工程科学学报，第38卷，第4期：515521,2016年4月 Chinese Journal of Engineering,Vol.38,No.4:515-521,April 2016 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2016.04.010:http://journals.ustb.edu.cn SAF2205双相不锈钢织构与冲压特性 陈雨来”，荀晓晨”，李静媛)区 1)北京科技大学治金工程研究院，北京1000832)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，Email:lijy@ustb..cdu.cn 摘要研究SAF2205双相不锈钢冷轧退火板的冲压特性以及冷轧和退火织构对其冲压性能的影响.实验钢冷轧退火板表 现出较差的深冲性能和明显的45°制耳，其r平均值和△r值分别为0.7和-0.27，这主要与其在冷轧及退火后形成的织构有 关.0DF图显示，退火后SAF2205双相不锈钢中铁素体相未形成y纤维再结晶织构，仍然为分散的α纤维织构.实验钢中铁 素体相的织构强度明显高于奥氏体相，其对钢板成形性的影响更显著，即其各种110〉退火织构组分均不利于实验钢，平均 值的提高，并且使得△r<0.此外，奥氏体相的{11G〈001〉织构也对钢板成形性能产生一定程度的影响. 关键词不锈钢：织构：冲压：成形性；制耳 分类号TG142.71 Texture and stamping properties of SAF 2205 duplex stainless steel CHEN Yu-ai,XUN Xiao-chen,LI Jing-yuan? 1)Metallurgical Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:lijy@ustb.edu.cn ABSTRACT The effects of cold rolling and annealing texture on the drawability of SAF 2205 duplex stainless steel were investiga- ted.It is found that the deep drawability of SAF 2205 duplex stainless steel is poor with an average r value of 0.7 and the earing ap- pears at 45 with a Ar value of-0.27,which is related with the texture formed during cold rolling and annealing.ODF results show that no y fiber recrystallization texture forms in ferritic phase and the scattered o fiber texture still remains after annealing.Moreover, the ferritic texture exhibits a higher intensity than the austenitic one,thus it has more significant effect on the formability of the tested steel.It means that various components of the (110)texture cause low average r values and make Ar<0.Furthermore,the (110} (001)texture of austenite exerts some effect on the formability of the sheet. KEY WORDS stainless steel;texture;stamping:formability:earing 双相不锈钢兼具铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢性 工艺，铁素体不锈钢的r值可达到1.7左右，且具有较 能的优点，耐腐蚀性能和力学性能优异，但其塑性变形 低的板平面各向异性指数△r值，约为0.1左右P- 能力较差.有关板料成形性能及机理方面的研究还不 对于奥氏体不锈钢而言，由于塑性好，具有优良的板成 够深入.文献]表明，冲压成形性能与变形和热处理形性，许多文献也对其在变形过程中的织构演变 过程中形成的织构密切相关.对于单相铁素体钢来 做了深入细致的分析 说，衡量薄板深冲性能的塑性应变比值与平行于板 对于双相不锈钢而言，由于冷轧时奥氏体相和铁 面的γ纤维织构的强度有着紧密的对应关系，即γ纤 素体相的晶体结构差异及相互影响，导致各相的形变 维织构的强度越高，其，值越大.通过合理的热处理 织构均不同于单相的铁素体和奥氏体钢.Akdut和Fo- 收稿日期：201503-26 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51174020：“十二五”国家科技支撑计划资助项目(2015AA03A502)
