无论是从成本角度，还是从性能角度来看，高强度钢板是满足车身轻量化和碰撞安全性的较优材料。双相钢由于出色的强塑性匹配，在高强钢中占有非常重要的地位，其产销量在高强钢中的占比最高可达40%^[1]。随着汽车轻量化技术的不断发展，双相钢材质零件的结构日益复杂，成型方式也日渐多样化，除了传统的拉深、胀形外翻边、弯曲、扩孔都对双相钢的成型性能尤其是扩孔性能，提出了更高的要求^[2]。

扩孔性能通常以扩孔率为衡量指标，显微组织、力学性能和测试条件都会影响双相钢的扩孔率^[3-4]。如何获得扩孔性能优异的双相钢产品是近年来钢铁行业研究的热点和难点问题。有研究者在普通碳锰钢的基础之上，采用高Al的成分设计扩大两相区和提高马氏体转变开始温度，同时采用340~370 ℃的高温过时效处理改善马氏体形态和降低马氏体的硬度，从而获得扩孔率≥85%的600 MPa级冷轧双相钢^[5]。又有研究者通过加入0.02%~0.04%的Nb提高铁素体强度，同时采用高温退火得到低碳马氏体，从而降低铁素体和马氏体的两相硬度差，最终获得扩孔性能良好的600 MPa级热镀锌双相钢^[6]。

尽管国内外众多的科研机构、企业和学者在双相钢扩孔性能方面已经做了不少工作，但是具体到特定成分条件下的冷轧双相钢，退火工艺和扩孔性能之间的影响规律还鲜有报道。本文采用工业试制的方法制备了780 MPa级Nb-Ti微合金化双相钢，系统研究了退火工艺对扩孔率的影响规律。

1 实验原料和方法

实验钢为Nb-Ti微合金化双相钢轧硬卷，Nb+Ti的质量分数为0.06%。铸坯加热至1 250 ℃进行充分奥氏体化，出炉后轧至3.2 mm，终轧温度 > 880 ℃，保证中温卷取温度。酸洗后，冷轧至1.4 mm。实验设备为连续退火机组，开卷、焊接、清洗、干燥、退火、平整、切边、表面质量检查、涂油、卷取工序均集中在一条作业线上。

连退工艺参数的实验方案如表 1所列。首先，以带钢速度120 m/min、加热温度800 ℃、缓冷温度690 ℃、快冷温度300 ℃和过时效温度290 ℃的工艺进行退火生产；然后分别以加热温度、缓冷温度、快冷温度、过时效温度为单一变量开展对比实验，每个变量的调整幅度为±20 ℃。

实验结束以后，在每个钢卷的中部取3块100 mm×100 mm的矩形试样。采用冲孔的方式加工成ϕ10 mm的中心孔，在毛刺朝向和凸模运动方向一致的情况下进行扩孔实验。当发现试样孔缘开裂，停机取出试样，用如公式（1）计算扩孔率。每个钢卷的扩孔率取同一钢卷3块试样扩孔率的均值。采用光学显微镜（OM，德国ZEISS Axio Imager A2m）和扫描电镜（SEM，美国FEI Quanta 450）观察显微组织。

(1)

其中，λ为扩孔率，%；D_h为扩孔后的圆孔直径，mm；D₀为中心孔的原始直径，mm。

2 实验结果和分析 2.1 扩孔率检测结果

图 1为不同退火工艺下的扩孔率检测结果。在加热温度800 ℃、缓冷温度690 ℃、快冷温度300 ℃和过时效温度290 ℃的条件下，实验钢的扩孔率为29.4%。由图 1可知，对扩孔率的影响程度为：快冷温度 > 加热温度 > 过时效温度 > 缓冷温度。加热温度为820 ℃或快冷温度为320 ℃时，实验钢的扩孔率较佳，均不低于31%。

2.2 分析与讨论

与机械性能一样，扩孔性能的优劣也取决于双相钢的组织状态。在工业生产中，连续退火热处理的流程一般为预热→加热→均热→缓冷→快冷→过时效→终冷，预热、加热和均热期间主要发生铁素体回复、铁素体再结晶、珠光体的溶解和奥氏体的形成^[7]；缓冷期间发生奥氏体向铁素体的转变；快冷期间发生奥氏体向马氏体或贝氏体的转变；过时效期间则是对马氏体进行回火处理。通过控制加热和冷却参数可以调节双相钢的组织，包括硬相（马氏体和贝氏体）的结构、软相（铁素体）的结构以及软硬相的占比关系^[8]。

