过去20年间，汽车行业所用的冷轧钢板大多在高产能连续退火产线或连续热镀锌产线中进行再结晶退火。这些钢种包括高强度钢（HSLA钢）、极具应用前景的铁素体-马氏体双相钢（DP钢），以及冲压性能优良的低碳与超低碳钢（IF钢），但后者通常不用于私家车外饰件。直至近年来，在确定高强度铁素体-马氏体双相钢和微合金化HSLA钢等冷轧钢板在连续退火或连续热镀锌过程中的处理工艺参数时，研究重点仍集中在最优温度与速度的选择上。近年的研究表明，带钢张力对钢板组织与性能具有关键影响。

有文献研究了热处理与张力对冷轧HCT980X铁素体-马氏体双相钢力学性能的影响。在模拟工业用钢的热处理过程中，对退火温度、带钢速度和带钢内张力进行了变量控制。试验初期测试了两个张力水平：一是额定值（对应连续热镀锌产线生产该钢种时的张力，为0.72kg/mm²）；二是比额定值高20%的张力。结果显示，在790℃退火时，较高张力下钢的相对延伸率更高且更稳定。通过扫描电子显微镜等手段对试样的显微组织进行分析发现，在张力比额定值高20%的条件下退火后，带钢的显微组织更均匀、更细小。研究认为，较高的退火温度与带钢张力对钢性能的积极影响，与加热过程中充分的再结晶、相变以及元素在奥氏体与铁素体间的扩散再分布有关。在相同温度下进一步增大退火张力时，钢的强度与塑性均下降，组织中铁素体比例增加，且组织均匀性与细小程度降低。这可能与聚合再结晶有关。当张力继续增大时，钢的抗拉强度（从969MPa升至1002MPa）与屈服强度（从642MPa升至680MPa）再次上升，而相对延伸率保持在10%左右。这些结果表明，在特定张力值下，再结晶与相变等过程之间可能存在竞争关系。

有文献研究了连续退火过程中工艺参数对低碳HSLA钢冷轧带钢组织与性能的影响。为确定加热与保温阶段的带钢张力对钢力学性能的影响，试验设定退火温度为720℃、760℃和800℃，张力分别为额定值的80%与120%（加热与保温阶段额定张力为8.2MPa，其他阶段额定张力为9.2MPa）。结果显示：在720℃退火时，增大张力会使屈服强度从358MPa降至340MPa；在其他退火温度下，载荷变化对强度的影响明显减小。在额定张力与较高张力下，将退火温度从720℃升至760-800℃，晶粒尺寸分别从8.15μm增至8.7-8.8μm、从8.6μm增至8.95-9.05μm；且在760℃与800℃退火后，晶粒尺寸无显著差异。

在较低张力下，720℃与760℃退火后的晶粒尺寸相近；而在800℃退火后，纵向与横向晶粒尺寸均显著增大。显然，对于该钢种而言，降低张力会减缓扩散与再结晶过程，从而在退火温度不超过760℃时保持细晶粒组织。同时，在晶粒尺寸相近的情况下，760℃退火后的钢强度更低，这与碳化铌纳米析出相粗化有关，即纳米析出相粗化会降低弥散强化效果。换言之，要保证钢的高强度，需采用较低的退火温度以及较低的加热与保温张力（不超过额定值）。

上述研究表明：通过对带钢同时施加温度与较高张力（仅产生弹性变形），可调控连续热镀锌产线生产的热轧带钢（强度等级980MPa）与连续退火产线生产的HSLA钢冷轧带钢的组织与性能。

有文献总结了关于温度与变形对钢性能联合影响的大量研究。研究发现，通常情况下，物体温度变化不仅源于外部热源加热，还源于变形本身。在机械变形或热变形过程中，应变场与温度场相互作用，导致物体内部热流运动，并产生弹性波与热波耦合、热弹性能耗散等效应。这些效应无疑会影响扩散等过程，并改变位错密度。但该文献的研究场景针对的是在非均匀、非稳态加热条件下工作的结构与设备部件，如蒸汽轮机、燃气轮机、喷气发动机、火箭发动机、高速飞机与核反应堆，此类场景下材料的物理力学性能会发生变化，产生温度梯度，导致不同部位膨胀不均。

