孫耀祖1，王　旭，王運(yùn)玲1,張國福1,易紅亮2

(1.遼寧石油化工大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，遼寧 撫順，113001)(2.東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽，110819)

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汽車用雙相鋼的研究進(jìn)展

孫耀祖1，王旭1,2，王運(yùn)玲1,張國福1,易紅亮2

(1.遼寧石油化工大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，遼寧 撫順，113001)(2.東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽，110819)

王　旭

摘要：雙相鋼以屈服強(qiáng)度高、初始硬化率高、高強(qiáng)度以及良好的塑性等優(yōu)異的力學(xué)綜合性能而受到各大汽車制造商的青睞，現(xiàn)已廣泛應(yīng)用于現(xiàn)代汽車制造業(yè)中。車身結(jié)構(gòu)用鋼采用雙相鋼不僅減輕車身質(zhì)量、降低油耗，而且增大車身結(jié)構(gòu)的抗凹陷能力；非車身結(jié)構(gòu)用鋼采用雙相鋼明顯提升懸掛件以及車輪的強(qiáng)度和疲勞性能。就合金成分而言，主要合金元素的添加能夠確保獲得穩(wěn)定的馬氏體和鐵素體雙相，微量合金元素的添加能夠細(xì)化顯微組織，提升力學(xué)性能。熱軋雙相鋼主要采用的是低溫卷曲和中溫卷曲兩種工藝，冷軋雙相鋼的生產(chǎn)工藝以連續(xù)退火工藝為主。卷曲工藝的影響因素包括材料終軋溫度和冷卻速度，連續(xù)退火工藝的影響因素應(yīng)考慮退火溫度、冷卻速度、等溫時(shí)效溫度。通過綜述雙相鋼的合金元素對(duì)組織性能的影響規(guī)律、生產(chǎn)工藝與及組織性能控制的研究進(jìn)展，探討汽車工業(yè)中雙相鋼的研究發(fā)展方向。

關(guān)鍵詞：雙相鋼；合金元素；生產(chǎn)工藝；微觀組織；力學(xué)性能

1前言

隨著當(dāng)代鋼鐵科學(xué)技術(shù)的發(fā)展，復(fù)合材料的可設(shè)計(jì)性已經(jīng)越來越多地應(yīng)用在許多新型鋼鐵的開發(fā)，雙相鋼就是基于此理念開發(fā)并成功應(yīng)用的最好典范。汽車制造商現(xiàn)今也十分關(guān)注雙相鋼的發(fā)展動(dòng)態(tài)，同時(shí)各級(jí)別冷軋和熱軋鋼板因具有屈服強(qiáng)度高、初始硬化率高、強(qiáng)度與延伸率良好匹配等優(yōu)勢(shì)而被廣泛應(yīng)用到當(dāng)代汽車制造業(yè)中[1]。國內(nèi)外各大汽車生產(chǎn)企業(yè)于近幾年所生產(chǎn)的各級(jí)別新款汽車的車身參數(shù)顯示，雙相鋼的占有率遠(yuǎn)高于HSLA鋼、馬氏體鋼、TRIP鋼等其他高強(qiáng)度汽車用鋼。車身結(jié)構(gòu)件采用雙相鋼不僅減輕車身質(zhì)量、降低油耗，而且增大車身結(jié)構(gòu)的抗凹陷能力，延長汽車使用壽命。廣汽菲亞特Viaggio汽車采用高強(qiáng)度雙相鋼制成的發(fā)動(dòng)機(jī)艙前縱梁在保持最大承載力的同時(shí)，吸收更多碰撞能量[2]。現(xiàn)代汽車生產(chǎn)理念要求生產(chǎn)非車身結(jié)構(gòu)件的鋼材應(yīng)具備高擴(kuò)孔性、優(yōu)良的延展性和焊接性能以及高強(qiáng)度和耐疲勞等特點(diǎn)，540～600MPa熱軋雙相鋼作為非車身結(jié)構(gòu)件首選鋼材不僅符合上述要求，而且成本低廉、減重效果良好。北京吉普、德國大眾汽車集團(tuán)、意大利特柯賽德公司已經(jīng)大批量生產(chǎn)雙相鋼汽車車輪[3]。

冷軋雙相鋼的技術(shù)研發(fā)方面，北美和日本等幾大鋼鐵企業(yè)保持著較大的優(yōu)勢(shì)，同時(shí)世界鋼鐵巨頭安賽爾米塔爾鋼鐵公司采用緩冷+水淬工藝成功大批量生產(chǎn)出CR590DP、CR780DP以及CR980DP等冷軋系列雙相鋼[4]，日本鋼鐵工程控股公司和新日鐵公司成功聯(lián)合開發(fā)出980MPa級(jí)別的冷軋雙相鋼[5]。我國冷軋雙相鋼研發(fā)雖然受到技術(shù)設(shè)備等方便的限制，但近年少數(shù)企業(yè)也成功試制并批量生產(chǎn)出高強(qiáng)塑積的冷軋雙相鋼，例如寶鋼成功生產(chǎn)DP980、DP780及DP490等系列冷軋鋼板，本鋼批量生產(chǎn)的DP590冷軋雙相鋼，河北鋼鐵試制并生產(chǎn)的DP600、DP780系列冷軋雙相鋼[6]。