工程科学学报，第 38 卷，第 4 期: 515--521，2016 年 4 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 38，No． 4: 515--521，April 2016 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2016． 04． 010; http: / /journals． ustb． edu． cn SAF 2205 双相不锈钢织构与冲压特性 陈雨来1) ，荀晓晨1) ，李静媛2) 1) 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083 2) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 通信作者，E-mail: lijy@ ustb． edu． cn 摘 要 研究 SAF 2205 双相不锈钢冷轧退火板的冲压特性以及冷轧和退火织构对其冲压性能的影响． 实验钢冷轧退火板表 现出较差的深冲性能和明显的 45°制耳，其 r 平均值和 Δr 值分别为 0. 7 和 － 0. 27，这主要与其在冷轧及退火后形成的织构有 关． ODF 图显示，退火后 SAF 2205 双相不锈钢中铁素体相未形成 γ 纤维再结晶织构，仍然为分散的 α 纤维织构． 实验钢中铁 素体相的织构强度明显高于奥氏体相，其对钢板成形性的影响更显著，即其各种〈110〉退火织构组分均不利于实验钢 r 平均 值的提高，并且使得 Δr ＜ 0． 此外，奥氏体相的{ 110} 〈001〉织构也对钢板成形性能产生一定程度的影响． 关键词 不锈钢; 织构; 冲压; 成形性; 制耳 分类号 TG142. 71 Texture and stamping properties of SAF 2205 duplex stainless steel CHEN Yu-lai1) ，XUN Xiao-chen1) ，LI Jing-yuan2) 1) Metallurgical Engineering Ｒesearch Institute，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: lijy@ ustb． edu． cn ABSTＲACT The effects of cold rolling and annealing texture on the drawability of SAF 2205 duplex stainless steel were investigated． It is found that the deep drawability of SAF 2205 duplex stainless steel is poor with an average r value of 0. 7 and the earing appears at 45° with a Δr value of － 0. 27，which is related with the texture formed during cold rolling and annealing． ODF results show that no γ fiber recrystallization texture forms in ferritic phase and the scattered α fiber texture still remains after annealing． Moreover， the ferritic texture exhibits a higher intensity than the austenitic one，thus it has more significant effect on the formability of the tested steel． It means that various components of the〈110〉texture cause low average r values and make Δr ＜ 0． Furthermore，the { 110} 〈001〉texture of austenite exerts some effect on the formability of the sheet． KEY WOＲDS stainless steel; texture; stamping; formability; earing 收稿日期: 2015--03--26 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51174026) ; “十二五”国家科技支撑计划资助项目( 2015AA03A502) 双相不锈钢兼具铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢性 能的优点，耐腐蚀性能和力学性能优异，但其塑性变形 能力较差． 有关板料成形性能及机理方面的研究还不 够深入． 文献［1］表明，冲压成形性能与变形和热处理 过程中形成的织构密切相关． 对于单相铁素体钢来 说，衡量薄板深冲性能的塑性应变比 r 值与平行于板 面的 γ 纤维织构的强度有着紧密的对应关系，即 γ 纤 维织构的强度越高，其 r 值越大． 通过合理的热处理 工艺，铁素体不锈钢的 rm值可达到 1. 7 左右，且具有较 低的板平面各向异性指数 Δr 值，约为 0. 1 左右［2--3］． 对于奥氏体不锈钢而言，由于塑性好，具有优良的板成 形性，许多文献［4--6］也对其在变形过程中的织构演变 做了深入细致的分析． 对于双相不锈钢而言，由于冷轧时奥氏体相和铁 素体相的晶体结构差异及相互影响，导致各相的形变 织构均不同于单相的铁素体和奥氏体钢． Akdut 和 Fo-
