熱軋雙相鋼的發(fā)展現(xiàn)狀及高強熱軋雙相鋼的開發(fā)

袁 國，利成寧，孫丹丹，康 健，王國棟

（東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽 110819）

熱軋雙相鋼的發(fā)展現(xiàn)狀及高強熱軋雙相鋼的開發(fā)

袁 國，利成寧，孫丹丹，康 健，王國棟

（東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽 110819）

介紹了熱軋雙相鋼的發(fā)展現(xiàn)狀及存在問題，指出低成本熱軋雙相鋼、高延伸凸緣型鐵素體+貝氏體熱軋雙相鋼（F-B熱軋雙相鋼）及高強度熱軋雙相鋼的開發(fā)及應(yīng)用，將促進我國熱軋雙相鋼的發(fā)展，推動汽車工業(yè)的“以熱代冷”進程。同時，探討了納米析出強化型熱軋雙相鋼的強化機理及工藝控制原理，并在實驗室進行了中試，開發(fā)出鐵素體基體析出強化型的熱軋雙相鋼，其抗拉強度達770～830 MPa，屈強比＜0.75，組織為鐵素體+馬氏體，且鐵素體基體中存在大量細小的納米級尺寸的TiC過飽和析出和相間析出。

熱軋雙相鋼；低成本；F-B雙相鋼；析出強化；TiC；高強鋼

1 前言

隨著能源的日益枯竭及環(huán)境的惡化，汽車的減量化越來越受到關(guān)注。在汽車上使用性能良好的高強度鋼板是汽車減重節(jié)能、提高安全性的有效手段[1～3]。雙相鋼（DP鋼）是由鐵素體和馬氏體構(gòu)成的先進高強鋼。雙相鋼因具有良好的強塑性、低屈強比、高初始加工硬化率、良好烘烤硬化性能及抗疲勞性能等，可滿足汽車多種部件的應(yīng)用條件，是一種理想的汽車結(jié)構(gòu)用鋼。在國際鋼鐵協(xié)會的超輕鋼車身——先進概念車（ULSAB-AVC）計劃中，高強度鋼占所用材料的97%，其中先進的高強度鋼的比例占了80%以上，雙相鋼的比例高達74%。

隨著控軋控冷技術(shù)的發(fā)展，熱軋板帶鋼的性能、板形、尺寸及表面質(zhì)量等均得到明顯提高，熱軋板逐漸取代部分冷軋板制作汽車結(jié)構(gòu)件（如車身結(jié)構(gòu)件、車架、剎車盤等）和車輪等，即“以熱代冷”。與冷軋雙相鋼相比，熱軋雙相鋼不但可以縮減鋼板生產(chǎn)過程中的冷軋、退火、重卷等工序，而且還可避免冷軋后的鋼材加工硬化，降低零件沖壓過程中對模具的磨損和回彈量，具有成本低、生產(chǎn)過程簡便、生產(chǎn)規(guī)模大及綜合性能良好等優(yōu)點。

2 熱軋雙相鋼的發(fā)展現(xiàn)狀及趨勢

2.1 熱軋雙相鋼發(fā)展現(xiàn)狀

日本、北美、西歐在熱軋雙相鋼的開發(fā)與應(yīng)用方面投入大量研究，并取得良好效果。目前，生產(chǎn)或研究的熱軋雙相鋼成分體系主要有Si-Mn-Cr-Mo系、Si-Mn-Cr系、Si-Mn系、C-Mn系等[4～7]。其中日本的新日鐵、住友金屬、川崎制鐵等開發(fā)的熱軋雙相鋼以低合金含量（低碳Si-Mn系或Mn-Cr系）和低溫卷取為主要特點，降低了鋼中Mo、V等貴重合金的含量，具有明顯的成本優(yōu)勢。北美的克里馬克斯鉬公司、福特汽車、底法斯科公司的熱軋雙相鋼因添加了較多的合金元素（Si-Mn-Cr-Mo系）可采用中溫卷取工藝，具有良好的工藝穩(wěn)定性。歐洲的意大利特柯賽德公司、法國尤西諾等的熱軋雙相鋼成分與北美相似，主要通過添加Mo、Cr提高鋼的淬透性來獲得鐵素體+馬氏體雙相組織。西班牙的ABC公司也首次在CSP生產(chǎn)線成功生產(chǎn)出低成本的Si-Mn-Cr系熱軋DP600[8]。