而在熱軋雙相鋼的技術(shù)研發(fā)方面，國外歐美大型鋼鐵公司仍處于研發(fā)前端，目前主要研發(fā)方向?yàn)楦吆辖鸹男滦蜔彳堧p相鋼。英國鋼鐵公司現(xiàn)研究擬用不同生產(chǎn)工藝試制合金成分完全相同的不同級(jí)別熱軋雙相鋼，并探討合金成分對(duì)熱軋雙相鋼微觀組織與力學(xué)性能的影響規(guī)律；全球最大的米塔爾-阿賽洛公司采用此工藝技術(shù)早已成功批量生產(chǎn)出DP580、DP750級(jí)別的熱軋雙相鋼。通過CSP生產(chǎn)線，西班牙ABC鋼鐵公司也成功生產(chǎn)出熱軋DP600鋼、DP780鋼[7]。我國雙相鋼的研發(fā)雖然起步相對(duì)較晚，但在熱軋雙相鋼的核心技術(shù)研發(fā)以及工業(yè)生產(chǎn)試制等研究領(lǐng)域也已經(jīng)取得了一定的突破，國內(nèi)許多企業(yè)都已批量生產(chǎn)出DP490、DP540、DP590、DP640等系列的熱軋雙相鋼。寶鋼成功試制并批量生產(chǎn)強(qiáng)度達(dá)到600MPa的低碳Si-Mn系DP590系列熱軋雙相鋼[8]。武鋼生產(chǎn)的強(qiáng)度為490MPa的RS50及強(qiáng)度為540MPa的RS55熱軋雙相鋼鋼板成功應(yīng)用于北京汽車和東風(fēng)汽車的制造[9]。我國高強(qiáng)塑性雙相鋼研發(fā)和試制與國外相比差距依然十分明顯，本文論述了雙相鋼的合金元素對(duì)雙相鋼的組織性能的影響，雙相鋼的生產(chǎn)工藝、熱軋和冷軋雙相鋼顯微組織和力學(xué)性能關(guān)系，探討我國研發(fā)生產(chǎn)高強(qiáng)塑性鋼的有效途徑，并對(duì)未來我國雙相鋼的研發(fā)提供理論依據(jù)。

2合金元素對(duì)組織性能的影響規(guī)律

目前國內(nèi)試制各系冷軋和熱軋雙相鋼的合金成分的設(shè)計(jì)多以C,Mn,Si為主要合金元素。批量生產(chǎn)出的C-Mn系、C-Mn-Si系等冷軋系列雙相鋼以及C-Mn-Si系、C-Mn-Cr-Co系等熱軋系列雙相鋼力學(xué)性能十分優(yōu)異。研究結(jié)果表明：原成分體系中復(fù)合添加微量合金元素Mo,Cr,V,Nb等能有效提高材料的力學(xué)性能，是新一代雙相鋼合金成分設(shè)計(jì)新的發(fā)展方向。 圖1展示了合金元素對(duì)雙相鋼組織性能的影響規(guī)律，如C,Mn,Cr等合金元素的添加能夠降低Ac3、Ac1臨界點(diǎn)，抑制貝氏體等雜質(zhì)相轉(zhuǎn)變，提高M(jìn)s臨界點(diǎn)。而P,Si等合金元素的添加擴(kuò)大(α+β)相區(qū), 增大Ac3線的傾斜度。

圖1　合金元素對(duì)雙相鋼組織性能的影響Fig.1　The effect of alloying elements on DP steel microstructure and mechanical properties

2.1主要合金元素對(duì)組織性能的影響規(guī)律

2.1.1元素C

C含量變化直接影響馬氏體與鐵素體雙相的形成以及雙相鋼的力學(xué)性能。增大C含量能提高連續(xù)退火工藝的臨界退火溫度，雙相鋼的屈服強(qiáng)度、塑性、韌性等力學(xué)性能出現(xiàn)明顯下降[10]。目前國內(nèi)生產(chǎn)的雙相鋼抗拉強(qiáng)度級(jí)別隨帶鋼成分中C含量增大而上升，以寶鋼生產(chǎn)的雙相鋼合金成分為參考，抗拉強(qiáng)度為600MPa級(jí)以下的雙相鋼C含量不超過0.18%，抗拉強(qiáng)度為780MPa級(jí)以下的雙相鋼C含量不超過0.20%，抗拉強(qiáng)度為1 180MPa級(jí)以下的雙相鋼C含量不超過0.23%。C含量的增加將導(dǎo)致Ac1與Ac3兩相間溫度間距變窄，滲碳體的生成影響C無限固溶[11]。退火溫度較低時(shí)，雙相鋼中的C主要富集于奧氏體內(nèi)，富C奧氏體在Ms溫度點(diǎn)以下轉(zhuǎn)變成馬氏體，最終顯微組織馬氏體C含量相對(duì)增大，導(dǎo)致雙相鋼的硬度表現(xiàn)出偏高的趨勢(shì)；較高的退火溫度促使奧氏體內(nèi)部C含量相對(duì)減小，快速冷卻階段含C量較小的殘余奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體，導(dǎo)致雙相鋼硬度偏低。

2.1.2元素Mn

Mn一方面在相變過程中穩(wěn)定增加奧氏體的淬透性，另一方面，形成的碳化物細(xì)化鐵素體晶粒的同時(shí)固溶強(qiáng)化雙相鋼的組織。Mn可以避免熱臨界區(qū)退火后微觀組織出現(xiàn)粗大的晶粒，帶鋼冷卻至Ms溫度點(diǎn)以下后組織內(nèi)部形成更多板條馬氏體。Mn通過降低 Ac3、Ac1臨界點(diǎn)、擴(kuò)大限制晶粒生長的(α+β)相區(qū)、細(xì)化滲碳體晶粒、固溶強(qiáng)化后減少晶界移動(dòng)，4種方式增加晶粒的穩(wěn)定性[12]。Mn含量較低時(shí)，Mn誘發(fā)珠光體的轉(zhuǎn)變;但Mn含量較高時(shí)，雙相鋼生產(chǎn)工藝中對(duì)冷卻速度的敏感性因Mn推遲鐵素體的析出和珠光體的轉(zhuǎn)變而增大，這要求層流冷卻設(shè)備具備極大的冷卻制動(dòng)性。Mn含量對(duì)雙相鋼抗拉強(qiáng)度的影響規(guī)律與C類似，國內(nèi)生產(chǎn)的抗拉強(qiáng)度為780MPa級(jí)以下的雙相鋼Mn含量基本不超過2.5%，抗拉強(qiáng)度為1 180MPa級(jí)以下的雙相鋼Mn含量不超過3.0%。