·516 工程科学学报，第38卷，第4期 t团发现，镍含量较高的双相不锈钢冷轧后铁素体的 600扫描电子显微镜上的OM40O0EBSD系统对电解 各向异性更强，其主要是由{112}〈110)和{111} 抛光后的试样进行微观取向分析. uww〉组成，而奥氏体相的各向异性较弱，主要由Brass 将退火板材切割成Φ80mm的圆形试样，按照 {110112)和少量Goss(110(001〉织构组成.- GB/Tl5825.6一1995要求在Hydraulic Sheet Ductility Haq等圆也观察到在相同的材料中，在相同的冷轧条 Tester--BUP600万能试验机上进行锥杯试验和制耳试 件下，铁素体具有很强的α织构，奥氏体中则含有 验.计算冲压后锥杯口的最大外径和最小外径的算术 Copper和Brass织构.无论在冷轧还是退火过程中，织 平均值(CCV),通过以下公式计算锥杯率n来表征实 构的形成均具有一定的继承性和关联性.在双相不锈 验钢的冲压性能： 钢中，织构的形成演化机理及其对冲压成形性能影响 的研究还十分有限，亟需开展深入的研究 7=么-CCv (3) D。 本文以SAF2205双相不锈钢为实验材料，进行 式中，D,为试样直径 80%冷轧和退火之后，利用金相显微镜、X射线衍射 制耳率e按照以下公式计算： 仪、电子背散射等技术研究铁素体和奥氏体两相的织 e=业x100%. (4) 构演变规律，并就其对SAF2205双相不锈钢成形性的 h. 影响进行探讨. 式中，△h为平均制耳高度（平均制耳峰高与平均制耳 1实验过程 谷高之差)，五，为平均制耳谷高（拉深杯体口部所有制 耳谷高的算术平均值). 本实验所用材料为厚度1mm的SAF2205双相不 锈钢冷轧板，其相组成为铁素体和奥氏体，两者晶体结 2实验结果 构不同必然影响到冷轧过程中两者的晶体转动，不利 2.1板成形性能 于晶体转到具有高形变储能的取向，从而不利于退火 钢板的成形性能可用平均塑性应变比(：值)和平 后发生再结晶，形成再结晶织构，比如BCC金属典型 面各向异性系数（△r值）进行评价.「值越大，表明板 的γ纤维织构回，因此本实验选择较大冷轧压下量为 厚方向越不易减薄，板材越容易进行拉深成形，钢板的 80%,以提高晶体的转动.其化学成分如表1所示.冷 成形性能越好：△值越接近于零，板材制耳率越低，成 轧钢板经1100℃保温5min退火处理，然后水冷至室 材率越高.SAF2205冷轧板经1100℃退火5min后，r 温.按照GB5027一85，将退火板沿与轧向呈0°、45°和 值如表2所示.由表2可以看出，实验板材各方向的r 90°的方向制成标准拉伸试样，在CMT7000型微机控 值均偏低，平均值仅为0.7左右，表明其在冲压过程中 制电子万能试验机上进行拉伸试验，测量拉伸变形量 壁厚容易减薄，成形性能不佳.另外，在45°方向的rs 为15%时的塑性应变比值r,并通过下式计算平均塑 值高于0°和90°，表明在该方向易形成制耳 性应变比r和平面各向异性指数△r, 万=。+2s+0 表2SAF2205双相不锈钢冷轧退火板r值 (1) 4 Table 2 r values of the annealed SAF 2205 duplex stainless steel 4r=+"0-2rs 试样 r45 「m Ar (2) 2 1 0.46 0.83 0.65 0.70 -0.27 表1实验用SAF2205双相不锈钢化学成分（质量分数） 2 0.49 0.75 0.64 0.65 -0.18 Table 1 Chemical composition of the tested SAF 2205 duplex stainless 3 0.43 0.91 0.68 0.73 -0.36 steel Cr Ni Mo C N 锥杯试验是拉深与胀形的复合成形，获得的CCV 22.2 5.46 3.20 0.027 0.16 值与r值具有一定相关性.锥杯试验表明，实验钢破 裂时的杯口直径较大，深度较小.CCV值如表3所示. 切取冷轧和退火态试样，抛光后在10%草酸水溶 6组CCV值实验数据中最大为49.26mm,最小48.05 液中电解侵蚀，侵蚀电压为7V,时间为8~20s,然后 mm,平均值约48.59mm,其锥杯率为0.19，而IF钢的 在LeicaDM2500光学显微镜观察试样的金相显微组 锥杯率为0.27@，说明SAF2205双相不锈钢退火板 织.通过BRUKER D8 DISCOVER型X射线衍射仪测 的冲压性能较差. 量a相的(110)、(200)和(211)晶面，y相的(200)、 板材在杯突试验后产生波浪形的杯壁上沿，其凸 (220)和(311)晶面的不完整极图，并分别计算得到两 起处称为制耳.制耳的形成与平面各向异性△有关， 相的取向分布函数(ODF).采用安装在FEI Quanta △的数值愈大，板面内各向异性愈严重，则拉深件的