我國熱軋雙相鋼的研究與開發(fā)起步較晚，寶鋼集團有限公司（寶鋼）最早于1992年試軋了厚度為2.75 mm和4.00 mm的熱軋雙相鋼，用于北京吉普車的車輪生產(chǎn)。近年來，本溪鋼鐵有限責(zé)任公司（本鋼）在1700熱連軋生產(chǎn)線采用三段冷+中溫卷取工藝成功開發(fā)出Si-Mn-Cr-Mo系熱軋DP600[9]；寶鋼通過密集水冷+空冷+水冷+低溫卷取的冷卻模式，在1800機組試制出Si-Mn系600 MPa級熱軋雙相鋼[10]；武漢鋼鐵集團公司（武鋼）采用Mn-Cr和Mn-Si兩種成分在CSP線上進行了熱軋DP580雙相鋼的試制[11]；2004年，東北大學(xué)與包頭鋼鐵有限責(zé)任公司（包鋼）合作開發(fā)首臺套熱軋帶鋼超快冷實驗裝置，在CSP線上成功開發(fā)厚度規(guī)格為4～6 mm的540 MPa級和C-Mn 590 MPa級低成本C-Mn系熱軋雙相鋼[12，13]。

2.2 熱軋雙相鋼發(fā)展趨勢

2.2.1 低成本熱軋雙相鋼

傳統(tǒng)熱軋雙相鋼，因受軋線及工藝控制精度的限制，為了獲得鐵素體+馬氏體的雙相組織，需添加Mo等昂貴的合金元素，以抑制珠光體、貝氏體的形成降低馬氏體的臨界冷速。然而，采用較高的合金成分設(shè)計，不但提高了成本而且還惡化了鋼的焊接性能。因此開發(fā)低合金含量或以低價格的元素代替Mo，可降低成本、提高焊接性能。

為了提高市場競爭力，熱軋雙相鋼中通過增加Mn、Si的含量或加入適量的Cr來代替Mo的作用，可有效地降低成本。另外，通過提高軋后冷卻強度及合理的冷卻路徑控制可降低熱軋雙相鋼中合金元素用量，進一步擴大熱軋雙相鋼的成本優(yōu)勢。其中，依托超快冷卻技術(shù)原理，包鋼在配備有后置式超快冷卻試驗裝置的CSP熱連軋上，成功開發(fā)出C-Mn系熱軋雙相鋼。2013年8月，包鋼與東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室（RAL）進一步合作，對CSP軋線原后置式超快冷卻試驗裝置進行全面升級改造，改造后的超快冷裝備水平將全面達到國際先進水平，設(shè)備投產(chǎn)后將進一步提高熱軋雙相鋼的強度級別并擴大產(chǎn)品厚度規(guī)格范圍，將成為國內(nèi)開發(fā)生產(chǎn)低成本經(jīng)濟型高品質(zhì)熱軋雙相鋼的生產(chǎn)示范線，推動國內(nèi)熱軋雙相鋼的生產(chǎn)技術(shù)進步。

2.2.2 高延伸凸緣型鐵素體+貝氏體熱軋雙相鋼（F-B熱軋雙相鋼）

與傳統(tǒng)的鐵素體+馬氏體雙相鋼相比，鐵素體+貝氏體雙相鋼（F-B雙相鋼）具有強度和延伸凸緣性的良好組合，更適合于制作要求較厚且翻邊性良好的部件及要求較高擴孔性能的構(gòu)件，故F-B雙相鋼也稱高延伸凸緣型鋼或高擴孔鋼，是制作底盤、懸臂和車輪等部件的理想材料。目前，美國、日本等已開發(fā)出430～780 MPa級別的高延伸凸緣型性的熱軋F-B鋼板。其中，住友金屬公司及神戶鋼鐵公司開發(fā)出的系列高延伸凸緣型F-B雙相鋼，成分及性能如表1 所示[13，14]。

表1 日本開發(fā)的部分高延伸凸緣型熱軋鋼板的成分及性能Table 1 Chemical composition and properties of some of hot rolled high stretch-flangeability sheets developed by Japan