2.1.3元素Si

Si能促使C從鐵素體“流向”奧氏體，進(jìn)而固溶強(qiáng)化階段改善鐵素體的附生取向，并增加奧氏體的淬透性。祝志峰[13]研究表明：Si加寬鐵-滲碳體平衡相圖中(α+β)區(qū)域，增大Ac3線的傾斜度。Si固溶強(qiáng)化組織中的鐵素體，抗拉強(qiáng)度不降低時(shí)，鋼的延伸率顯著提高。添加Si促使最終組織中的馬氏體和鐵素體均勻的分布，雙相鋼獲得高強(qiáng)度與高塑性的良好匹配[14]。退火和緩慢冷卻處理后組織內(nèi)部形成的馬氏體因Si加速了奧氏體內(nèi)部C的偏聚而具有相當(dāng)高的硬度。但含Si雙相鋼的鋼板表面不可避免生成大量含Si氧化物，高Si雙相鋼的焊接性能與低Si雙相鋼的相比下降許多，因此雙相鋼的合金成分設(shè)計(jì)中Si含量不宜過高，國內(nèi)目前生產(chǎn)的雙相鋼Si含量均控制在0.6%以下。

2.2微量合金元素對(duì)組織性能的影響規(guī)律

2.2.1元素P

P對(duì)鐵素體的強(qiáng)化方式與Si類似，且強(qiáng)化作用要略高于Si，P提高微觀組織中鐵素體含量，增大雙相鋼的強(qiáng)度。P加寬鐵-滲碳體平衡相圖中(α+β)區(qū)域的同時(shí)增大Ac3線的傾斜度。含P雙相鋼的微觀組織內(nèi)部馬氏體均勻分布于鐵素體基體上，延伸率、初始硬化率等力學(xué)性能明顯優(yōu)于無P雙相鋼。但P含量過高會(huì)導(dǎo)致雙相鋼發(fā)生冷脆效應(yīng)，因此雙相鋼的合金成分設(shè)計(jì)應(yīng)考慮P含量的大小。日本鋼企率先試制并批量生產(chǎn)含P冷軋雙相鋼，大量研究表明：微量P的添加對(duì)雙相鋼的初始硬化率和強(qiáng)化效果作用更明顯，含Mn雙相鋼中加入0.09%的P會(huì)促使加工硬化率明顯提高。國內(nèi)生產(chǎn)的DP雙相鋼十分重視P含量的控制，通常不高于0.03%，寶鋼生產(chǎn)的牌號(hào)為500DP、590DP、780DP等雙相鋼P(yáng)含量甚至不高于0.015%。

2.2.2元素Mo

Mo不僅增大奧氏體的淬透性，而且通過加速鐵素體、珠光體與貝氏體相變區(qū)的右移速度加寬奧氏體亞穩(wěn)態(tài)區(qū)范圍。室溫下增加雙相鋼Mo含量導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度下降，屈服強(qiáng)度上升，但延伸率、初始硬化率無明顯改變。牛建清[15]的研究表明：Mo致使貝氏體轉(zhuǎn)變溫度下降，增大Mo含量可以加寬熱處理工藝中奧氏體亞穩(wěn)態(tài)區(qū)域；添加Mo略微降低微觀組織內(nèi)部鐵素體體積分?jǐn)?shù)，細(xì)化鐵素體。Mo雖被看作雙相鋼合金成分中價(jià)格昂貴的金屬元素，但卻有效提高雙相鋼的屈服比。目前國內(nèi)外對(duì)于熱軋雙相鋼Mo含量的添加要求遠(yuǎn)高于冷軋雙相鋼，日本新日鐵鋼鐵公司生產(chǎn)的熱軋雙相鋼Mo含量通常約為0.4%左右，冷軋雙相鋼Mo含量在0.2%以下。

2.2.3元素Cr

國內(nèi)外鋼鐵企業(yè)大批量工業(yè)生產(chǎn)的690MPa級(jí)冷軋雙相鋼鋼板通常選用成本更低的Cr代替Mo，且合金成分設(shè)計(jì)中Cr含量遠(yuǎn)高于Mo。熱軋DP雙相鋼Cr含量約為0.5%～1.2%，而冷軋雙相鋼Mo含量通常在0.2%以下。Cr促使奧氏體內(nèi)部形成C偏聚和C偏離的區(qū)域，含C量高的奧氏體形成鐵素體和馬氏體雙相，含C量低的奧氏體生成細(xì)化雙相鋼組織的其他物質(zhì)。有研究表明：Cr影響臨界區(qū)加熱時(shí)奧氏體的淬透性，抑制珠光體鐵素體形成，降低貝氏體開始轉(zhuǎn)變的溫度，雙相鋼的CCT曲線整體右移[16]。

2.2.4元素Nb

國內(nèi)外大多數(shù)雙相鋼的研究資料顯示雙相鋼Nb含量通常在0.03%左右。Nb形成的穩(wěn)定碳化物在臨界區(qū)加熱時(shí)難溶解，并且Nb推遲或抑制鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變，故熱軋雙相鋼經(jīng)Nb合金化后屈服強(qiáng)度的提升幅度大于抗拉強(qiáng)度的提升，但延伸率變化不明顯。周樂育[17]等研究發(fā)現(xiàn)：Nb的添加細(xì)化熱軋或者退火后冷軋雙相鋼的組織，提升鋼的強(qiáng)度。含Nb雙相鋼以適宜的冷卻速率冷卻后出現(xiàn)一定取向的附生鐵素體，這種附生鐵素體能顯著地改善雙相鋼的延伸率[18-19]。

