差厚板退火過程的組織演變模擬研究

田 野，支 穎，劉相華

（東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，遼寧 沈陽，110004）

節能減排已成為汽車行業發展的大趨勢，汽車輕量化是汽車行業面臨的一項重大課題。汽車輕量化途徑一是優化汽車框架結構，二是在車身制造上采用輕質材料。繼激光拼焊板（TWB）之后，柔性軋制差厚板（TRB）的研制成功為實現汽車減重提供了新途徑［1］。軋態差厚板由于其沿軋向的厚度呈周期變化，且加工硬化程度不同，故在退火后其薄區和厚區的性能差異較大［2］，合理控制并利用這種差異性能的變化，是差厚板性能控制的一個重要內容。

冷軋差厚板力學性能與其退火過程的組織演變及退火后的晶粒尺寸密切相關［3］。為此，本文以CR340差厚板退火過程為研究對象，采用實驗和模擬方法對其組織演變進行對比分析，以期為制定差厚板退火工藝優化提供依據。

1 實驗

1.1 材料

本實驗所用材料為CR340差厚板，其化學成分如表1所示。

表1 實驗鋼種的化學成分（wB／%）Table1 Chemical compositions of test steel

1.2 實驗方法

1.2.1 試樣制備和表征

在CR340差厚板的不同厚度區域取試樣進行退火實驗，并采用Leica型金相顯微鏡、Instron型拉伸實驗機和ZEISS型場發射掃描電鏡等對試樣進行測試和表征。

1.2.2 試樣退火處理過程

將試樣置入SX－2－12型管式爐中進行等溫退火處理，試樣溫度由其附近的熱電偶直接測得。在實驗過程中，首先將爐溫加熱至設定溫度，待爐溫穩定一段時間后放入試樣，并指定保溫時間空冷至室溫。根據產品要求，本文確定試樣薄區為主要研究對象。

2 退火差厚板性能和組織分析

圖1為試樣在580℃×4h退火后不同厚度區域的力學性能。由圖1可看出，退火后試樣沿軋制方向的性能差異化明顯，其相應的再結晶退火行為也大不相同。

圖1 試樣退火后不同厚度區域的力學性能Fig.1 Mechanical properties at different regions of CR340 TRB after annealing

圖2為試樣600℃退火過程的EBSD晶粒取向圖（板厚為1.0mm），據此可以初步判斷其再結晶起止點。由圖2（a）可看出，試樣600℃×128s退火時，壓扁的晶粒內部存在大量的小角度晶界（如圖2（a）細線所示，圖中粗線為大角度晶界），位錯已開始重新規則排列并且有多邊形化的跡象，同時部分位錯密集的地方已開始再結晶，細小的再結晶晶粒開始形核生長，再結晶晶粒內部已無亞結構。由此可見，試樣已經進入再結晶階段。由圖2（b）可看出，當保溫時間達到256s時，再結晶晶粒明顯增多并有一部分開始生長，形變金屬中的亞結構明顯變少，且小角度晶界排列更加規則。隨著再結晶過程的進行，形變組織被再結晶晶粒一點點吞噬，亞結構越來越少，大部分晶粒已開始生長，但位錯較密集的地方仍然有新的再結晶晶粒形成。由圖2（e）可看出，當保溫時間為2048s時，試樣中幾乎沒有形變組織，亞結構基本消失。

圖2 試樣600℃退火過程的EBSD晶粒取向圖Fig.2 Orientation map of grains by EBSD during annealing at 600℃

3 模型的建立

3.1 CA模擬方法

元胞自動機（CA）是建立于細胞演化基礎上的時空離散、空間離散、狀態離散且空間相互作用及時間上因果關系皆局部的動力學模型。人類進入21世紀以來，采用CA方法預測金屬的組織演變成了備受關注的熱點［4－8］。由于人們對再結晶過程的研究還不夠完善，理論模型還有待進一步開發，故目前通過實驗手段還無法實現再結晶過程的可視化。這樣引入元胞自動機方法來進行模擬，就彌補了理論和實驗的不足，并原位再現了整個再結晶的過程。因此，本研究采用CA模擬方法，在計算機上再現材料加工過程，并輔助實驗，可降低實驗成本，縮短產品的開發周期，以完善產品的生產工藝過程。

3.2 主要模型及參數

3.2.1 形核率模型［9］

材料再結晶過程中的形核是非常不均勻的，一些具有高儲存能材料的形變組織會選擇擇優取向進行再結晶。為更好地研究材料再結晶過程，考慮到變形程度對其再結晶行為的影響，可用下式來描述再結晶形核率：

