600MP级热轧双相钢生产工艺与组织性能的研究.doc

600MP级热轧双相钢生产工艺与组织性能的研究 600MP级热轧双相钢生产工艺与组织性能的研究 目 录1 课题来源、背景及意义11.1 课题来源11.2 课题的背景及意义12 文献综述22.1 汽车用钢发展状况22.2 双相钢的分类和特点32.3 双相钢的组织和性能42.3.1 双相钢的显微组织特征42.3.2 双相钢的力学性能特征52.4 双相钢的强化机制72.5 热轧双相钢82.5.1 热轧双相钢的生产工艺82.5.2 影响热轧双相钢组织和性能的因素112.5.3 国内外热轧双相钢状况153 研究内容与工艺方案183.1 研究内容193.2 技术路线204 计划与进度20参考文献221 课题来源、背景及意义1.1 课题来源本课题来自某科技大学和某钢铁企业集团有限公司签订的项目高品质汽车钢板的开发与产业化。选定了600MP级热轧双相钢生产工艺与组织性能的研究作为硕士研究生毕业课题的题目。1.2 课题的背景及意义自2000年以来，中国汽车工业发展迅速。2009年，在金融危机笼罩下的中国汽车业依旧火爆，根据中国汽车工业协会的统计，至5月份，中国汽车市场月销量已经连续三个月超过100万辆，并且连续五个月保持全球最大汽车市场地位。随着我国汽车工业的迅速发展，对汽车用钢的需求日益增长，双相钢因其优异的力学性能成为目前应用最多的先进高强度钢之一，在汽车用材中占有绝对优势，在国际钢铁协会超轻钢车体计划-先进车概念(ULSAB-AVC)和美国新一代汽车伙伴计划(PNGV)项目中，DP钢的单车用量为162. 25吨，约占整车用先进高强度钢板总质量的74.3% 唐荻,米振莉,陈雨来.国外新型汽车用钢的技术要求及研究开发现状J.钢铁,2005,40(6):1-5。然而由于我国对双相钢的研制起步较晚(始于上个世纪八十年代)，使我国的双相钢，尤其是热轧双相钢的产量与质量仍落后于美国和日本等钢铁强国，从1978年开始，国内企业开发出了540、590和640Mpa等热轧双相钢 司永涛,董瑞峰,刘哲等.包钢CSP生产线生产540MPa级热轧双相钢.钢铁.2007，42（9）：6367- 王国栋,刘相华,孙丽钢等.包钢CSP“超快冷”系统及590MPa级C-Mn低成本热轧双相钢开发.钢铁，2008,43(3):49-52 张久信,土明微,谭佃龙.640MPa级直接热轧双相钢SX65的研制.鞍钢技术,1994(4):1-10，但由于工艺复杂、成本偏高，使生产厂家较少，产量与质量无法满足大规模需求。因此低成本、高质量的双相钢研制与开发是未来的重点发展方向，加快我国双相钢的研究开发与生产十分必要。热轧双相钢相比于热处理双相钢，省去了热处理工序，其焊接性能和疲劳性能略优于热处理双相钢，且成本较低、生产规模更大；与冷轧双相钢相比，热轧双相钢的生产工艺不需要冷轧轧机和退火设备，生产成本低、效率高，一般厂都可生产热轧双相钢，但对终轧温度、轧后冷却速度和卷取温度都有一定要求，不同的钢种、不同的合金含量，其工艺参数亦相应有所变化，工艺过程比较复杂，钢板卷取后不同部位的冷却速率不同，也会影响性能的均匀性。本课题旨在研究和开发汽车用热轧双相钢，探索成分、工艺与优良的力学性能之间的关系，生产高质量、低成本的热轧双相钢，本研究能对开发和生产热轧双相钢提供一定的指导作用，以满足我国汽车工业对高强度、高塑性和高成形性的钢板的需求，为我国工业生产与制造热轧双相钢钢板提供帮助。2 文献综述2.1 汽车用钢发展状况随着20世纪70年代石油危机的发生，人们对环境问题的认识和对安全性要求的不断提高，汽车车身构造和所用材料正在发生很大的变化。特别是随着车体轻量化技术研究的深入，要求所使用的钢铁材料必须与之相适应。迄今为止，钢铁材料作为汽车制造用的主要原材料，因其所具有的优异特性、经济性、大量稳定供给性、可再循环利用等特点而被广泛应用。但是在车体轻量化的潮流中，铝镁合金和树脂材料的使用比率正在逐渐增加。