2.2.5元素V

V的添加作用是形成碳化物，降低奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界速度，增大兩相區(qū)加熱時(shí)奧氏體的淬透性，促使雙相鋼CCT曲線右移，提高雙相鋼的時(shí)效穩(wěn)定性，進(jìn)而以較低的冷卻速度得到均勻的顯微組織以及良好的力學(xué)性能。冷軋雙相鋼的硬度因V對(duì)組織的細(xì)化和析出強(qiáng)化而明顯提高[20]。中高強(qiáng)度雙相鋼V含量的添加并無規(guī)定限制，許多企業(yè)生產(chǎn)試制的雙相鋼V含量不超過0.1%，但美國麥克勞斯鋼鐵公司曾經(jīng)生產(chǎn)的一種延伸率高達(dá)34.8%的C-Mn-Si-V系冷軋雙相鋼，其中V含量約占0.45%。

3熱軋雙相鋼生產(chǎn)工藝與組織性能的控制因素

3.1熱軋雙相鋼生產(chǎn)工藝

目前國際上通用的熱軋型雙相鋼的生產(chǎn)工藝均以不同種類的合金成分為基礎(chǔ)，綜合熱連軋生產(chǎn)線設(shè)備性能來依次控制軋制工藝流程中終軋溫度、卷曲溫度、冷卻速度等參數(shù)的設(shè)定。熱軋雙相鋼的生產(chǎn)工藝又可按照卷曲溫度的高低分為低溫卷曲生產(chǎn)工藝與中溫卷曲生產(chǎn)工藝。

3.1.1低溫卷曲生產(chǎn)工藝

圖2所示為低溫卷曲的生產(chǎn)工藝流程，其工作原理是確保終軋后的帶鋼在一段冷卻時(shí)間內(nèi)大部分奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體，然后利用層流冷卻等設(shè)備快速冷卻位于輸出輥道中的帶鋼，促使帶鋼溫度低于馬氏體相變溫度Ms點(diǎn)，最后將帶鋼在100～300 ℃范圍內(nèi)利用大型卷曲設(shè)備低溫卷曲。為防止組織中回火馬氏體和貝氏體等其它雜質(zhì)相生成，低溫卷曲溫度通常設(shè)定在300 ℃以下。低溫卷曲工藝雖減少M(fèi)o,V等貴重合金元素的添加，但因復(fù)雜的終軋冷卻工序以及軋后鋼板表面生成難以去除的氧化物等缺點(diǎn)并沒有被大范圍推廣。目前，日本的新日鐵、川崎制鐵以及韓國的浦項(xiàng)制鐵等大型鋼鐵生產(chǎn)企業(yè)已經(jīng)應(yīng)用低溫卷曲生產(chǎn)工藝進(jìn)行熱軋雙相鋼的生產(chǎn)，國內(nèi)的寶鋼、武鋼以及鞍鋼等鋼鐵生產(chǎn)企業(yè)對(duì)此工藝應(yīng)用較少。

圖2　低溫卷曲工藝Fig.2　The low temperature curling process

3.1.2中溫卷曲生產(chǎn)工藝

中溫卷曲生產(chǎn)工藝流程如圖3所示，其原理是首先在帶鋼的合金成分設(shè)計(jì)中適當(dāng)加入Mn，Mo等增大奧氏體的淬透性的合金元素，終軋后的鋼板在冷卻過程中將率先完成奧氏體向鐵素體的大部分相變，然后在介于奧氏體向鐵素體和奧氏體向貝氏體間“窗口”通過大型卷曲設(shè)備卷曲。為增加殘留奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力以及確保微觀組織冷卻形成馬氏體和鐵素體雙相，位于“窗口卷曲”的帶鋼將通過大型層流冷卻設(shè)備快速冷卻。終軋后連續(xù)冷卻工序一方面增大奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的相變區(qū)，另一方面使奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變的相變區(qū)右移，形成一個(gè)亞穩(wěn)態(tài)區(qū)間，以便熱軋工藝的控制。

圖3　中溫卷曲工藝Fig.3　The medium temperature curling process

中溫卷曲生產(chǎn)工藝生產(chǎn)雙相鋼對(duì)卷曲設(shè)備的要求與低溫卷曲生產(chǎn)工藝生產(chǎn)雙相鋼相比要低許多，冷卻速度也十分易于控制，非常適合于多數(shù)熱連軋生產(chǎn)線。但中溫卷曲型生產(chǎn)工藝要求雙相鋼中加入Mo,Cr等貴重金屬合金元素，造成生產(chǎn)成本大幅上升。

3.2熱軋雙相鋼的組織性能控制因素

3.2.1終軋溫度的影響

不同強(qiáng)度級(jí)別的熱軋雙相鋼生產(chǎn)中，終軋溫度的控制對(duì)熱軋雙相鋼的組織和力學(xué)性能的影響與合金成分有著關(guān)系密切。合金含量較高、元素種類較多的低碳熱軋雙相鋼，終軋溫度影響較??；合金含量較低、元素種類較少的高碳熱軋雙相鋼，終軋溫度影響較大。選擇適當(dāng)?shù)慕K軋溫度范圍能顯著提升軋后雙相鋼的力學(xué)性能。

終軋溫度的控制是通過兩種不同方式完成的。一種是在奧氏體相區(qū)形成區(qū)域的Ar3溫度點(diǎn)左右軋制,另一種是在兩相區(qū)軋制。在奧氏體相區(qū)形成區(qū)域的Ar3溫度點(diǎn)進(jìn)行熱軋時(shí)，材料內(nèi)部形成高密度位錯(cuò)和缺陷，鐵素體在奧氏體區(qū)域細(xì)化，在累積形變能的影響下加速析出，隨后的冷卻工序更易于微觀組織形成馬氏體和鐵素體雙相。