工程科学学报，第 38 卷，第 4 期 ct［7］发现，镍含量较高的双相不锈钢冷轧后铁素体的 各向 异 性 更 强，其 主 要 是 由 { 112} 〈110〉和 { 111 } 〈uvw〉组成，而奥氏体相的各向异性较弱，主要由 Brass { 110} 〈112〉和少量 Goss { 110} 〈001〉织构组成． UlHaq 等［8］也观察到在相同的材料中，在相同的冷轧条 件下，铁 素 体 具 有 很 强 的 α 织 构，奥 氏 体 中 则 含 有 Copper 和 Brass 织构． 无论在冷轧还是退火过程中，织 构的形成均具有一定的继承性和关联性． 在双相不锈 钢中，织构的形成演化机理及其对冲压成形性能影响 的研究还十分有限，亟需开展深入的研究． 本文以 SAF 2205 双相不锈钢为实验材料，进行 80% 冷轧和退火之后，利用金相显微镜、X 射线衍射 仪、电子背散射等技术研究铁素体和奥氏体两相的织 构演变规律，并就其对 SAF 2205 双相不锈钢成形性的 影响进行探讨． 1 实验过程 本实验所用材料为厚度 1 mm 的 SAF 2205 双相不 锈钢冷轧板，其相组成为铁素体和奥氏体，两者晶体结 构不同必然影响到冷轧过程中两者的晶体转动，不利 于晶体转到具有高形变储能的取向，从而不利于退火 后发生再结晶，形成再结晶织构，比如 BCC 金属典型 的 γ 纤维织构［9］，因此本实验选择较大冷轧压下量为 80% ，以提高晶体的转动． 其化学成分如表 1 所示． 冷 轧钢板经 1100 ℃保温 5 min 退火处理，然后水冷至室 温． 按照 GB5027—85，将退火板沿与轧向呈 0°、45°和 90°的方向制成标准拉伸试样，在 CMT 7000 型微机控 制电子万能试验机上进行拉伸试验，测量拉伸变形量 为 15% 时的塑性应变比值 r，并通过下式计算平均塑 性应变比 rm和平面各向异性指数 Δr， rm = r0 + 2r45 + r90 4 ． ( 1) Δr = r0 + r90 － 2r45 2 ． ( 2) 表 1 实验用 SAF 2205 双相不锈钢化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the tested SAF 2205 duplex stainless steel % Cr Ni Mo C N 22. 2 5. 46 3. 20 0. 027 0. 16 切取冷轧和退火态试样，抛光后在 10% 草酸水溶 液中电解侵蚀，侵蚀电压为 7 V，时间为 8 ～ 20 s，然后 在 LeicaDM2500 光学显微镜观察试样的金相显微组 织． 通过 BＲUKEＲ D8 DISCOVEＲ 型 X 射线衍射仪测 量 α 相的( 110) 、( 200) 和( 211) 晶面，γ 相的( 200) 、 ( 220) 和( 311) 晶面的不完整极图，并分别计算得到两 相的取向分布函数( ODF) ． 采用安装在 FEI Quanta 600 扫描电子显微镜上的 OIM 4000 EBSD 系统对电解 抛光后的试样进行微观取向分析． 将退火 板 材 切 割 成 80 mm 的 圆 形 试 样，按 照 GB / T15825. 6—1995 要 求 在 Hydraulic Sheet Ductility Tester--BUP600 万能试验机上进行锥杯试验和制耳试 验． 计算冲压后锥杯口的最大外径和最小外径的算术 平均值( CCV) ，通过以下公式计算锥杯率 η 来表征实 验钢的冲压性能: η = D0 － CCV D0 ． ( 3) 式中，D0为试样直径． 制耳率 e 按照以下公式计算: e = Δh hv × 100% ． ( 4) 式中，Δh为平均制耳高度( 平均制耳峰高与平均制耳 谷高之差) ，hv 为平均制耳谷高( 拉深杯体口部所有制 耳谷高的算术平均值) ． 2 实验结果 2. 1 板成形性能 钢板的成形性能可用平均塑性应变比( rm值) 和平 面各向异性系数( Δr 值) 进行评价． rm值越大，表明板 厚方向越不易减薄，板材越容易进行拉深成形，钢板的 成形性能越好; Δr 值越接近于零，板材制耳率越低，成 材率越高． SAF 2205 冷轧板经 1100 ℃ 退火 5 min 后，r 值如表 2 所示． 由表 2 可以看出，实验板材各方向的 r 值均偏低，平均值仅为 0. 7 左右，表明其在冲压过程中 壁厚容易减薄，成形性能不佳． 另外，在 45°方向的 r45 值高于 0°和 90°，表明在该方向易形成制耳． 表 2 SAF 2205 双相不锈钢冷轧退火板 r 值 Table 2 r values of the annealed SAF 2205 duplex stainless steel 试样 r0 r45 r90 rm Δr 1 0. 46 0. 83 0. 65 0. 70 － 0. 27 2 0. 49 0. 75 0. 64 0. 65 － 0. 18 3 0. 43 0. 91 0. 68 0. 73 － 0. 36 锥杯试验是拉深与胀形的复合成形，获得的 CCV 值与 r 值具有一定相关性． 锥杯试验表明，实验钢破 裂时的杯口直径较大，深度较小． CCV 值如表 3 所示． 6 组 CCV 值实验数据中最大为 49. 26 mm，最小 48. 05 mm，平均值约 48. 59 mm，其锥杯率为 0. 19，而 IF 钢的 锥杯率为 0. 27［10］，说明 SAF 2205 双相不锈钢退火板 的冲压性能较差． 板材在杯突试验后产生波浪形的杯壁上沿，其凸 起处称为制耳． 制耳的形成与平面各向异性 Δr 有关， Δr的数值愈大，板面内各向异性愈严重，则拉深件的 · 615 ·