为了与日益发展的汽车用铝合金、镁合金、塑料相抗衡,保住汽车制造业对钢材的使用量世界，1994年5月在国际钢铁协会的倡议下，18家汽车生产厂联手成立了超轻汽车钢财团ULSAB(Ultra Steel Auto Body)，目前全球15个国家35家大钢铁公司参加“超轻汽车用钢材” 张译中,邱伍华.汽车零部件用高强度钢材的进展J,上海金属,2000,22:8-15。此后，在1998年开始实施“先进汽车概念”项目(ULSAB-AVC)，在ULSAB-AVC计划中，各种高强度钢在PNGV-Class车体结构的用量如图 1所示1：图 1 车体结构用钢种类示意图从图 1可以看出97%的材料为高强度钢，而先进的高强度钢的比例占了80%以上，而双相钢的比例高达74%。由于采用了先进的高强度钢，增加了安全性，降低了噪声和振动，提高了燃油效率，降低了汽车总质量。成本没有增加，而加速性、驾驶性能却有所改善。总之，到目前为止，以高强度钢铁材料为代表的钢材，由于其材料特性的提高及经济性上的优势，仍然是汽车车体的主要材料。高强度钢和超高强度钢的发展和应用为汽车的轻量化、安全、节能减排提供了重要途径，主要用于制作车身外板、内板以及结构件。高强度钢是指屈服强度在210550MPa的钢;屈服强度大于550MPa的为超高强度钢。汽车用高强度钢和超高强度钢又分为普通高强度钢和先进高强度钢，普通强度钢包括高强度无间隙原子钢(IF钢，Interstitial Free Steel)、磷强化IF钢、各向异性性钢(IS钢，Isotropic Steel、烘烤硬化钢(BH钢，Bake Hardening Steel)、固溶强化钢(C-Mn钢，C-Mn Steel)、低合金高强度钢(HSLA钢，High Strength Low Alloy Steel);先进高强钢(AHSS,Advanced High Strength Steel)包括双相钢(DP钢，Dual Phase Steel)、相变诱发塑性钢(TRIP钢，Transformation Induced Plasticity Steel)、孪生诱发塑性钢(TWIP钢，Twin Induced Plasticity Steel)、复相钢(CP钢，Complex Phase Steel)以及马氏体钢(MART钢，Martensite Steel ) 徐宏伟.国外汽车用先进高强度钢板及其标准综述.冶金标准化与质量,2007,44(2):8-13- 江海涛,唐荻,米振莉.汽车用先进高强度钢的开发及应用进展.钢铁研究学报,2007,19(8):1-6 C. D. Horvath, J. R. Fekete. Opportunities and Challenges for Increased Usage of Advanced high Strength Steels in Automobile Applications. M A Baker, eds. Proceedings of International Conference on Advanced High Strength Sheet Steels for Automotive Applications. AIST Golden CO, USA: 2004, 1-7。这些兼具强度与塑性的高强与超高强将是今后汽车用钢的研究重点。2.2 双相钢的分类和特点由低碳钢或低合金高强度钢经临界区处理或控制轧制而得到的，主要由铁素体和马氏体所组成的钢即为双相钢 马鸣图,吴宝榕.双相钢-物理和力学冶金M.冶金工业出版社.2009:1，其中，马氏体约20%左右。按生产工艺分类，主要有两种：1) 热处理法 王有铭.钢材的控制轧制和控制冷却.北京:冶金工业出版社,1995:137：采用热处理手段生产的双相钢称作热处理双相钢，目前有两种热处理方法，即ADP（Austenite dual phase）法：是将热轧或冷轧带钢加热到完全奥氏体化温度，保温一段时间转变为单一奥氏体组织，然后控制冷却速度，在冷却过程中先使奥氏体一部分发生铁素体转变，并控制残留奥氏体数量，再进行冷却使残余奥氏体转变成马氏体形成铁素体-马氏体双相钢；IDP（Intercritical dual phase）法：是以热轧或冷轧带材为原料（初始组织主要为铁素体加珠光体），将钢加热到+两相区温度，保温一定时间控制其冷速，以获得铁素体+马氏体双相组织，它的特点是将钢带加热到+两相区，然后控制冷却速度使奥氏体相变为马氏体或其他低温产物。