3.2.2冷卻速度的影響

熱軋雙相鋼終軋后的冷卻速度對(duì)顯微組織影響很大，冷卻速度決定微觀組織中相的形貌分布特點(diǎn)和力學(xué)性能，選用適當(dāng)?shù)睦鋮s速度是保證組織中馬氏體與鐵素體良好分布的前提。冷卻速度過慢會(huì)導(dǎo)致組織中出現(xiàn)珠光體和貝氏體等非馬氏體相；而冷卻速度過快會(huì)導(dǎo)致熱軋雙相鋼組織中馬氏體含量過高、鐵素體含量過小，力學(xué)性能上表現(xiàn)出屈服強(qiáng)度、延伸率均較低等特點(diǎn)。熱軋雙相鋼中添加較高含量合金成分(Mn，Mo，Cr)等可有效避免冷卻過程中珠光體和貝氏體等中間產(chǎn)物的生成。SalehiAR[21]等通過研究冷卻速度對(duì)C-Si-Mn系熱軋雙相鋼組織性能影響，發(fā)現(xiàn)冷卻速度的增大導(dǎo)致組織中馬氏體含量增加，鋼的硬度增強(qiáng)，塑性降低?？焖倮鋮s能夠明顯細(xì)化組織，采用兩段冷卻能夠凈化并促進(jìn)鐵素體的生成，提高鋼的強(qiáng)度；采用連續(xù)冷卻的方式可彌補(bǔ)合金成分設(shè)計(jì)中貴重元素的減少對(duì)鋼的綜合力學(xué)性能造成的不利影響[22]。

4冷軋雙相鋼生產(chǎn)工藝及組織性能控制

4.1冷軋雙相鋼生產(chǎn)工藝

世界大型鋼鐵生產(chǎn)企業(yè)多數(shù)采用大型連續(xù)退火生產(chǎn)機(jī)組對(duì)冷軋帶鋼或者熱軋帶鋼軋制生產(chǎn)出冷軋雙相鋼，而軋制工藝直接影響鋼材的組織結(jié)構(gòu)，其生產(chǎn)工藝流程如圖4所示，包括加熱、保溫、緩慢冷卻、快速冷卻以及等溫時(shí)效5個(gè)階段。目前，冷軋雙相鋼的生產(chǎn)方式主要分為奧氏體雙相法和臨界區(qū)雙相法。奧氏體雙相法是將帶鋼緩慢加熱至奧氏體區(qū)域，緩冷過程后組織內(nèi)部析出大量新生的鐵素體，之后控制層流冷卻設(shè)備的冷卻速度以確保帶鋼中殘余奧氏體全部轉(zhuǎn)變成馬氏體，使顯微組織內(nèi)部形成馬氏體和鐵素體雙相。臨界區(qū)雙相法是將帶鋼加熱至鐵素體和奧氏體兩相區(qū)，通過提高層流冷卻設(shè)備的快速冷卻速度促使帶鋼中殘余奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體，形成馬氏體和鐵素體雙相。兩種方式對(duì)比而言，臨界區(qū)雙相法工藝相對(duì)簡(jiǎn)單，但殘余奧氏體快速冷卻至馬氏體的過程工藝控制極其復(fù)雜，因此現(xiàn)代鋼鐵企業(yè)進(jìn)行冷軋雙相鋼生產(chǎn)時(shí)更多采用奧氏體雙相法。

圖4　連續(xù)退火生產(chǎn)工藝Fig.4　The continuous annealing process

4.2冷軋雙相鋼組織性能控制因素

4.2.1退火溫度的影響

合金元素的成分、含量，以及其它參數(shù)工藝不變條件下，退火溫度對(duì)軋制工藝生產(chǎn)的雙相鋼影響十分明顯。退火溫度的高低又決定了馬氏體的體積分?jǐn)?shù)[23]。雙相鋼中并無大量碳、氮化物析出時(shí)，退火溫度的高低影響兩相區(qū)奧氏體的含量，奧氏體體積分?jǐn)?shù)正比于退火溫度，但快速冷卻后馬氏體的體積分?jǐn)?shù)與退火溫度卻成反比，其主要原因是兩相區(qū)退火溫度高時(shí)雖增加了奧氏體體積分?jǐn)?shù)，但降低了奧氏體的淬透性，后續(xù)的緩冷過程中奧氏體將發(fā)生分解，導(dǎo)致快速冷卻過程中馬氏體體積分?jǐn)?shù)的降低。陳麗紅等[24]對(duì)780MPa級(jí)冷軋鋼板的研究結(jié)果表明：退火溫度升高后，馬氏體含量下降，且板條馬氏體逐漸演變?yōu)獒樔~馬氏體，進(jìn)而力學(xué)性能方面表現(xiàn)出屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度下降的特點(diǎn)，而鐵素體總含量卻隨著附生鐵素體的析出增大，延伸率明顯提升。這種影響規(guī)律與羅青等[25]的發(fā)現(xiàn)一致：雙相鋼組織內(nèi)部大量的析出物粒子聚集在晶界周圍，退火溫度升高后部分粒子聚集長大，造成奧氏體重結(jié)晶時(shí)形核率的增大并阻礙其生長；冷卻過程中因奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，這種細(xì)化方式持續(xù)到組織內(nèi)部形成馬氏體和鐵素體雙相。

4.2.2冷卻速度的影響

冷卻工序的緩慢冷卻階段可降低臨界區(qū)加熱后部分奧氏體化對(duì)帶鋼板完整性的改變。因部分奧氏體在Ac1溫度點(diǎn)附近的邊界上析出具有取向的新生鐵素體，故緩慢冷卻的末端溫度點(diǎn)設(shè)置靠近于Ac1線將增大雙相鋼對(duì)退火溫度的敏感度[26]。提高緩慢冷卻速度不僅明顯細(xì)化組織，而且提升雙相鋼馬氏體含量，促進(jìn)冷軋雙相鋼獲得更高的屈服強(qiáng)度。王科強(qiáng)等[27]對(duì)C-Mn-Cr系冷軋雙相鋼的研究發(fā)現(xiàn)，以較低冷卻速度進(jìn)行緩慢冷卻，冷軋雙相鋼延伸率會(huì)有明顯的提升；緩慢冷卻速度增加顯微組織內(nèi)部馬氏體體積分?jǐn)?shù)，冷軋雙相鋼在力學(xué)性能上表現(xiàn)為抗拉強(qiáng)度升高、延伸率下降的特點(diǎn)。