对于连续退火后的冷轧钢板，加热过程中带钢张力的变化会影响所有与扩散相关的过程，包括再结晶、相变以及纳米析出相的形成与凝聚。若要在给定温度与速度下确定最优参数，可考虑采用热机械处理，即通过机械作用使钢产生弹性变形，而非塑性变形。尽管如此，此类效应仍会显著影响冷轧钢板在不同处理阶段的显微组织转变动力学与强度。

在连续退火系统中，通过优化不同温度与速度下的带钢张力对汽车用钢板进行热机械处理，可视为一种热弹性处理。选择热弹性处理的最优参数，能够调控最终冷轧钢板的性能：例如，在保持相同化学成分钢高塑性的前提下，可使强度提高70-100MPa。

本研究旨在探究温度与张力对转炉生产的DP780与DP980铁素体-马氏体双相钢冷轧带钢经连续退火处理后组织与性能的联合影响。该钢种的化学成分如表1所示。由表1可知，强度等级更高的980钢（DP980）碳、铬、钼含量显著更高，锰含量也略高。

表2列出了马格尼托哥尔斯克冶金联合企业（MMK）在2000mm宽带钢轧机上对连铸板坯进行热轧的工艺参数，包括粗轧机组终轧温度（T₆）、精轧终轧温度（T_fr）与卷取温度（T_wi）。

1#与2#熔炼钢水生产的连铸板坯经热轧、冷轧后，分别制成厚度为1.2mm与1.9mm的带钢，随后在Gleeble热模拟机上进行热处理，模拟连续退火过程的热工条件，如图1所示，最后进行压下率为1%的平整轧制。

模拟连续退火过程：退火温度设定为770℃与785℃，随后进行时效处理，先快速冷却至270℃，再快速加热至290℃，最后匀速冷却至270℃；张力水平设定为7级，具体如表3与表4所示。

时间参数计算依据：退火温度785℃时带钢速度为85m/min；退火温度770℃时带钢速度为100m/min。试样载荷计算依据：加热、保温与缓慢冷却阶段额定张力为0.82kg/mm²；其他阶段额定张力为0.92kg/mm²。

采用Neophot光学显微镜获取金相数据。通过弦截法测定每个阶段沿轧制方向与横向的铁素体晶粒尺寸（D_X与D_Y）、两个方向的平均晶粒尺寸（D_me）以及晶粒延伸率（D_X/D_Y）。采用JSM-6610 LV扫描电子显微镜（空间分辨率3nm，加速电压0.3-30kV，放大倍数5000-300000倍）观察显微组织。由于组织高度细小，还采用分析型透射电子显微镜对箔片试样进行研究。另外，还使用了JEM 200CX透射电子显微镜（配备EM-ASID3D2扫描附件与Link Systems Series II能量色散X射线光谱微分析附件，工作放大倍数15000-30000倍，加速电压120kV，分辨率约1nm）。

表3与表4分别列出了采用德国Heckert FP-100断裂试验机测定的1#熔炼钢水试样在770℃与785℃退火后的力学性能。由表3可知，尽管退火温度相同，试样的性能仍存在显著差异：屈服强度（σ_0.2）为491-577MPa，抗拉强度（σ_y）为774-860MPa。其中，3号试样（加热与保温阶段张力较低）的σ_0.2/σ_y比值最小（0.59）。加热与保温阶段张力较低时，再结晶与相变过程减缓：初始含贝氏体或珠光体的富碳区域易转变为富碳奥氏体，在快速冷却后形成稳定马氏体。

加热与保温阶段张力较高时，再结晶、相变以及元素在铁素体与奥氏体间的扩散再分布更充分，显微组织更均匀、更细小，但大型马氏体区域尺寸减小。加热过程中形成的奥氏体更细小、碳含量更低，进而导致冷却后形成的马氏体也更细小、碳含量更低，最终使试样的屈服与抗拉强度下降。