陈雨来等：SAF2205双相不锈钢织构与冲压特性 517 表3实验板材的锥杯值 分别在冷轧和退火状态的织构及主要取向分布图.由 Table 3 Conical cup values (CCV)of the experimental sheet 图3(a)可知，铁素体相的冷轧织构以显著的α纤维织 mm 构为主，强点集中在(001)110]和(001)10]两个 试样 3 5 6 组分，强度分别为11.4和11.1.除此之外还含有微弱 锥杯值49.2648.6748.9348.1448.4648.05 的(332010]和(332)13]织构.退火之后，铁素体 相中没有形成典型的体心立方金属再结晶织构，即Y 边沿越不齐.如图1所示，杯突试验中SAF2205双相 纤维织构，即未形成{111}/ND取向织构.其织构依 不锈钢退火板的制耳出现在与轧向成45°处，且制耳 然以α纤维织构为主，但强度大幅度弱化，分散到不 率平均值达6.99%.而对于F钢来说，其制耳率较 低，为4.64%，在0°或90°形成制耳 同的织构组分中，织构强点转移到(115)10]取向， 强度为4.6（图3(c)).同时伴随有多个110）织构组 22 分，即(223)010]、(332)10]、(001)10]以及 21 20 (332)13]织构，其强度均约为2.0. 19 实验钢中奥氏体相的织构强度明显弱于铁素体 18 1上 相.如图3(b)所示，奥氏体相的冷轧织构为Bss类 17 o-3 型，包含(110)012]~(110)001]之间的取向，强点 16 15 集中在(110)012]，强度为6.6.退火之后，奥氏体相 90135180225270315360 ) 的织构强度降低，最大强度降为2.8，转移到(110) 图1实验深冲杯的制耳现象 010]取向上. Fig.1 Earing of the experimental drawn cups 3讨论 2.2显微组织 板材成形性能与其织构有密切关系.SAF2205双 图2(a)示出SAF2205双相不锈钢冷轧态的显微 相不锈钢板偏低的r值及45°制耳现象与其两相组织 组织.可以看出，在冷轧过程中晶粒沿着轧制方向被 及各自不同的织构有密切关系.奥氏体和铁素体两相 拉长.在双相不锈钢中，铁素体相的主要塑性变形机 共存，在变形和再结晶过程中相互影响、相互制约，因 制为多系滑移，位错在滑移过程中因交互作用而群集 此使得双相不锈钢的宏观性能和微观织构均明显不同 成高密度组态，形成稠密的位错墙和纤维带，使其经侵 于单相金属 蚀后在光学显微镜下呈现灰色.而奥氏体相由于层错 3.1SAF2205双相不锈钢板织构的演化过程 能较低，因此易于形成层错而阻止位错的交滑移和攀 冷轧织构与初始织构和冷轧压下量有关.本实验 移，使得奥氏体相在光学显微镜下观察呈白色.图2 钢初始态为热轧态.图5给出实验钢板热轧态铁素体 (b)是1100℃退火后的显微组织.可以看出，晶粒已 相和奥氏体相的织构. 经发生完全再结晶，纤维状变形组织变为等轴晶组织， 如图5所示，织构主要存在于铁素体相中，织构强 奥氏体呈岛状分布在铁素体基体上· 点集中在(001)010]取向和(001)10]取向，强度 2.3织构 分别为5.1和5.0.奥氏体相的织构强点在(001) 图3及图4给出实验钢板中铁素体相和奥氏体相 00]取向，其强度仅为1.9.可见，初始实验板材的 1004m 100μm 图2SAF2205双相不锈钢实验板材的金相.(a)冷轧：(b)退火 Fig.2 Metallographs of the SAF 2205 DSS test sheet:(a)cold rolling:(b)annealing
陈雨来等: SAF 2205 双相不锈钢织构与冲压特性 表 3 实验板材的锥杯值 Table 3 Conical cup values ( CCV) of the experimental sheet mm 试样 1 2 3 4 5 6 锥杯值 49. 26 48. 67 48. 93 48. 14 48. 46 48. 05 边沿越不齐． 如图 1 所示，杯突试验中 SAF 2205 双相 不锈钢退火板的制耳出现在与轧向成 45°处，且制耳 率平均值达 6. 99% ． 而对于 IF 钢来说，其制耳率较 低，为 4. 64% ，在 0°或 90°形成制耳［9］． 图 1 实验深冲杯的制耳现象 Fig． 1 Earing of the experimental drawn cups 2. 2 显微组织 图 2( a) 示出 SAF 2205 双相不锈钢冷轧态的显微 组织． 可以看出，在冷轧过程中晶粒沿着轧制方向被 拉长． 在双相不锈钢中，铁素体相的主要塑性变形机 制为多系滑移，位错在滑移过程中因交互作用而群集 成高密度组态，形成稠密的位错墙和纤维带，使其经侵 蚀后在光学显微镜下呈现灰色． 而奥氏体相由于层错 能较低，因此易于形成层错而阻止位错的交滑移和攀 移，使得奥氏体相在光学显微镜下观察呈白色． 图 2 ( b) 是 1100 ℃ 退火后的显微组织． 可以看出，晶粒已 经发生完全再结晶，纤维状变形组织变为等轴晶组织， 奥氏体呈岛状分布在铁素体基体上． 图 2 SAF 2205 双相不锈钢实验板材的金相． ( a) 冷轧; ( b) 退火 Fig． 2 Metallographs of the SAF 2205 DSS test sheet: ( a) cold rolling; ( b) annealing 2. 3 织构 图 3 及图 4 给出实验钢板中铁素体相和奥氏体相 分别在冷轧和退火状态的织构及主要取向分布图． 由 图 3( a) 可知，铁素体相的冷轧织构以显著的 α 纤维织 构为主，强点集中在( 001) ［1 10］和( 001) ［1 10］两个 组分，强度分别为 11. 4 和 11. 1． 除此之外还含有微弱 的( 332) ［1 10］和( 332) ［1 13］织构． 