4.2.3時(shí)效溫度的影響

經(jīng)回火處理的冷軋雙相鋼可獲得更加優(yōu)良的屈服比、延伸率等力學(xué)性能。時(shí)效溫度較低的階段，雙相鋼微觀組織改變并不明顯，除馬氏體發(fā)生浮凸效應(yīng)外，雙相比例變化不大，但組織內(nèi)部極易形成大量位錯(cuò)，因此雙相鋼的力學(xué)性能表現(xiàn)出抗拉強(qiáng)度保持不變，屈服強(qiáng)度有所提升的趨勢(shì)。時(shí)效溫度提高后，雙相鋼的組織發(fā)生很大變化，一方面鐵素體析出凈化，馬氏體表面模糊并發(fā)生分解，分解出的島狀馬氏體彌散分布于鐵素體基體上；另一方面晶界析出的碳化物逐漸長大，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，并且小角晶界經(jīng)遷移合并形成更多阻礙位錯(cuò)遷移的大角晶界。在此時(shí)效強(qiáng)化階段雙相鋼的抗拉強(qiáng)度下降，屈服強(qiáng)度上升。時(shí)效溫度上升超過這一階段后，雙相鋼的組織內(nèi)部析出大量碳化物，鐵素體回復(fù)結(jié)晶造成位錯(cuò)密度下降，出現(xiàn)屈服現(xiàn)象。時(shí)效溫度升高，雙相鋼的整體強(qiáng)度有所下降[28]。朱曉東等[29]對(duì)Si-Mn系冷軋雙相鋼的研究發(fā)現(xiàn)，雙相鋼整體力學(xué)性能改變的過時(shí)效溫度點(diǎn)為300 ℃，若時(shí)效溫度超過300 ℃，屈服強(qiáng)度急劇上升，出現(xiàn)屈服平臺(tái)的同時(shí)屈強(qiáng)比過高。過高的時(shí)效溫度會(huì)導(dǎo)致連續(xù)退火后冷軋雙相鋼板的力學(xué)性能出現(xiàn)屈服強(qiáng)度值過大以及抗拉強(qiáng)度值偏小的缺點(diǎn)；而過低時(shí)效溫度會(huì)導(dǎo)致連續(xù)退火后冷軋雙相鋼板的力學(xué)性能出現(xiàn)屈服強(qiáng)度值偏小，抗拉強(qiáng)度值偏大的缺點(diǎn)。因此冷軋雙相鋼的等溫時(shí)效溫度應(yīng)控制在200～300 ℃的范圍內(nèi)，以便雙相鋼獲得優(yōu)異的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度的組合和高延伸率。

5發(fā)展趨勢(shì)

5.1優(yōu)化合金成分設(shè)計(jì)

雙相鋼合金成分設(shè)計(jì)通常需考慮擴(kuò)大生產(chǎn)工藝窗口，以便獲得均勻的馬氏體與鐵素體雙相組織。如Si,Mo等元素可提高奧氏體的淬透性，并強(qiáng)烈抑制珠光體等雜質(zhì)相生成。貴重金屬元素Mo不但增加鋼材使用成本，而且與Si均惡化軋制后鋼板的焊接性能。鑒于合金元素中Si與Al的作用相似，并且以Al代Si可提升雙相鋼的表面質(zhì)量。國外于近幾年研究冷軋C-Mn-Al系TRIP鋼發(fā)現(xiàn)，通過提高退火溫度及冷卻速度，微觀組織可以由鐵素體+少量貝氏體+馬氏體組成。Cr的添加有效確保雙相鋼馬氏體和鐵素體雙相微觀組織，且Cr常作為雙相鋼合金成分中Mo的替代元素，所以通過成分設(shè)計(jì)與生產(chǎn)工藝調(diào)整，探索Al系、Al-Cr系以及C-Mn-Cr系雙相鋼的試制與生產(chǎn)將具有廣泛的發(fā)展空間。我國稀土儲(chǔ)量豐富，近些年來稀土元素在新型材料中應(yīng)用得到全球許多科研機(jī)構(gòu)的廣泛關(guān)注與認(rèn)可，并一致認(rèn)為稀土元素是大幅度提高材料各種性能的最為有效途徑，國內(nèi)外大量研究發(fā)現(xiàn)稀土元素能明顯提升高速鋼、雙相不銹鋼、馬氏體鋼等的性能，但關(guān)于稀土元素對(duì)雙相鋼作用機(jī)理的研究似乎鮮有報(bào)道，所以未來的超高強(qiáng)度雙相鋼應(yīng)注重少量稀土元素的添加。

5.2改良生產(chǎn)工藝

我國鋼企雙相鋼生產(chǎn)工藝與國外相比，存在高能耗、高污染、高成本等嚴(yán)峻問題，所生產(chǎn)各級(jí)別鋼板仍位于國際鋼鐵市場(chǎng)中下游階段，因此生產(chǎn)工藝的改進(jìn)倍受各大鋼企的關(guān)注。國內(nèi)生產(chǎn)熱軋雙相鋼基本以中溫卷曲工藝為主，與日韓采用低溫卷曲工藝相比，雖易于控制，但鋼材的板型、性能、以及表面質(zhì)量等差距十分巨大，且中溫卷曲工藝要求雙相鋼合金成分中必須加入貴重金屬元素Mo以彌補(bǔ)冷卻速度的限制。目前低溫卷曲工藝因?qū)恿骼鋮s設(shè)備及低溫卷曲設(shè)備的限制而無法取代中溫卷曲工藝，因此現(xiàn)代鋼企在產(chǎn)業(yè)升級(jí)期間逐步加大對(duì)低溫卷曲工藝的探索及高性能生產(chǎn)設(shè)備的技術(shù)引進(jìn)與研發(fā)。臨界區(qū)雙相法連續(xù)退火生產(chǎn)工藝的退火溫度低，工藝流程簡(jiǎn)單，生產(chǎn)的雙相鋼板條馬氏體間距小，鐵素體位錯(cuò)密度高，馬氏體與鐵素體雙相組織更加均勻。但是臨界雙相法連續(xù)退火生產(chǎn)工藝不僅冷卻路徑復(fù)雜，而且對(duì)快速冷卻階段冷卻速度的要求較高。一旦成功突破工業(yè)生產(chǎn)中水冷、輥冷、氣體噴射冷卻等超快控冷技術(shù)問題，臨界雙相法連續(xù)退火生產(chǎn)工藝將會(huì)在國內(nèi)被迅速推廣。而國內(nèi)鋼企采用臨界雙相法生產(chǎn)冷軋雙相鋼將會(huì)大幅度減少生產(chǎn)所需能耗，降低有害氣體污染。