2.2.3 高強度熱軋雙相鋼

目前，國內(nèi)外生產(chǎn)及應(yīng)用的熱軋雙相鋼主要以DP540～DP600為主，DP600特別是DP780以上級別的雙相鋼仍以冷軋為主。因此，開發(fā)DP780及以上級別的高強度熱軋雙相鋼對于擴大熱軋雙相鋼的應(yīng)用范圍，促進汽車用鋼板“以熱代冷”具有重要的意義。為了獲得高強度、良好性能的熱軋雙相鋼，熱軋雙相鋼除了應(yīng)用組織強化外還應(yīng)綜合應(yīng)用細晶強化、析出強化的強韌化方式。已有研究表明[15，16]，在傳統(tǒng)熱軋雙相鋼中添加微Nb、V、Ti合金元素，結(jié)合未再結(jié)晶的大壓下及控冷工藝，可獲得DP780甚至以上級別的超細晶熱軋雙相鋼，通過合理的合金元素設(shè)計及工藝控制，使得在鐵素體基體中析出納米級的析出相，可在提高強度的同時改善熱軋雙相鋼的綜合力學(xué)性能。然而，高級別的熱軋雙相鋼目前主要處于研究試驗階段，尚未形成產(chǎn)業(yè)化批量生產(chǎn)，其強化機理、控制策略及后續(xù)產(chǎn)品的使用性能評價等有待進一步深入研究。

3 鐵素體基體析出強化型高強熱軋雙相鋼的開發(fā)

3.1 析出強化型熱軋雙相鋼的強化機制及性能優(yōu)勢

傳統(tǒng)雙相鋼以組織強化為主要強化方式，通過組織強化雖然可提高強度降低屈強比，但由于軟相鐵素體與硬相馬氏體的強度差較大，兩相塑性應(yīng)變不相容性加大，導(dǎo)致均勻變形能力降低不利于汽車零部件的成形，一定程度上限制了雙相鋼的應(yīng)用。因此，提高鐵素體相的強度，可減小鐵素體和馬氏體的塑性應(yīng)變不相容性，抑制在兩相界面萌生的微孔和空洞聚集，即推遲頸縮發(fā)生，提高均勻真應(yīng)變。

高強鋼主要通過添加微合金元素Nb、V、Ti，在鐵素體中析出細小的微合金碳氮化物，即析出強化的方式提高強度。相對Nb、V而言，Ti具有資源豐富、成本低廉等優(yōu)點，是一種極具發(fā)展?jié)摿Φ奈⒑辖鹪?。不少研究者已對Ti的析出強化機理進行了研究，并開發(fā)出780 MPa級別的高強鋼，取得了良好的效果[13，17～19]。以析出強化為主的高強鋼，抗拉強度增量正比于第二相顆粒尺寸的二分之一次方，當(dāng)?shù)诙嗟某叽绾苄r，提高屈服強度的作用比提高抗拉強度的作用效果更明顯，這必將導(dǎo)致屈強比的升高，不利于汽車結(jié)構(gòu)件的成形[20]。

有文獻指出[16，21]，在傳統(tǒng)的熱軋雙相鋼成分基礎(chǔ)上，添加適量的Ti，綜合應(yīng)用析出強化及組織強化的強韌化方式，具有以下性能優(yōu)勢。

1）在鐵素體中析出微合金碳氮化物，強化鐵素體基體，可在提高熱軋雙相鋼強度的同時減小鐵素體及馬氏體的強度差，抑制雙相鋼變形過程中的局部變形，提高均勻延伸率。

2）鐵素體+馬氏體的雙相組織，具有低的屈強比，同時還可保持較高大延伸率。

3）具有細小析出相的鐵素體基體+彌散分布馬氏體島的雙相組織可提高擴孔率。

4）經(jīng)析出強化后的鐵素體相與馬氏體相共存，可阻礙疲勞裂紋的擴展，改善疲勞性能。

3.2 析出強化型熱軋雙相鋼的工藝原理

鐵素體基體析出強化型熱軋雙相鋼的工藝過程原理如圖1所示[21，22]。在析出強化型熱軋雙相鋼成分設(shè)計時，主要是在傳統(tǒng)熱軋雙相鋼的成分基礎(chǔ)上添加一定量的 Ti，同時還應(yīng)調(diào)整 Mn、Si、Cr等元素的含量，使得鐵素體相變的鼻尖溫度與TiC析出的鼻尖溫度相匹配。由圖1可知，鋼板熱軋后快速冷卻至鐵素體相變鼻尖溫度附近，然后在緩冷或保溫階段，奧氏體相變?yōu)殍F素體，同時TiC在鐵素體相變過程中相間析出或過飽和析出，最后再快冷至Ms以下溫度，未轉(zhuǎn)變奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，最終獲得存在納米級TiC析出相的鐵素體基體+彌散分布的馬氏體的熱軋雙相鋼。

