中碳含量極低，而片層狀殘留奧氏體中碳元素顯著富集。
在340℃貝氏體相變等溫過(guò)程中，貝氏體形核后以板條形態(tài)進(jìn)行伸長(zhǎng)與粗化，其中伸長(zhǎng)速度較快，橫向粗化速度較緩。單一板條沿再結(jié)晶γ相的｛111}晶面相互平行地向晶內(nèi)特定方向生長(zhǎng)，通常不跨越晶界，并與母相γ保持K-S或N-W關(guān)系。通過(guò)TEM對(duì)BF相組織進(jìn)一步分析（圖4（ｃ））顯示，貝氏體束中白色板條狀組織為BF相，厚度范圍為0.12～0.38μm；板條間黑色片層狀組織為殘留奧氏體，厚度介于45～170nm。進(jìn)一步觀察F/BF雙相鋼中片層狀殘留奧氏體的形貌與分布（圖7），其明場(chǎng)像與暗場(chǎng)像分別如圖7（ａ）和（b）所示。Ｂγ表示電子束沿［110］晶帶軸入射，圖7（ｂ）對(duì)應(yīng)選區(qū)的衍射斑及標(biāo)定結(jié)果如圖7（ｃ）所示，證實(shí)BF相組織中的片層狀結(jié)構(gòu)為面心立方殘留奧氏體。
2.2 力學(xué)性能分析
如2.1節(jié)所述，不同制備工藝使F/GB與F/BF2種鐵素體/貝氏體雙相鋼呈現(xiàn)顯著差異的微觀組織，進(jìn)而導(dǎo)致其在拉伸與擴(kuò)孔變形中表現(xiàn)出截然不同的力學(xué)行為。力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果見表4，2種鋼在靜態(tài)拉伸過(guò)程中的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖8所示。
F/GB雙相鋼的拉伸曲線呈連續(xù)屈服特征，無(wú)明顯屈服點(diǎn)或屈服點(diǎn)延伸，其屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度分別為612、1016MPa，屈強(qiáng)比為0.602，斷后伸長(zhǎng)率為18.6％，表現(xiàn)出低屈強(qiáng)比與高延展性特點(diǎn)。F/BF雙相鋼在塑性變形階段出現(xiàn)輕微鋸齒波動(dòng)，可能與片層狀殘留奧氏體發(fā)生不連續(xù)的相變誘發(fā)塑性（TRIP）效應(yīng)有關(guān)，其屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度分別為1108、1305MPa，屈強(qiáng)比為0.849，強(qiáng)塑積達(dá)21.8Gpa％，兼具高屈強(qiáng)比與優(yōu)異的強(qiáng)塑性匹配；同時(shí)該鋼展現(xiàn)出優(yōu)良的擴(kuò)孔性能，擴(kuò)孔率λ為24％。
F/GB雙相鋼在靜態(tài)拉伸試驗(yàn)過(guò)程中，在外加應(yīng)力作用下發(fā)生塑性變形，其微觀變形機(jī)制可分為3個(gè)階段。第1階段為初始塑性變形階段，發(fā)生在軟相F（包括F1和F2）組織中。F／GB雙相鋼基體中的位錯(cuò)特征如圖9所示，由于F1相中存在一定量的位錯(cuò)，如圖9（ａ）所示，在外加應(yīng)力作用下，位錯(cuò)滑移系啟動(dòng)，同時(shí)不同形態(tài)位錯(cuò)間產(chǎn)生相互交割作用并大量增殖，從而完成該階段的塑性變形。第2階段為均勻塑性變形階段，發(fā)生在GB相組織中。GB相中的鐵素體基體首先發(fā)生變形，由于鐵素體基體中存在相對(duì)較高密度的位錯(cuò)，如圖9（b）所示，隨著外應(yīng)力的增加，位錯(cuò)發(fā)生滑移并相互交割和纏結(jié)；當(dāng)遇到形狀不規(guī)則的第二相硬質(zhì)粒子時(shí)無(wú)法直接切過(guò)，只能繞過(guò)或在其周圍塞積，在宏觀上表現(xiàn)為強(qiáng)度的顯著提升。第3階段為頸縮與斷裂階段。在外加應(yīng)力作用下產(chǎn)生的位錯(cuò)塞積會(huì)導(dǎo)致局部應(yīng)力集中，當(dāng)局部集中應(yīng)力超過(guò)硬質(zhì)粒子的斷裂強(qiáng)度或與基體Ｆ相界面的結(jié)合強(qiáng)度時(shí)，會(huì)產(chǎn)生微孔洞。隨著外加應(yīng)力的持續(xù)增加，微孔洞長(zhǎng)大并與相鄰微孔洞聚合，直至材料產(chǎn)生頸縮并最終斷裂，即微孔聚合型斷裂。