2) 直接热轧法 毛新峰.工艺参数对低碳微合金高强度双相钢显微组织演变的影响.武汉科技大学硕士学位论文，2007：2：热轧双相钢是将钢坯经高温轧制后，在临界温度精轧，同时控制终轧温度和压下量，然后急冷到钢的马氏体转变点或低于马氏体转变温度进行盘卷，从而获得所要求的双相钢的组织和性能。热处理法可以通过改变加热温度、保温时间等工艺参数较好地控制双相组织的相对体积分数、马氏体的形态、大小、分布以及形貌等，得到满足所需性能的双相钢。这种生产工艺的优点是：钢板成分较简单，不含价格较高的合金元素，一般采用低碳钢或低锰钢即可。高强度级别双相钢的生产工艺主要采用热处理法 Imamura J,Furukawa T.Development of High-strength Dual-Phase Steel sheet.Nippon Steel Technical Report Over-seas，1997，(10)：103-113。直接热轧双相钢可以生产较厚规格的卷、板材，但通常情况下需要加入一些比较贵重的合金元素如 Mo等。2.3 双相钢的组织和性能2.3.1 双相钢的显微组织特征双相钢组织有无序组织和定向排列纤维组织两大类。无序组织又可以分为弥散分布型(塑性良好的铁素体上弥散分布着高强度岛状马体)、纤维状双相混合型(平行针状马氏体与铁素体交错而呈纤维状)、高密度位错亚晶结构型(具有高密度位错的亚晶结构马氏体呈网状或群落状位于铁素体晶界)三种情况 张红梅,孙彬斌,贾志伟等.热轧双相钢显微组织和力学性能.材料热处理学报,2007, 28 4):78-82。(1)弥散分布组织在塑性良好的软的多边形铁素体的基体上，弥散分布着具有高强度的岛状马氏体起到相变强化作用，有时还存在残余奥氏体，铁素体体积分数为70%90%，马氏体体积分数为10%30%。这种组织的双相钢的强韧性能配合的很好，可以在冷却速率相对较大，未再结晶区的变形量较大，卷取温度较低的条件下得到。(2)纤维状双相混合型组织平行针状马氏体与铁素体相交错而成纤维状双相混合组织，这种双相混合组织具有对提高力学性能十分有利的位错亚晶结构。它具有如下特征:a)平行针状马氏体束被具有高密度位错的铁素体包围，铁素体区域内实质上不存在间隙固溶碳和沉淀析出的碳化物，且位错具有很高的可动性，使得该区域塑性很高。b)铁素体相和马氏体相界面高度共格，在该界面上没有脆性碳化物形成。c)当马氏体中碳含量控制在0.35%以下时，马氏体内具有位错亚晶结构，因此不仅强度高，而且韧性好。d)马氏体相与铁素体相的一系列弹性常数相等，因此在两相的弹性区域内不存在局部应力集中。这种双相混合组织的双相钢沿轧向屈强比比较低，伸长率也比较理想，可以在精轧温度比较低，冷却速度相对很大的条件下得到，只是这种组织存在明显的各向异性，对冷却设备的要求高。(3)高密度位错亚晶结构型组织网状或群落状马氏体位于铁素体晶界上，马氏体含量高，而且具有高密度位错亚晶结构，其体积百分比约为20%。在这种双相组织中，位错难以通过晶界，在马氏体与铁素体界面堆积，从而造成马氏体形变需要高的应力。由于马氏体强度高，故能承受一定量的形变而不断裂，这种双相组织中存在于晶界上的马氏体起到了强化晶界的作用。研究表明，在冷却速度相对比较大，卷取温度比较高的条件下可得到这种组织的双相钢。这种组织的双相钢具有强度比较高，强韧性能配合比较好的特点，但由于需要的冷速较高，对冷却设备的要求比较高。目前发展的双相钢基本上都是无序组织，其显微组织与普通高强钢不同(图 2)，普通的高强钢是通过控制轧制以细化晶粒，并且通过微合金元素的碳氮化物析出强化体，而双相钢是在纯净的铁素体晶界或晶内弥散分布着较硬的马氏体相，其比例一般不超过20%，第二相也可能出现少量贝氏体或残余奥氏体。 