圖1 鐵素體基體析出強化型熱軋雙相鋼的工藝過程原理Fig.1 Technical principle of hot rolled dual-phase steel strengthened by ferrite matrix with fine precipitates

3.3 析出強化型高強熱軋雙相鋼的開發(fā)

3.3.1 坯料成分及工藝

目前，東北大學(xué)RAL已對鐵素體析出強化型熱軋雙相鋼開展了較為深入的研究與開發(fā)工作，并在實驗室成功試制出具有細小TiC析出相的鐵素體基體+彌散分布馬氏體島雙相組織特征的熱軋雙相鋼。鋼坯具體成分見表2，鋼坯Ti含量為0.10%，為避免TiC的析出使C含量降低而導(dǎo)致的淬透性降低，特別添加了0.52%的Cr，以降低形成馬氏的臨界冷速。

實驗室中試熱軋工藝如圖2所示。將坯料置于加熱爐中加熱至1 250℃，保溫2 h。采用了兩階段軋制制度，未再結(jié)晶壓下率80%以上，終軋溫度為880℃，軋后鋼板厚度為5 mm，軋后采用分段冷卻模式進行冷卻：第一段水冷（660～700℃）+空冷（10～25 s）+第二段水冷，卷取溫度≤200℃/s，具體實測工藝參數(shù)見表3。

表2 實驗鋼的化學(xué)成分Table 2 The chemical composition of test steel

圖2 熱軋工藝Fig.2 Hot rolling process

表3 試樣實測工藝參數(shù)Table 3 Actual measured process parameters of samples

3.3.2 力學(xué)性能及顯微組織

中試鋼板的力學(xué)性能見表4。當(dāng)?shù)谝欢嗡錅囟瓤刂圃诩s690～670℃時，鋼板的抗拉強度≥800 MPa，屈服強度≤610 MPa，延伸率≥20%，其力學(xué)性能滿足GBT 20887.3—2010《汽車用高強度熱連軋鋼板及鋼帶（第3部分：雙相鋼）》對HR450/780DP的性能要求，且強度富余量較大。因此，該鋼種是可用于生產(chǎn)DP780的高強熱軋雙相鋼。

圖3為中試熱軋雙相鋼的金相顯微組織，鋼板組織均為鐵素體+馬氏體的雙相組織，且鐵素體呈多邊形狀，島狀馬氏體分布于鐵素體晶粒間。圖3中，a、d為1#鋼；b、e為2#鋼；c、f為3#鋼。微觀電子透射形貌如圖4所示。由圖4可知，獲得的馬氏體以板條馬氏體為主，鐵素體晶粒內(nèi)均存在大量細小的TiC析出顆粒，尺寸為1～6 nm。鐵素體基體中的TiC析出呈現(xiàn)兩種分布類型：一種呈彌散狀分布（見圖4b），該種析出是相變后在鐵素體基體上形核的過飽和析出；另一種呈片層狀排列分布（見圖4c），該種析出是在奧氏體向鐵素體相變過程中形核而產(chǎn)生的相間析出。

表4 實驗鋼的縱向力學(xué)性能Table 4 The longitudinal mechanical properties of experimental steels

4 熱軋雙相鋼生產(chǎn)中存在的問題

自1968年第一個雙相鋼專利提出以來，特別是1978年熱軋雙相鋼的出現(xiàn)，雙相鋼的巨大潛力逐漸被人們所認識。目前開發(fā)出的熱軋雙相鋼強度可覆蓋500～800 MPa級別，然而熱軋雙相鋼在實際的生產(chǎn)中仍然存在諸多問題。

1）在常規(guī)熱連軋生產(chǎn)線上生產(chǎn)雙相鋼時，帶鋼軋制過程采用升速軋制，其冷卻溫度及時間難以精確控制，使得雙相鋼中兩相比例可控性較差，容易導(dǎo)致性能不穩(wěn)定。為此，常規(guī)熱連軋線通常需采用熱卷箱盡可能確保生產(chǎn)工藝過程的穩(wěn)定性。同時，部分生產(chǎn)線冷卻能力有限，對于厚規(guī)格的產(chǎn)品難以避免珠光體、貝氏體等非馬氏體組織的形成，即難以經(jīng)濟地獲得典型的鐵素體+馬氏體的雙相組織。