6結(jié)語

目前，雙相鋼的研究越加受到國內(nèi)外鋼鐵企業(yè)和汽車生產(chǎn)企業(yè)的重視，高強(qiáng)度雙相鋼的研發(fā)與生產(chǎn)是需要長時(shí)間的科研積累和生產(chǎn)實(shí)踐，這與雙相鋼的合金成分的微合金化、生產(chǎn)工藝的調(diào)整、顯微組織的控制等問題等相互耦合。我國在雙相鋼的生產(chǎn)研發(fā)于近年來取得了長足的發(fā)展，但在生產(chǎn)工藝、降低能耗、完善產(chǎn)品質(zhì)量等生產(chǎn)方面仍存在許多不足之處。國內(nèi)鋼企雙相鋼的開發(fā)應(yīng)結(jié)合當(dāng)代汽車產(chǎn)品的發(fā)展動(dòng)向，力求生產(chǎn)出低成本、高性能、多用途的各級(jí)別鋼板。隨著合金成分的優(yōu)化、生產(chǎn)工藝的改良和高精尖生產(chǎn)設(shè)備的應(yīng)用，相信不久的將來我國定會(huì)研發(fā)出世界級(jí)水平的高強(qiáng)度汽車用雙相鋼，并引領(lǐng)雙相鋼的未來發(fā)展方向。

參考文獻(xiàn)References

[1]KangYonglin(康永林)，KuangShuang(鄺霜)，YinXiandong(尹顯東)，et al.汽車用雙相鋼板的開發(fā)和研究進(jìn)展[J]. Automobile Technology & Material(汽車工藝與材料)， 2006(5):1-5.

[2]LiuYe(劉燁)，Exquisite Intermediate Car Perfect New Standard(精湛中級(jí)車完美新標(biāo)桿)，[EB/OL].(2013-6-11)[2014-9-14].

[3]LiChengning(利成寧)，YuanGuo(袁國)，ZhouXiaoguang(周曉光)， et al. 汽車結(jié)構(gòu)用熱軋雙相鋼的生產(chǎn)現(xiàn)狀及發(fā)展趨勢(shì)[J].Steel Rolling (軋鋼)，2012(5): 38-42.

[4]HuoG，CenY，LiZ， et al.EffectsofHeatTreatmentProcessParametersonMicrostructureandMechanicalPropertiesofDP440ColdRolledStrip[J]. Journal of Iron and Steel Research, International，2014，21(5): 509-516.

[5]FuJunyan(付俊巖).Nb微合金化和含鈮鋼的發(fā)展及技術(shù)進(jìn)步[J].Iron and Steel(鋼鐵)，2006，40(8):1-6.

[6]WangLi(王利),LuJiangxin(陸匠心).寶鋼冷軋汽車板的發(fā)展及其應(yīng)用[J]. World Iron & Steel(世界鋼鐵)，2002，2(6):2-6.

[7]LiuXiao(劉曉)，SongHongmei(宋紅梅).CSP線的雙相鋼生產(chǎn)工藝[J]. World Iron & Steel(世界鋼鐵)，2004(4):11-14.

[8]TangWenjun(唐文軍)，ZhengLei(鄭磊)，WangZiqiang(王自強(qiáng)). 寶鋼1 880m熱軋?jiān)嚿a(chǎn)DP600雙相鋼的組織性能[J]. Baosteel Technology(寶鋼技術(shù)),2012(2)：45-53.

[9]TanWen(譚文)，HanBin(韓斌)，WangShuize(汪水澤).CSP工藝生產(chǎn)C-Mn-Cr、C-Mn-Si雙相鋼組織性能[J].Steel Rolling(軋鋼)，2010，27(26):45-53.

[10]DongRuifeng(董瑞峰).碳當(dāng)量對(duì)C-Mn型熱軋雙相鋼組織性能的影響[J].Steel Rolling(軋鋼)，2011,28(3):11-13.

[11]KraussG.DeformationandFractureinMartensiticCarbonSteelsTemperedatLowTemperatures[J]. Metallurgical and Materials Transactions A，2001， 32(4): 861-877.

[12]CalcagnottoM，PongeD，RaabeD.OntheEffectofManganeseonGrainSizeStabilityandHardenabilityinUltrafine-GrainedFerriteandMartensiteDual-PhaseSteels[J]. Metallurgical and Materials Transactions A， 2012, 43(1): 37-46.

[13]ZhuZhifeng(祝志峰).Si對(duì)高強(qiáng)熱軋雙相鋼組織性能的影[J].Steel Rolling(軋鋼)，2011，28(2):16-18.

[14]DrumondJ，GirinaO，daSilvaFilhoJF， et al.EffectofSiliconContentontheMicrostructureandMechanicalPropertiesofDual-PhaseSteels[J]. Metallography， Microstructure， and Analysis， 2012, 1(5): 217-223.

[15]NiuJianqing(牛見青)，JiangHaitao(江海濤),TangDi(唐荻)，鉬對(duì)熱軋雙相鋼相變規(guī)律和生產(chǎn)工藝的影響[J].Hot Working Technology(熱加工工藝)，2011,40(10):57-60.