图 2 普通高强钢与双相钢的显微模型对比2.3.2 双相钢的力学性能特征由于双相钢具有强化相相变组织强化、析出强化、细晶强化、固溶强化、亚晶结构及残留奥氏体利用等强韧化手段，而使得双相钢综合性能优良，主要表现为其同时具有高的强度和良好的韧塑性 R Song, D Ponge, D Raabe. Mechanical properties of an ultrafine grained C-Mn steel processed by warm deformation and annealing, Acta Materialia, 2005, 53(18): 4881-4892- F M Al-Abbasi,J A Nemes. Micromechanical modeling of dual phase steels.International Journal of Mechanical Sciences, 2003, 45(9):1449-1465 F M Al-Abbasi,J A Nemes. Micromechanical modeling of the effect of particle size difference in dual phase steels. International Journal of Solids and Structures,2003,40(13-14):3379-3391 T B Hilditch, J G Speer,D K Matlock. Influence of low-strain deformation characteristics of high strength sheet steel on curl and springback in bend-under-tension tests. Journal of Materials Processing Technology, 2007, 182(1-3): 84-94 A Ekrami. High temperature mechanical properties of dual phase steels. Materials Letters,2005,59(16):2070-2074 龙起易.双相钢中的残余奥氏体.材料科学与工艺,1995,(2):53-57 S S M Tavares, P D Pedroza, J R Teodosio, et al. Mechanical properties of a quenched and tempered dual phase steel. Scripta Materialia, 1999, 40(8): 887-892。(1)双相钢具有高强度、高韧性，即具有很好的强度和韧性配合，与通常使用的低合金高强度钢相比，在相同的强度级别条件下，双相钢具有低的屈强比、较高的延伸率(总延伸率和均匀延伸率)和很高的加工硬化率，而加工硬化率是钢的最重要的塑性指标。有必要指出，双相钢拉伸时具有连续的应力-应变曲线，即双相钢的应力-应变曲线不存在屈服平台 王占学.控制轧制与控制冷却M.冶金工业出版社,1991, 40。图 3是双向钢的拉伸曲线 杨海根,喻进安.热轧双相钢的轧制工艺研究.工艺装备.2009,1:4650，这说明双相钢具有很好的强韧性。由于双相钢具有上述优良特性，使其具有良好的成型加工性能，避免了常用的普通低碳钢成型过程中存在的形状稳定性(弹性后效)和延伸率差的缺陷。尤其是深拉伸和深冲压加工不会形成局部颈缩及断裂，并可保证经一定压下量的冷成型后获得较高的强度。因此双相钢特别适用于冷拔、冷轧、冷冲压等冷加工成型。图 3 双相钢的拉伸曲线(2)双相钢板材具有顺板面纵向与横向力学性能差异小的特点，即具有小的各向异性。(3)双相钢具有良好的抗疲劳性能和抗应力腐蚀性能，其疲劳寿命及低温韧性均比通常的低合金钢好得多。这是由于处于铁素体中的马氏体作为高硬度的第二相阻止了裂纹的扩展，从而提高了双相钢的冲击韧性。