退火之后，铁素体 相中没有形成典型的体心立方金属再结晶织构，即 γ 纤维织构，即未形成{ 111} / /ND 取向织构． 其织构依 然以 α 纤维织构为主，但强度大幅度弱化，分散到不 同的织构组分中，织构强点转移到( 115) ［1 10］取向， 强度为 4. 6 ( 图 3( c) ) ． 同时伴随有多个〈110〉织构组 分，即( 223) ［1 10］、( 332) ［1 10］、( 001) ［1 10］以及 ( 332) ［1 13］织构，其强度均约为 2. 0． 实验钢中奥氏体相的织构强度明显弱于铁素体 相． 如图 3( b) 所示，奥氏体相的冷轧织构为 Brass 类 型，包含( 110) ［1 12］～ ( 110) ［001］之间的取向，强点 集中在( 110) ［1 12］，强度为 6. 6． 退火之后，奥氏体相 的织构 强 度 降 低，最 大 强 度 降 为 2. 8，转 移 到( 110 ) ［1 10］取向上． 3 讨论 板材成形性能与其织构有密切关系． SAF 2205 双 相不锈钢板偏低的 r 值及 45°制耳现象与其两相组织 及各自不同的织构有密切关系． 奥氏体和铁素体两相 共存，在变形和再结晶过程中相互影响、相互制约，因 此使得双相不锈钢的宏观性能和微观织构均明显不同 于单相金属． 3. 1 SAF 2205 双相不锈钢板织构的演化过程 冷轧织构与初始织构和冷轧压下量有关． 本实验 钢初始态为热轧态． 图 5 给出实验钢板热轧态铁素体 相和奥氏体相的织构． 如图 5 所示，织构主要存在于铁素体相中，织构强 点集中在( 001) ［1 10］取向和( 001) ［1 10］取向，强度 分别为 5. 1 和 5. 0． 奥 氏 体 相 的 织 构 强 点 在 ( 001 ) ［100］取向，其强度仅为 1. 9． 可见，初始实验板材的 · 715 ·
·518 工程科学学报，第38卷，第4期 (a 0 0 10 o01iio叶 10 20 001101 20 30 30 40 C40 轩维织构取向线 8507 60 60 70 70 畅 41012、 80 900i02030405060708090 p,9 900102030405060708090 p9 -1.62·3.284.956.61.827.9.94 1.30·2.70■4.09●5.48 e)0 (d)0 10 1150I0 10 20 20 30 30- 40 纤维织构取向线 善50 60 方 70 80 80 (110001 90 0102030405060708090 90 1() 0102030405060708090 0.76■1.552.343.133.92 P) .0.731.55237 图3冷轧及退火织构(2=45).(a)铁素体冷轧：(b)奥氏体冷轧：(c)铁素体退火：(d)奥氏体退火 Fig.3 Rolling and annealing textures (2=45):(a)ferrite cold rolling:(b)austenite cold rolling:(c)ferrite annealing:(d)austenite cold rolling (001) (115 (223) 332) (110 (110) 1i0 110 [1i0 [1i01 112 0011 14 13 一冷轧 冷轧 12 一◆一退火 退火 11学 9 8 5 10 30 304050 6070 06102030405060708090 中9 p,9 图4冷轧及退火织构电子背散射衍射取向分布图(2=45).(a)铁素体相a取向线：(b)奥氏体a取向线 Fig.4 EBSD orientation maps of the cold rolled and annealed texture (=45):(a)ferritic a orientation:(b)austenitic a orientation 铁素体相中已经存在一定程度的{001110〉织构，其 (A){001(100)→{001}(110)→{112》(110)→ 必然会对随后的冷轧织构造成影响.热轧态奥氏体中 {223}(110): 织构强度很低，其对冷轧织构的影响远远小于铁素 (B){110(001〉→{554(225〉→{11}(112〉→ 体相. {111}(110〉→{223(110〉. 金属材料的形变织构是晶粒在变形过程中沿着受 可以看出，冷轧最终的稳定织构为{223}(110〉.大多 力方向发生转动而形成的择优取向.Inagaki四发现对 数晶体由于合金元素或第二相粒子的影响四，都达 于单相体心立方金属多晶体材料，晶体会沿着以下两 不到最终的稳定取向，只能达到中间状态{112}〈110) 条路径发生转动： 或{11}(110〉.然而，由于实验钢为奥氏体和铁素体