[16]KangDH，LeeHW.EffectofDifferentChromiumAdditionsontheMicrostructureandMechanicalPropertiesofMultipassWeldJointofDuplexStainlessSteel[J]. Metallurgical and Materials Transactions A，2012, 43(12): 4 678-4 687.

[17]ZhouLeyu(周樂育)，LiuYazheng(劉雅政)，F(xiàn)angYuan(方圓),et al.Nb對(duì)C-Si-Mn-Cr雙相鋼相變規(guī)律、組織和性能的影響[J].Iron and Steel(鋼鐵)，2008，43(7):76-80.

[18]SongR,FonsteinN,JunHJ, et al.EffectsofNbonMicrostructuralEvolutionandMechanicalPropertiesofLow-CarbonCold-RolledDual-PhaseSteels[J].Metallography,Microstructure and Analysis， 2014, 1(1): 1-11.

[19]KlinkenbergC，TruteS，BLOCKW.NiobiuminEngineeringSteelsforAutomotiveApplications[J]. Steel Research International， 2006， 77(9-10): 698-703.

[20]LuoJuanjuan(羅娟娟)，ShiWen(史文)，HuangQunfei(黃群飛), et al.釩對(duì)熱處理雙相鋼相變組織的影響[J].Shanghai Metals(上海金屬)，2011(3):19-22.

[21]SalehiAR，SerajzadehS，TaheriAK.AStudyontheMicrostructuralChangesinHotRollingofDual-PhaseSteels[J].Journal of Materials Science， 2006， 41(7): 1 917-1 925.

[22]GaoCairu(高彩茹),DuLinxiu(杜林秀).冷卻路徑對(duì)低成本熱軋雙相鋼組織性能的影響[J].Steel Rolling(軋鋼)，2013(2):10-14.

[23]MondiPR,SarmaVS,SankaranS.DevelopmentofUltra-FineGrainedDualPhaseMicroalloyedSteelsthroughSevereColdRollingandIntercriticalAnnealing[J]. Transactions of the Indian Institute of Metals, 2011, 64(1-2): 89-92.

[24]ChenLihong(陳立紅)，LiXia(李霞).不同退火溫度對(duì)冷軋780MPa級(jí)雙相鋼組織性能的影響[M]// 2009 CSM Annual Meeting Proceedings(第七屆(2009)中國鋼鐵年會(huì)大會(huì)論文集).Beijing,2009.

[25]LuoQing(羅青)，ZhaoZhengzhi(趙征志)，XuGang(徐剛)，et al.退火溫度和平整對(duì)冷軋熱鍍鋅雙相鋼組織和性能的影響[J].Journal of Iron and Steel Research(鋼鐵研究學(xué)報(bào))，2009，21(10):33-37.

[26]HuiW,WuQS,LinCJ.StudyonStrainHardeningPropertyandBakeHardeningPropertyofHighAluminumDualPhaseSteel[J]. Advanced Materials Research， 2013，774: 573-576.

[27]WangKeqiang(王科強(qiáng))，LiuRendong(劉仁東)，WangXu(王旭),et al.緩慢冷卻工藝對(duì)高強(qiáng)度冷軋雙相鋼組織性能的影響[J]. Journal of Iron and Steel Research(鋼鐵研究學(xué)報(bào))，2012,24(2):44-48.

[28]MaX,TangD,LiuR.EffectofAnnealingandOver-AgingTemperaturesontheMicrostructureandPropertiesofDP800ColdRolledSteel[J]. New Technology & New Process, 2008, 9: 53-56.

[29]ZhuXiaodong(朱曉東)，WangLi(王利)，YuNingfeng(俞寧峰)，et al.過時(shí)效和平整對(duì)冷軋雙相鋼板強(qiáng)度、塑性及烘烤硬化性的影響[J]. Journal of Iron and Steel Research(鋼鐵研究學(xué)報(bào)),2004，15(6):47-50.

(編輯惠瓊)

第一作者：孫耀祖，男，1989年生，碩士研究生

ResearchProgressonDPSteelforAutomobiles

SUNYaozu1,WANG Xu1,2,WANGYunling1, ZHANG Guofu1,YI Hongliang2

(1.LiaoningShihuaUniversity,Fushun113001,China)

(2.StateKeyLaboratoryofRollingandAutomation,NortheasternUniversity,Shenyang110819,China)

Abstract：With the excellent mechanical properties, such as continuous yielding behavior, low yield point, and high work hardening rate, DP steel has been concerned by major automobile manufacturing companies and been used widely in the modern automobile industry. DP steel, which is manufactured into vehicle body structure, not only can reduce mass and fuel consumption, but also can increase the ability of resisting depression. The strength as well as the fatigue property of vehicle suspension system and vehicle steel can increase significantly due to DP steel. Main alloying elements addition can ensure the stability of the dual phase that is consisted of the martensite and the ferrite, trace alloying elements addition can refine microstructure and improve the mechanical properties. Production process of hot rolled DP steel involves low-temperature curing process and medium-temperature curing process, cold rolled DP steel mainly relies on continuous-annealing process. The design of curling process is based on the control of the rolling temperature and cooling rates; anneal temperature and over aging temperature should be considered comprehensively during the continuous-annealing process. The effect rule of microstructure and mechanical properties impacted by alloying elements, as well as the control of production process with microstructure and mechanical properties are reviewed in this paper. Simultaneously, we further present some suggestions for the development of the DP steel in the modern automobile industry.

Key words：DP steel; alloying elements; production process; microstructure; mechanical properties

中圖分類號(hào)：TG142.4+1

文獻(xiàn)標(biāo)識(shí)碼：A

文章編號(hào)：1674-3962(2015)06-0475-07

DOI:10.7502/j.issn.1674-3962.2015.06.09

通訊作者：王旭，男，1979年生，副教授，Email:wx1979875@hotmail.com

基金項(xiàng)目：遼寧省教育廳一般項(xiàng)目資助(L2012127,L20140154)

收稿日期：2014-07-15