综上所述，若要使钢获得高抗拉强度、低屈服强度与较小的σ_0.2/σ_u比值，加热与保温阶段宜采用较低张力；若需获得更高塑性（对强度要求较低，如转向更低强度等级），则加热与保温阶段的张力需高于额定值。冷却阶段增大张力对强度几乎无影响，但会略微提高屈服强度，进而增大σ_0.2/σ_u比值，因此，该操作并不可取。

在770℃退火后，时效处理阶段的张力对试样性能影响最大：将时效张力从较低水平提高至较高水平，会显著降低DP780钢的强度。通过透射电子显微镜观察发现，时效处理阶段张力较高的退火试样中，马氏体岛存在碳化物析出相；而时效处理阶段张力较低的退火试样中，马氏体内未观察到碳化物析出相。时效处理阶段张力较高时，可观察到尺寸为几纳米至0.1μm的碳化物颗粒，经鉴定为ε碳化物。换言之，时效处理阶段张力较高会导致马氏体分解，使DP780钢强度下降。

785℃退火后，试样的抗拉强度显著低于770℃退火后的强度，而塑性更高，且性能波动范围更小：屈服强度波动不超过55MPa，抗拉强度波动不超过45MPa（后者低于780MPa强度等级的要求值）。在785℃退火时，将加热与保温阶段的张力从较低水平调整至额定值或较高水平，会略微降低屈服强度与抗拉强度，同时使塑性略有提高。

冷却阶段增大张力会略微降低试样的抗拉强度与相对延伸率，但显著提高屈服强度，这可能与缓慢冷却和快速冷却过程中的竞争效应有关。例如，在较高张力下缓慢冷却时，可能形成更多碳化铌纳米析出相，产生弥散强化，从而提高抗拉强度；此外，还可能形成新的铁素体，同时碳在铁素体与奥氏体间发生扩散再分布，奥氏体碳含量增加使其稳定性提高。相反，快速冷却阶段张力较高时，可能降低奥氏体稳定性，导致冷却后不形成马氏体，而是形成马氏体与贝氏体的混合物或分解马氏体。

时效处理阶段张力较高会降低试样的抗拉强度，同时略微提高塑性，这可能与以下因素有关：马氏体回火；铁素体区域时效；碳化铌纳米析出相上形成渗碳体，削弱弥散强化效果。

在785℃退火且时效处理阶段张力较高的条件下，可观察到延伸状碳化物析出相，尺寸为几纳米至0.3-0.4μm，其特征更接近渗碳体而非ε碳化物。因此，提高退火温度与时效处理阶段张力，会降低奥氏体及其对应马氏体的稳定性，导致马氏体在时效过程中分解为渗碳体。

总体而言，将退火温度从770℃提高至785℃，会减弱张力对钢组织与性能的影响。对于该成分的钢种，775-780℃可能是最优退火温度：此温度下钢的强度符合780MPa等级要求，且可通过调整带钢张力调控性能，例如，提高加热与保温及时效处理阶段的张力可改善塑性。

下一步将探究张力对2#熔炼钢水制成的铁素体-马氏体双相钢性能的影响，其碳、锰、铬、钼含量较高，可用于生产更高强度等级（980MPa）冷轧钢板。连续退火对应的带钢速度为60m/min。表5列出了2#熔炼钢水制成的DP980钢试样的处理参数与性能。

由表5可知，加热、保温与冷却阶段增大载荷会降低试样的屈服强度（加热与保温阶段降低82MPa，冷却阶段降低128MPa）；时效处理阶段张力较高时，屈服强度提高96MPa，而抗拉强度无显著变化。加热与保温阶段载荷降低时，马氏体晶粒尺寸减小，且可观察到轻微回火迹象，由此解释了屈服强度升高的原因。