F/BF雙相鋼基體中的位錯(cuò)特征如圖10所示。F/BF雙相鋼在拉伸變形過(guò)程中的微觀機(jī)制與F/GB雙相鋼不同，可分為４個(gè)階段。第1階段為初始塑性變形，集中于軟相F1組織。與F/GB雙相鋼相比，F(xiàn)1相中存在更高密度的位錯(cuò)（圖10（ａ）），尤其在晶界附近位錯(cuò)分布密集。變形過(guò)程中，除位錯(cuò)間相互纏結(jié)外，位錯(cuò)與晶界間相互作用進(jìn)一步增強(qiáng)，共同提升材料的屈服強(qiáng)度。第2階段為均勻塑性變形，主要發(fā)生在BF相組織中。BF相通過(guò)切變機(jī)制形成時(shí)誘發(fā)形狀應(yīng)變，與母相γ之間產(chǎn)生塑性協(xié)調(diào)，引入高密度位錯(cuò)（圖10（ｂ））。這些位錯(cuò)相互纏結(jié)形成復(fù)雜的胞狀結(jié)構(gòu)，在較低應(yīng)力下即可啟動(dòng)滑移。由于BF板條厚度極為細(xì)?。?.12～0.38μｍ，圖7），顯著阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致位錯(cuò)在界面處塞積，從而使強(qiáng)度急劇升高，屈服強(qiáng)度達(dá)1108%體積分?jǐn)?shù)的片層狀殘留奧氏體，當(dāng)外加應(yīng)力達(dá)到臨界值時(shí)誘發(fā)馬氏體相變，有效釋放局部應(yīng)力集中，延緩頸縮形成。此外，板條組織對(duì)殘留奧氏體產(chǎn)生“應(yīng)力屏蔽”效應(yīng)，進(jìn)一步提升其力學(xué)穩(wěn)定性，使TRIP效應(yīng)持續(xù)發(fā)揮作用，此為F/BF雙相鋼實(shí)現(xiàn)21.8GPa·％高強(qiáng)塑積的關(guān)鍵原因。第4階段為頸縮與斷裂。位錯(cuò)在相界面塞積引發(fā)局部應(yīng)力集中，成為微裂紋形核的主要驅(qū)動(dòng)力。隨著外加作用力的持續(xù)增加，裂紋擴(kuò)展并長(zhǎng)大，最終導(dǎo)致材料頸縮直至斷裂。
需要特別指出的是，擴(kuò)孔率是超高強(qiáng)鋼在成形過(guò)程中、邊緣延展性和孔緣局部抗開裂能力的重要評(píng)價(jià)指標(biāo)。工藝ＩＩ制備的F/BF雙相鋼具有更為優(yōu)良的擴(kuò)孔性能，擴(kuò)孔率λ 達(dá)到24％。究其原因，首先是因?yàn)樵跀U(kuò)孔變形過(guò)程中，隨著環(huán)向拉應(yīng)力的增加，BF組織中的高密度位錯(cuò)相互作用，并在界面處塞積，產(chǎn)生顯著的加工硬化，而亞微米級(jí)別的板條有效抑制位錯(cuò)自由程，且增加運(yùn)動(dòng)路徑的曲折度，在宏觀上表現(xiàn)為抗擴(kuò)孔變形能力的增加。其次，孔緣高應(yīng)力區(qū)域存在的片層狀殘留奧氏體（45～170nm）可漸進(jìn)式發(fā)生TRIP效應(yīng)，這是獲得優(yōu)良擴(kuò)孔性能的關(guān)鍵所在，該過(guò)程中包含以下3種變形作用機(jī)制：
1）應(yīng)力弛豫作用機(jī)制，即在應(yīng)變誘導(dǎo)作用下，γ→Ｍ相變過(guò)程需要消耗能量，可以緩解局部應(yīng)力集中，從而有效延緩微裂紋的萌生；
2）體積膨脹作用機(jī)制，這是由于當(dāng)具有面心立方FCC結(jié)構(gòu)的γ相轉(zhuǎn)變?yōu)榫哂畜w心立方BCC結(jié)構(gòu)的M相，其相變過(guò)程伴隨著體積膨脹，使得周圍組織產(chǎn)生壓應(yīng)力，有助于微裂紋的閉合；
3）加工硬化作用機(jī)制，具體分析為，相變得到的硬相M可有效抑制位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致局部加工硬化提高，有利于應(yīng)變分布均勻化，可延緩擴(kuò)孔變形中頸縮的發(fā)生。綜上所述，在應(yīng)力弛豫、體積膨脹以及加工硬化3種機(jī)制作用下，F(xiàn)/BF雙相鋼具有了更為優(yōu)良的擴(kuò)孔性能。
3 結(jié)論
1）F/GB雙相鋼微觀組織由體積分?jǐn)?shù)為63％的粒狀貝氏體、26％的再結(jié)晶鐵素體＋先共析鐵素體以及11％的塊狀殘留奧氏體組成；其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為612、1016MPa，并具有低屈強(qiáng)比、高延展性的特點(diǎn)，分別為0.602和18.6％。
2）F/BF雙相鋼的微觀組織由體積分?jǐn)?shù)為64％的板條狀貝氏體鐵素體、17％的再結(jié)晶鐵素體及19％的片層狀富碳?xì)埩魥W氏體組成，其屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度分別為1108、1305 MPa，屈強(qiáng)比為0.849，強(qiáng)塑積達(dá)21.8GPa·％，表現(xiàn)出高屈強(qiáng)比與高強(qiáng)塑性匹配的特征。
3）F/BF雙相鋼中貝氏體鐵素體板條寬度為0.12～0.38μｍ，片層狀殘留奧氏體組織厚度為45～170nm。在擴(kuò)孔變形過(guò)程中，隨著環(huán)向拉應(yīng)力的增加，殘留奧氏體發(fā)生漸進(jìn)式TRIP效應(yīng)，應(yīng)力弛豫、體積膨脹及加工硬化3種機(jī)制的協(xié)同作用，使其表現(xiàn)出更優(yōu)異的擴(kuò)孔性能，擴(kuò)孔率λ達(dá)到24％。
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