研究结果表明，第二相马氏体弥散程度越高，越有利于降低疲劳裂纹扩展速率，抗疲劳性能越好 Pereloma E.Transformation behaviour in thermomechanically processed CMnSi TRIP steels with and without NbJMaterials Science and Engineering,1999,A273275:448-452。(4)双相钢具有良好的焊接性能 党淑峨.双相钢的研究现状及应用前景J.山西机械.2002,01:14-17。比较汽车工业常用的三类钢材，即一般低碳冷轧钢、低合金高强度钢和双相钢，双相钢具有明显的优越性。由图 4中可看出，双相钢在维持高强度的条件下，其延伸率比冷轧低碳钢和低合金高强度钢都好3。图 4 汽车工业常用的冷轧低碳钢、低合金高强度钢与双相钢的比较2.4 双相钢的强化机制双相钢的机械性能主要取决于两种因素，一是铁素体性能，二是晶界和相界行为。由于双相钢的塑性变形主要是在铁素体内进行的，所以铁素体的晶粒度和固溶强化效果对双相钢的性能有直接影响。一般双相钢是指马氏体(贝氏体)加上铁素体基体的组织。马氏体呈岛状分布在铁素体晶粒之间。马氏体相变是以铁素体晶粒为环境的。一方面这种相变切变和体积膨胀都要引起相邻铁素体发生应变，使邻近铁素体晶粒边界的可动位错密度比普通正火钢中铁素体的高。另一方面，由于铁素体强度低于奥氏体，它对马氏体相变约束小，这影响到马氏体的精细结构，使马氏体强度低于相同含碳量时的单相马氏体。铁素体中可动位错密度较高，就可以在较低的外加应力作用下开始运动而引起连续屈服。铁素体开始变形后，由于马氏体岛有更高的强度，它要阻止由相邻铁素体扫来得位错通过，使之在相界面上塞积。随着形变应力的增加，塞积位错数目增多，低碳马氏体内部的位错将开动而暂时松弛塞积端的应力集中，从而协调了两相间的变形，推迟颈缩的形成，延迟微裂纹的萌生。研究表明，.通过两个延性相的合成理论可以很好地解释双相钢的强度和延性。这种理论的假定之一是两个分量及其合成服从幕次定律:式中，是真应力，是真应变，K和n是常数。如果遵循这个定律，那么n就等于均匀真应变。双相钢的组织特征是在延性很好的铁素体基体上，在晶界处弥散地分布着强韧性很好的板条马氏体，其大小和间距均较大，而是通过相界面对铁素体相变的约束和马氏体自身承受较大载荷而起强化作用 时晓光.汽车用热轧双相钢板的研制与开发.辽宁科技大学工程硕士学位论文.2007:8。2.5 热轧双相钢2.5.1 热轧双相钢的生产工艺采用合适的化学成分，控制轧制和控制冷却工艺，可以直接热轧成双相钢钢板或带钢。目前，普遍采用的工艺是控制带卷的卷取温度，即分为中温卷取型和低温卷取型两类。(a).中温卷取型直接热轧双相钢1978年A.P Goldren和G.Titter提出直接热轧生产双相钢的工艺。其原理是适当加入Cr, Mo等元素合金化后，控轧后奥氏体在连续冷却过程中先析出一定数量铁素体，然后在介于AF和AB转变温度区间内，由于奥氏体的稳定化而存在一个“窗口”，即在AF相变过程中碳在奥氏体中富聚，而使残余下的奥氏体变得十分稳定。并在“窗口”温度下进行卷取，即使在相当慢的冷却速度下，也不会发生AB相变，最后采用快冷，使AM相变，在室温下获得F+M组织 D.T.Llewellyn,D.J.Hillis:Dual phase steels J, :Ironmaking and Steelmaking,1996,23(6):471-478.。这种轧制方法需要选用合适成分和合理的控制轧制和控制冷却工艺制度、卷取温度在500600左右，因而称为中温卷取型。如图 5所示 宋义全,阎振柒.冷却速度对热轧双相钢相变的影响及双相化的可行性J.包头钢铁学院报.1994,13(4):56-61。为了使冷却后的钢材形成铁素体-马氏体双相组织，双相钢的连续冷却转变必须具备下述特性:终轧后的钢材在输出辊道上冷却的过程中，有形成大量多边铁素体的能力；当冷却到钢材卷取温度时应抑制珠光体最短孕育期，以保证不会形成珠光体；应具有较高的珠光体终了温度，钢材在合适的温度卷取后，要避免形成珠光体；在多边铁素体与贝氏体区间的间隙应提供较大的温度范围(至少75)，在此温度范围不再发生转变；在钢材卷取过程缓慢冷却时，完全抑制贝氏体成核，保证卷取后不转变成贝氏体，而完全转变为马氏体。