式中：f、Ka分別為形核率調整參數，f＝1.3×109s－1，Ka＝1.0×10－9；δ為晶界厚度，δ≈2.5×10－10m；R為氣體常數；T為絕對溫度，K；Qn為再結晶激活能，Qn＝160kJ／mol；為單位體積變形晶粒表面積，m2／m3：

其中：Rt為冷軋壓下量，%。

3.2.2 長大速率模型［10］

長大速率模型為

式中：M 為大角度晶界遷移率，m／s；P為由晶界兩邊儲存能差帶來的再結晶前沿晶界遷移的驅動力，J／m3。M和P分別由下兩式確定：

式中：D0為晶界自擴散系數；b為柏氏矢量；Qb為晶界遷移激活能，kJ／mol；γ為大角度晶界界面能，J／m2；K 為該段晶界曲率，m－1。

將式（5）、式（6）代入式（4）中，即可確定再結晶的長大速率v。

3.3 模擬過程

3.3.1 基本假設

對材料組織模擬時采用以下基本假設：①材料組織模擬過程的生長在晶粒長大到互相碰撞時結束；②只將實際材料組織的平均晶粒尺寸耦合進入初始材料的元胞自動機模型中；③對于材料的冷軋模擬，只簡單考慮縱向壓扁和橫向的伸長，不考慮位錯及晶粒等微觀變化。

3.3.2 冷軋前組織模擬的實現

為了模擬冷軋組織再結晶的退火過程，先要得到初始組織。采用均勻形核的方式在元胞空間內拋撒一定數目的晶核，以隨機方式置入到元胞自動機的格子中，拋撒的形核數目由實驗獲得的初始晶粒直徑來決定。母相晶?？梢越茷閳A形，由元胞空間面積守恒計算可得［11］：

式中：N為母相形核數目；Y為元胞總數；d0為初始晶粒直徑，mm；a為元胞尺寸即元胞邊長，mm。即：

晶粒采用隨機取向，用ori表示（取1～180之間的數），不同數值代表不同的晶粒取向，取向相同的元胞代表同一個晶粒，不同的顏色代表不同取向的晶粒。采用Alternant Moore鄰居構型，晶粒按照等軸晶的方式生長，當兩個取向不同的晶粒相互碰撞時，在碰撞方向上將停止生長。當所有的元胞均轉變為晶粒時，母相組織形貌形成結束。為清晰地觀察在母相上的再結晶退火過程，可以把彩色的母相形貌處理成灰白色，之后再結晶晶粒用彩色來加以區分。

3.3.3 冷軋組織的建立方法

雖然晶體塑性有限元理論能較好地把微觀力學原理和宏觀加工工藝結合起來，但目前就其微觀機理的研究仍有不同的見解［12］。本研究在模擬冷軋過程時，采用“坐標系壓縮法”。所謂“坐標系壓縮法”，是指在初始材料模擬結束后，直接將元胞自動機網格的上下兩個邊緣坐標系進行壓縮，以達到變形的目的。經比較發現，模擬得到的組織與實際組織比較相似，雖然精度和實際情況有一些差異，但相比利用晶體塑性有限元方法，節省了大量的時間和精力，計算周期也大大縮短。然而，“坐標系壓縮法”會導致元胞變形，在元胞自動機模擬退火過程中，從冷軋組織生成到退火過程結束是一個連續的過程，并不方便重新劃分元胞網格，故采用元胞捆綁的方法來校正單位元胞，從而消除由于元胞非正常變形帶來的各向異性。在不涉及微觀機理和深層次理論模型的前提下，采用“坐標系壓縮法”同樣能較好地反映微觀組織的拓撲特征及其演變過程。

3.3.4 退火過程的再結晶模擬

（1）采用壓下率分別為9%、32%和55%三種冷軋，以研究差厚板不同區域的再結晶狀況。

（2）為了簡化模型，用等溫退火模擬程序模擬CR340冷軋差厚板退火過程，略去升溫和降溫過程。

（3）元胞單元采用四方形網格，模型將模擬區域劃分為1000×1000二維元胞空間，每個元胞邊長a為0.1μm。

（4）鄰居類型和邊界條件的選擇。采用Alternant Moore型鄰居，邊界條件采用周期性邊界條件。

（5）轉變規則（形核與長大規則）。元胞自動機模擬再結晶的形核規則主要有位置過飽型形核規則、一定速率型形核規則和概率型形核規則。本研究采用一定速率型形核規則。形核只發生在晶界處的元胞上。形核的元胞數量B由下式決定：