2）在薄板坯連鑄連軋生產(chǎn)線生產(chǎn)熱軋雙相鋼時，水冷時間及空冷時間較短使鐵素體轉(zhuǎn)變不充分，馬氏體含量過高甚至出現(xiàn)貝氏體及珠光體，產(chǎn)品屈強比偏高。另外，表面質(zhì)量問題也是薄板坯連鑄連軋生產(chǎn)線生產(chǎn)熱軋雙相鋼尚需解決的問題。

圖3 鐵素體基體析出強化型熱軋雙相鋼金相顯微組織（OM&SEM）Fig.3 Microstructures of hot rolled dual-phase steel strengthened by ferrite matrix with fine precipitates（OM&SEM）

圖4 鐵素體基體析出強化型熱軋雙相鋼微觀形貌（TEM）Fig.4 Micro-morphology of hot rolled dual-phase steel strengthened by ferrite matrix with fine precipitates（TEM）

3）由于采用低溫卷取，板形問題也是限制熱軋雙相鋼特別是薄規(guī)格熱軋雙相鋼生產(chǎn)與應(yīng)用的關(guān)鍵，為了補救熱軋中可能產(chǎn)生的板形問題，常需采用矯直精整機組進行平整。

5 結(jié)語

熱軋雙相鋼具有成本低、生產(chǎn)過程簡便、生產(chǎn)規(guī)模大及綜合性能良好等優(yōu)點，具有廣闊的發(fā)展前景。低成本化、高延伸凸緣型及高強度化將是目前熱軋雙相鋼的發(fā)展趨勢。

通過組織強化及析出強化的耦合作用，可望獲得均勻延伸性能、抗疲勞性能及擴孔性能良好的780 MPa及以上的新型鐵素體基體析出強化型的高強熱軋雙相鋼。

在傳統(tǒng)C-Mn-Cr熱軋雙相鋼成分基礎(chǔ)上添加0.10%Ti的鋼坯，采用分段冷卻工藝可試制出770～830 MPa的熱軋雙相鋼，其組織特征為：具有納米級尺寸細小析出相的鐵素體基體+彌散分布的馬氏體島。

熱軋雙相鋼在實際生產(chǎn)中存在組織可控性差、性能的不穩(wěn)定、板形及表面質(zhì)量等問題，仍有待各科研單位及生產(chǎn)企業(yè)共同解決。

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Development status of hot rolled dual-phase steel and development of high strength hot rolled dual-phase steel

Yuan Guo，Li Chengning，Sun Dandan，Kang Jian，Wang Guodong
（The State Key Laboratory of Rolling and Automation，Northeastern University，Shenyang 110819，China）

This paper introduces the development status and existing problems of hot rolled dual-phase steel，and points out that the development and application of low-cost hot rolled dual-phase steel，F(xiàn)-B hot rolled dual-phase steel and high strength hot rolled dual-phase steel would promote the development of hot rolled dual phase steel and the process of replacement of cold rolled products by hot rolled ones in automobile industry.Strengthening mechanism and process control principle of hot rolled dual-phase steel strengthened by ferrite matrix with fine precipitates are also discussed.And the hot rolling experiments were carried out at laboratory.The hot rolled dual-phase steel strengthened by ferrite matrix with fine precipitates has been developed.This steel contains martensite islands and ferrite matrix distributing a large number of supersaturated precipitates and interphase precipitation of finer nano-sized TiC，whose tensile strength reaches up to 770～830 MPa with the yield ratio of less than 0.75.

hot rolled dual-phase steel；low-cost；F-B dual-phase steel；precipitation strengthening；TiC；high strength steel

TG113

A

1009-1742（2014）02-0039-07

2013-10-10

國家自然科學(xué)基金資助項目（51004037）

袁 國，1979年出生，男，山東泰安市人，副教授，研究方向為鋼鐵材料熱處理關(guān)鍵裝備及工藝技術(shù)、熱軋板帶鋼新一代TMCP裝備及工藝技術(shù)；E-mail：yuanguo@ral.neu.edu.cn