观察冷却阶段载荷较高（提高20%）与较低（降低20%）时试样的显微组织，结果发现，载荷较高时，马氏体晶粒尺寸更大，分解更明显，导致屈服强度降低。

时效处理阶段载荷变化产生的效应相反，即屈服强度升高。通过目视观察未发现显微组织存在明显变化，但透射电子显微镜观察显示，载荷较低时马氏体分解更充分。

因此，与1#熔炼钢水制成的试样不同，2#熔炼钢水制成的试样在加热、保温与冷却阶段张力增大时，显微组织的主要变化为：组织组分粗化、分散度降低、马氏体分解加剧，这些变化导致强度下降，尤其是屈服强度。

还需注意的是，1#熔炼钢水制成的试样时效处理阶段张力增大时，马氏体分解会导致强度降低；而2#熔炼钢水制成的试样则呈现相反趋势。为确定实验室模拟时效处理阶段不同张力下影响屈服强度的组织因素，采用透射电子显微镜对23号与22号试样（屈服强度分别为641MPa与737MPa）进行了分析。

分析发现，显微组织由以下组分混合构成：孪晶马氏体与奥氏体岛（MA岛）、回火板条马氏体团（马氏体板条内存在碳化物析出相）、块状铁素体与低位错铁素体晶粒。强度较低的23号试样中，含碳化物析出相的板条马氏体占主导，碳化物析出相长度可达0.1-0.2μm，宽度可达30-50nm。

奥氏体既可以MA岛形式存在，也可以单个碎片形式存在于块状铁素体中，通常尺寸不超过1μm。除块状铁素体外，还可观察到伴随的多边形低位错铁素体晶粒，这类铁素体要么是新形成的，要么是由奥氏体转变而来。

通过透射电子显微镜观察22号试样发现，其组织组分与23号试样类似，但存在一些显著特征：奥氏体体积分数远高于23号试样，尤其是在块状铁素体中，可观察到由紧密堆积碎片构成的无结构奥氏体聚集体，如图2（a）所示。这一特征在23号试样中未出现；衍射图谱证实这些结构为奥氏体，如图2（b）所示。

与23号试样不同，22号试样的组织中存在强孪晶马氏体岛，如图3所示，但这些马氏体岛尺寸较小，不超过1-2μm且分布稀疏。此外，22号试样中的碳化物析出相也更细小，且在不同马氏体团中的尺寸存在差异；同时可观察到含碳化物纳米颗粒的区域，如图4所示，这些颗粒长度不超过20-40nm，且大多小于10-15nm，这一特征在23号试样中未观察到。

透射电子显微镜分析表明，23号试样的组织回火程度更高，这对应马氏体硬度更低、钢强度更低。此外，22号试样马氏体岛中渗碳体纳米颗粒的存在，可能为位错钉扎创造了条件，进而提高试样的屈服强度。由此推测，与1#熔炼钢水制成的试样不同，2#熔炼钢水制成的试样时效处理阶段张力增大时，碳向马氏体与奥氏体的扩散更充分；结合试样本身较高的碳含量，马氏体与奥氏体的稳定性提高。换言之，马氏体被碳化物弥散饱和的过程强于其分解过程，因此，析出相（包括纳米析出相）更细小，试样的强度升高而非降低。

这些结果表明，通过调控热机械处理条件，可改变钢板的内部热流，进而影响扩散等过程：既能改变位错密度，使组织更均匀并调整钢的其他组织特征，也能改变力学性能，例如，与单一温度处理相比，强度至少提高10%。

综上所述，在连续退火过程的不同阶段调整冷轧带钢的张力，可改变显微组织中各相的分散度与成分，以及马氏体的分解程度，而无需改变化学成分即可调控汽车用钢板的性能。这意味着，利用连续退火工艺可生产小批量化学成分相同但性能不同的钢板。除改善力学性能外，还可通过采用更经济的合金体系降低此类钢种的生产成本。需指出的是，这种利用热弹性变形的新方法，为钢材强度形成理论提供了佐证。为了更快速、有效地在特定系统中引入不同钢种的最优生产工艺，有必要进一步深入研究退火不同阶段的张力对汽车用冷轧钢板显微组织与性能的影响。