工程科学学报，第 38 卷，第 4 期 图 3 冷轧及退火织构( φ2 = 45°) . ( a) 铁素体冷轧; ( b) 奥氏体冷轧; ( c) 铁素体退火; ( d) 奥氏体退火 Fig． 3 Ｒolling and annealing textures ( φ2 = 45°) : ( a) ferrite cold rolling; ( b) austenite cold rolling; ( c) ferrite annealing; ( d) austenite cold rolling 图 4 冷轧及退火织构电子背散射衍射取向分布图( φ2 = 45°) . ( a) 铁素体相 α 取向线; ( b) 奥氏体 α 取向线 Fig． 4 EBSD orientation maps of the cold rolled and annealed texture ( φ2 = 45°) : ( a) ferritic α orientation; ( b) austenitic α orientation 铁素体相中已经存在一定程度的{ 001} 〈110〉织构，其 必然会对随后的冷轧织构造成影响． 热轧态奥氏体中 织构强度很低，其对冷轧织构的影响远远小于铁素 体相． 金属材料的形变织构是晶粒在变形过程中沿着受 力方向发生转动而形成的择优取向． Inagaki［11］发现对 于单相体心立方金属多晶体材料，晶体会沿着以下两 条路径发生转动: ( A) { 001} 〈100〉→{ 001} 〈110〉→{ 112} 〈110〉→ { 223} 〈110〉; ( B) { 110} 〈001〉→{ 554} 〈225〉→{ 111} 〈112〉→ { 111} 〈110〉→{ 223} 〈110〉． 可以看出，冷轧最终的稳定织构为{ 223} 〈110〉． 大多 数晶体由于合金元素或第二相粒子的影响［11--12］，都达 不到最终的稳定取向，只能达到中间状态{ 112} 〈110〉 或{ 111} 〈110〉． 然而，由于实验钢为奥氏体和铁素体 · 815 ·
陈雨来等：SAF2205双相不锈钢织构与冲压特性 519 两相组织，在变形过程中奥氏体对铁素体的转动有一 更稳定的{112}(110》取向的转动受到抑制.此外， 定的牵制作用.从实验结果可以看出，经过大压下量 {00110)取向在冷轧过程中很稳定国，它向其他 80%冷轧后SAF2205双相不锈钢中的铁素体相表现 稳定取向转变的速率非常慢，因此热轧态的一部分 出a纤维织构，即110)//RD,这符合体心立方(BCC) {00}〈110)织构遗留下来，造成冷轧后{00}〈110) 金属的冷轧织构特点.然而不同的是，在相同大变形 织构强度较高.另外存在的两个微弱织构{332} 下，F钢或铁素体不锈钢等BCC金属的冷轧α《纤维织 110〉和{332}〈113)分别与B路径的非稳定织构 构组分主要为{112}(110)并伴随有{111}(110)-： {11}110〉和{111}〈112〉接近，大约存在10°的取向 而SAF2205双相不锈钢则依然集中在{001}110)， 偏差.双相不锈钢中这种不同的铁素体相冷轧织构， 即(00)010]和(001)10]两个取向上.可以看出， 将影响其退火后的再结晶织构，并进一步影响其冲压 铁素体晶粒停留在A路径中{001}〈110〉取向上，在向 性能 (a0 (b)0 10- 10 20 001100 30 30- 40 、40 百50 50 60 60 70 70 80 80 90 90 0102030405060708090 0102030405060708090 p 0 102304▣5 0.51.0▣1.5▣1.9 图5热轧织构(2=45).(a)铁素体：(b)奥氏体 Fig.5 Hot rolling texture (2=45):(a)ferrite:(b)austenite 冷变形铁素体金属在退火过程中可生成再结晶织 明显偏低。 构，即γ纤维织构.发生再结晶的驱动力是形变储存 有研究表明，冷变形金属在退火过程中，选择性生 能，其形核与长大均优先发生在形变储能高的晶粒内. 长的晶粒的取向差角和重位点阵(coincidence site lat- 形变晶粒的储能大小与其取向有关，不同取向晶粒的 ice,CSL)晶界有关.有研究认为，重位点阵晶界的 形变储能差别很大，其由小到大的顺序为{110} 自由体积较低，对晶界迁移有拖拽作用的溶质原子的 001〉、{001}〈110）、{112}〈uo)、{111}(112)、 含量较少，所以其迁移率更高.例如9(38.9)、1 {11}110)至{110(110).对于单相的铁素体不 (50.5°)、13b(27.8°)、19a(26.5°)、27a(31.6)和 锈钢冷轧板来说，其织构多为{112}110〉和{111} 33c(59.0)都会对晶粒的选择性生长产生一定影 110),形变储能较高，因此在退火时容易发生再结 响.并且在热处理过程中为了使晶界网格趋于平衡， 晶，形成y纤维织构.实验钢中铁素体组织为{001} 晶界可以选择某种重位点阵进行迁移a.在y纤维 110)织构，其形变储能较低，易发生回复，而再结晶 织构中{11}110〉与{11}112〉具有30°111)取向 率非常低回，只能通过相邻的y再结晶晶粒的生长而 关系，这非常接近27.8°(111)即13b重位点阵取向 被吞噬，但是，由于实验钢在退火过程中形成的y 关系，并且3弘重位点阵晶界具有很高的迁移速 再结晶晶核极少，因此对{00}110〉晶粒的吞噬作用 率7-.因此，电子背散射衍射分析测得的13b重位 也就减弱，导致最终铁素体相中主要织构依然是α纤 点阵晶界含量可表明{111}取向晶粒是否发生明显的 维织构. 形核与长大.从图6可以看出，实验中铁素体相的 为了进一步分析铁素体相中没有形成γ再结晶晶 13b重位点阵晶界含量非常少，说明未发生y纤维取 粒，尤其是没有{111}(110)和{111}(112〉取向晶粒 向再结晶形核及长大.此外，铁素体相的(332)①13] 的原因，对17%Cr超纯铁素体不锈钢和SAF2205双 取向强度在退火后有了轻微上升，可能与奥氏体向铁 相不锈钢退火板进行电子背散射衍射分析，研究与 素体转变有关，即奥氏体的形变织构{110(112〉转变 {11}110》和{111}112〉再结晶织构有关的13b 为铁素体的{332}113〉织构，这种转变服从K-S 重位点阵晶界数量，结果如图6所示.可以看出，17% 法则四 C钢中13b重位点阵晶界含量较多，其数量仅次于 对于实验钢中的奥氏体相来说，具有低的层错能 3晶界，而SAF2205钢中铁素体相的13b晶界含量 并且倾向于发展成Brass类型的轧制织构.Dillamore