式中：ds為再結晶臨界核心直徑，mm；形核率由式（1）計算可得。

一旦元胞開始形核，就會以速率v向其近鄰長大，使其近鄰的元胞從未再結晶狀態轉化為已再結晶狀態。采用確定性長大演化規則，晶粒長大速率v由式（4）計算可得，dt時間步長中形核的元胞向近鄰未結晶元胞的生長距離為

其中：a為元胞尺寸即元胞邊長，如果l≥a，則該近鄰未再結晶元胞轉變為再結晶元胞，其state值變為1（未再結晶元胞state值為0），ori值變為周圍鄰居中已發生狀態轉變的元胞取向值。

當滿足生長條件的元胞全部判斷結束后，此時間步完成。依此循環直至所有的元胞均發生狀態轉變，即所有的變形組織均被消耗時，新的再結晶晶?；ハ嘟佑|，再結晶過程即告結束。

4 實驗與模擬結果分析

4.1 初始冷軋態試樣組織分析

圖3為冷軋前試樣的微觀組織形貌。由圖3可看出，初始試樣模擬將實驗數據（平均晶粒尺寸）耦合在程序中，故實驗結果與模擬結果在微觀形貌上相差不大。

圖3 冷軋前差厚板的微觀組織形貌Fig.3 Microstructure of CR340TRB before cold rolling

采用“坐標系壓縮法”分別得到3個不同壓下率的冷軋態模擬組織，圖4為差厚板形變后的微觀組織形貌。由圖4可看出，試樣變形程度越大，晶粒的形態越偏離等軸狀組織。隨著變形程度的增加，各晶粒沿變形方向逐漸伸長。變形量越大，晶粒伸長的程度就越大，晶粒逐漸由等軸的多邊形變成長方形、扁平形。當變形量很大時，晶粒呈現纖維狀條形（見圖4（c）。纖維分布方向與金屬變形的伸展方向一致。通過對比可知，模擬得到的晶粒形態與實驗得到的試樣不同區域（壓下率分別為9%、32%和55%，對應板厚分別為2.0、1.5、1.0mm）的顯微組織相接近。

4.2 退火組織演變模擬與實驗結果比較

圖4 差厚板形變后的微觀組織形貌Fig.4 Deformed microstructure of CR340TRB

圖5為厚度為1.0mm的試樣660℃退火過程的微觀組織演變模擬與實驗結果對比照片。由圖5（a）、圖5（b）可看出，試樣模擬和實驗組織形態比較相近，均為再結晶初始階段，再結晶晶粒在晶界附近形核并開始長大。由圖5（c）、圖5（d）可看出，試樣模擬和實驗組織形態有一些偏差，在模擬組織再結晶晶粒的生長過程中，向周圍長大的速度是固定的，故形態上近似等軸型，只有碰撞時才會發生形狀的變化，而實驗組織再結晶晶粒則是不規則的幾何形狀。造成這種現象的原因是：在模擬過程中，雖然假設了晶界處形核，但由于不能得到組織內部的儲存能分布，故只能認為組織晶粒內部各向同性，這就造成再結晶晶粒生長過程的失真現象。而在實際組織中，由于位錯塞集造成儲存能的不均勻分布，盡管晶界處普遍儲存能較高，但再結晶晶粒仍可能在形變晶粒內部儲存能較大的區域形核，并且在長大過程中，大角度晶界的遷移速率與其兩側的儲存能之差有很大關系，故也就出現再結晶晶粒形狀不規則的現象。由圖5（e）、圖5（f）可看出，試樣模擬和實驗組織為形變再結晶完全的微觀形貌，測量兩者晶粒尺寸為：模擬組織的晶粒尺寸約為9μm，實驗組織的晶粒尺寸約為9.5μm，兩者基本相符。由此可見，盡管再結晶核心生長過程中進行一些簡化，但并不影響模擬程序對最終組織以及晶粒尺寸的大致預測。

圖5 試樣660℃退火過程的微觀組織演變模擬與實驗結果對比照片Fig.5 Comparison between simulated and experimental microstructure evolution during annealing at 660℃

5 結語

基于差厚板退火后性能差異化，分析差厚板薄區1mm區域在600℃退火過程的微觀組織演變情況，得到其再結晶起止點，并探討其再結晶過程的相關演變機理。采用CA方法所編制的程序較好地模擬冷軋CR340差厚板薄區的退火過程組織變化規律，實現了常規金相組織所無法顯示的退火組織原位動態變化過程，證實所開發的模擬再結晶退火CA程序可以用來模擬退火過程。

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