图 2为加热温度780 ℃时的金相组织。由于实验用钢含有0.06%（质量分数）的Nb+Ti，晶粒非常细小，只有少量的铁素体尺寸超过10 μm。虽然微合金元素Nb、Ti有强烈的延迟再结晶作用，但在780 ℃的温度下铁素体再结晶依然进行得比较充分。当加热温度由780 ℃提高至820 ℃时，再结晶程度亦不会有较大差异。对不同加热温度下实验钢的铁素体含量进行检测，每个试样检测3次取均值，结果如图 3所示。当加热温度在（800±20）℃区间变化时，铁素体含量差异很小，变化幅度小于1%。许多研究表明，冷轧双相钢中铁素体通常由原始铁素体和新生铁素体组成^[9-10]。加热温度越高，奥氏体含量也越高，即原始铁素体含量越少。由此不难推断，随着加热温度的提高，虽然铁素体含量变化很小，但其中的新生铁素体含量将显著增加。由于新生铁素体中碳含量比原始铁素体的碳含量高^[11]，因此，当新生铁素含量越多时，就会缩小软硬相间的硬度差，这有利于提升扩孔率。

对不同缓冷温度下实验钢的铁素体含量进行检测，每个试样检测3次取均值，结果如图 4所示。随着缓冷温度的提高，铁素体含量缓慢降低。由图 1（b）和图 4可知，当缓冷温度由670 ℃提高至710 ℃时，铁素体含量减少2.4%，扩孔率仅降低0.5%。因此，2%左右的铁素体含量变化对Nb-Ti微合金化双相钢扩孔率的影响很小。

许多研究指出^[12-14]：过时效过程中，马氏体会析出碳化物，马氏体晶格畸变减小，马氏体发生回火软化；另一方面，马氏体附近的铁素体由于马氏体相变的体积膨胀效应所导致的大量畸变位错也将发生回复和松弛，因此，双相钢的综合性能得到改善。显然，随着过时效温度的提高，双相钢的扩孔率也应相应提高。结果表明，过时效温度由270 ℃提高至310 ℃时，扩孔率仅小幅提升1.1%（见图 1（d））。图 5为过时效温度为310 ℃时实验钢的SEM图片，其中M为马氏体。马氏体形貌依然清晰，马氏体边界并没有明显的模糊化。由此可知，Nb-Ti微合金化双相钢中的马氏体具有较好的回火稳定性，这也是扩孔率没有显著变化的原因。

图 6为不同快冷温度下实验钢的SEM图片，其中B为贝氏体。由图 6可知，快冷温度由280 ℃升至320 ℃时，贝氏体明显增加。为了进一步对比贝氏体含量，进行了彩色金相检测，如图 7所示。其中浅蓝色为铁素体（F），白色为马氏体（M），深褐色为贝氏体（B）。经计算，快冷温度为280 ℃时贝氏体含量约为14.6%，快冷温度为320 ℃时贝氏体含量约为30.1%。快冷温度由280 ℃升至320 ℃时，贝氏体含量增加约1倍，扩孔率提高8.8%（见图 1（c））。快冷温度由280 ℃升至320 ℃时，平均快冷速率由49.7%降至44.8%，尽管快冷速率有所下降，但依然保持在较快水平。然而贝氏体含量的显著提高可能与快冷过程中快冷速率的非线性分布有关。21世纪以来，铁素体和马氏体的硬度差是影响双相钢扩孔性能的主要因素，此结论受到行业和学者的广泛认可^[5-6]。贝氏体的硬度介于铁素体和马氏体两者之间，能够促进铁素体和马氏体的协调变形能力，从而提高扩孔性能。在相同的带钢速度、加热温度和缓冷温度下，随着快冷温度的提高，虽然铁素体含量基本不变，但是贝氏体含量提升，马氏体含量降低，因此，实验钢的扩孔率显著提高。

3 结论

1）快冷温度和加热温度对实验钢的扩孔率影响较大。快冷温度越高，贝氏体越多，从而扩孔率显著提高；加热温度对铁素体总量的影响很小，扩孔率随着加热温度的升高而增大，这可能与新生铁素体的含量变化有关。

2）过时效温度和缓冷温度对实验钢的扩孔率影响较小。缓冷温度由670 ℃提高至710 ℃时，尽管铁素体总量减少2.4%，但是扩孔率变化很小；实验钢的马氏体具有较好的回火稳定性，过时效温度由270 ℃提高至310 ℃，扩孔率仅小幅提高，这与马氏体特征没有明显变化有关。