陈雨来等: SAF 2205 双相不锈钢织构与冲压特性 两相组织，在变形过程中奥氏体对铁素体的转动有一 定的牵制作用． 从实验结果可以看出，经过大压下量 80% 冷轧后 SAF 2205 双相不锈钢中的铁素体相表现 出 α 纤维织构，即〈110〉/ /ＲD，这符合体心立方( BCC) 金属的冷轧织构特点． 然而不同的是，在相同大变形 下，IF 钢或铁素体不锈钢等 BCC 金属的冷轧 α 纤维织 构组分主要为{ 112} 〈110〉并伴随有{ 111} 〈110〉［2--3］; 而 SAF 2205 双相不锈钢则依然集中在{ 001} 〈110〉， 即( 001) ［1 10］和( 001) ［1 10］两个取向上． 可以看出， 铁素体晶粒停留在 A 路径中{ 001} 〈110〉取向上，在向 更稳定的{ 112} 〈110〉取向的转动受到抑制． 此外， { 001} 〈110〉取向在冷轧过程中很稳定［13］，它向其他 稳定取向转变的速率非常慢，因此热轧态的一部分 { 001} 〈110〉织构遗留下来，造成冷轧后{ 001} 〈110〉 织构强 度 较 高． 另外存在的两个微弱织构 { 332 } 〈110〉和{ 332} 〈113〉分 别 与 B 路 径 的 非 稳 定 织 构 { 111} 〈110〉和{ 111} 〈112〉接近，大约存在 10°的取向 偏差． 双相不锈钢中这种不同的铁素体相冷轧织构， 将影响其退火后的再结晶织构，并进一步影响其冲压 性能． 图 5 热轧织构( φ2 = 45°) . ( a) 铁素体; ( b) 奥氏体 Fig． 5 Hot rolling texture ( φ2 = 45°) : ( a) ferrite; ( b) austenite 冷变形铁素体金属在退火过程中可生成再结晶织 构，即 γ 纤维织构． 发生再结晶的驱动力是形变储存 能，其形核与长大均优先发生在形变储能高的晶粒内． 形变晶粒的储能大小与其取向有关，不同取向晶粒的 形变 储 能 差 别 很 大，其 由 小 到 大 的 顺 序 为 { 110 } 〈001〉、{ 001} 〈110 〉、{ 112} 〈uvw〉、{ 111} 〈112 〉、 { 111} 〈110〉至{ 110} 〈110〉［9］． 对于单相的铁素体不 锈钢冷轧板来 说，其 织 构 多 为{ 112} 〈110〉和{ 111} 〈110〉，形变储能较高，因此在退火时容易发生再结 晶，形成 γ 纤维织构． 实验钢中铁素体组织为{ 001} 〈110〉织构，其形变储能较低，易发生回复，而再结晶 率非常低［9］，只能通过相邻的 γ 再结晶晶粒的生长而 被吞噬［14］． 但是，由于实验钢在退火过程中形成的 γ 再结晶晶核极少，因此对{ 001} 〈110〉晶粒的吞噬作用 也就减弱，导致最终铁素体相中主要织构依然是 α 纤 维织构． 为了进一步分析铁素体相中没有形成 γ 再结晶晶 粒，尤其是没有{ 111} 〈110〉和{ 111} 〈112〉取向晶粒 的原因，对 17% Cr 超纯铁素体不锈钢和 SAF 2205 双 相不锈钢退火板进行电子背散射衍射分析，研究与 { 111} 〈110〉和{ 111} 〈112〉再结晶织构有关的 Σ13b 重位点阵晶界数量，结果如图 6 所示． 可以看出，17% Cr 钢中 Σ13b 重位点阵晶界含量较多，其数量仅次于 Σ3 晶界，而 SAF 2205 钢中铁素体相的 Σ13b 晶界含量 明显偏低． 有研究表明，冷变形金属在退火过程中，选择性生 长的晶粒的取向差角和重位点阵( coincidence site lattice，CSL) 晶界有关． 有研究认为［15］，重位点阵晶界的 自由体积较低，对晶界迁移有拖拽作用的溶质原子的 含量较少，所以其迁移率更高． 例如 Σ9( 38. 9°) 、Σ11 ( 50. 5°) 、Σ13b( 27. 8°) 、Σ19a( 26. 5°) 、Σ27a( 31. 6°) 和 Σ33c( 59. 0°) 都会对晶粒的选择性生长产生一定影 响． 并且在热处理过程中为了使晶界网格趋于平衡， 晶界可以选择某种重位点阵进行迁移［16］． 在 γ 纤维 织构中{ 111} 〈110〉与{ 111} 〈112〉具有 30°〈111〉取向 关系，这非常接近 27. 8°〈111〉即 Σ13b 重位点阵取向 关系，并 且 Σ13b 重 位 点 阵 晶 界 具 有 很 高 的 迁 移 速 率［17--18］． 因此，电子背散射衍射分析测得的 Σ13b 重位 点阵晶界含量可表明{ 111} 取向晶粒是否发生明显的 形核与长大． 从图 6 可以看出，实验中 铁 素 体 相 的 Σ13b 重位点阵晶界含量非常少，说明未发生 γ 纤维取 向再结晶形核及长大． 此外，铁素体相的( 332) ［1 13］ 取向强度在退火后有了轻微上升，可能与奥氏体向铁 素体转变有关，即奥氏体的形变织构{ 110} 〈112〉转变 为铁 素 体 的 { 332} 〈113〉织 构，这 种 转 变 服 从 K--S 法则［1］． 对于实验钢中的奥氏体相来说，具有低的层错能 并且倾向于发展成 Brass 类型的轧制织构． Dillamore · 915 ·