这种直接热轧双相钢，除了省去了附加热处理工序外，其焊接性和疲劳特性也较热处理双相钢好。而其缺点则表现在性能的一致性方面，难以准确控制马氏体和铁素体的比例，性能的波动取决于工艺参数的波动，难以沿带钢全长及宽度方向上获得一致的性能。另外，钢的合金元素含量偏高，变形抗力较大，生产薄规格钢板时比较难以控制钢的温度。图 5 中温卷取冷却工艺图(b).低温卷取型热轧双相钢中温卷取型热轧双相钢为提高奥氏体的淬透性，必须加入Cr和Mo。合金元素以抑制AP的相变，这将导致成本提高。为克服这一缺点，日本几家冶金工厂首先利用热连轧后具有较长的输送辊道和轧后强制冷却设备的优势，开发了低温卷取型热轧双相钢。这一工艺特点是：在热轧阶段采用控制轧制工艺，轧后在输出辊道上采用快速冷却，将热带钢迅速冷却到Ms温度以下，并进行卷取。低温卷取的冷却工艺图如图 6所示。图 6 低温卷取冷却工艺图控制轧制工艺的终轧温度应控制在Ar3附近，甚至可以降低到析出少量铁素体的A+F两相区以促进AF相变。但是，温度不能太低，以防止出现变形的铁素体组织。若终轧温度太高，铁素体晶粒粗大，而且也容易出现AB相变。卷取温度必须低于Ms点温度，一般在200以下，否则也容易出现AB相变，同时也容易出现铁素体的时效和马氏体的自回火。卷取温度太低，需要加大卷取能力，也会使板带的屈强比偏高和板形恶化。为实现上述工艺，钢中加入Si是有利的，它促进C由F向A中扩散，促使AF相变，从而提高了奥氏体的稳定性，因而卷取前允许用较小的冷速。Si还可以提高Ar3温度，有利于铁素体的析出。用这种工艺生产的双相钢有Mn钢、Si-Mn钢、Mn-Cr钢。日本新日铁公司将这种应用低合金Si-Mn钢生产热轧双相钢的方法叫做“双相轧制工艺”。板厚为2.473.31mm(0.07C-0.50Si-1.30Mn-0.03A1-0.02P),终轧温度为780800，卷取温度低于375，其拉伸性能为，0.2380MPa,b =600MPa，屈强比不大于0.57, 28%，极限扩孔比大于1.4，日本的这种工艺比较欧美开发的Mn-Si-Cr-Mo系，在材料上节省了较昂贵的Cr、Mo，但在卷板上因卷取温度低，需要大功率的卷板机器 张梅.轿车用双相钢板强韧性研究硕士论文.上海:上海大学，2002年。国内的东北大学在包钢的csp上产线上采用超快冷设备开发出性能优良的540MPa级热轧双相钢；屈服强度达到335355MPa,抗拉强度在555565MPa之间，仲长率31%，屈强比0.65，n值达到0.18，其实验工艺图如图 7所示 2。图 7 包钢利用超快冷生产双相钢工业试验工艺图虽然热轧双相钢的生产受输出辊道、层流冷却、卷取等设备的限制(要有先进的大型的热轧设备大功率的卷取机，但是不需要添加热处理设备的消耗能量，增加成本，是中高强度钢板发展的方向。热轧双相钢用于较厚规格的板材(比如大于3mm)，其生产工艺方法不需要附加的热处理和退火设备，一般轧钢厂都可进行生产，但对终轧温度、终轧后冷却速率和卷取温度都有一定要求，不同的钢种、不同的合金含量，其工艺参数也相对变化。工艺过程比较复杂，钢板卷取后不同部位的冷却速率不同，也会影响性能的均匀性。具体困难有两个：(1)从完全奥氏体化后冷却下来，难以得到铁素体和马氏体体积分数的最佳比例，而热处理双相钢从两相区加热淬火，可容易地控制两相比例。(2)热轧带钢轧后在输出辊道上迅速冷却到卷取温度，然后缓慢冷却，难以控制热卷冷却条件，从整个带钢长度和宽度上难以均匀冷却，而在连续退火线上生产双相钢则较容易控制。2.5.2 影响热轧双相钢组织和性能的因素影响热轧双相钢组织和性能的因素有很多，其中主要是合金元素、终轧温度、终轧后的待冷时间和开始冷却的温度、终轧后的冷却速度和卷取温度等，而这些因素又相互联系。(1) 合金元素合金化元素主要影响钢的基体，而微合金化元素除了溶质原子的拖拽作用外，几乎是通过第二相的析出而影响钢的显微组织结构。微合金化的基本原理在于其在钢中的固溶、偏聚和沉淀作用，尤其是微合金化元素与碳、氮的交互作用，产生了诸如晶粒细化、析出强化、再结晶控制、夹杂物改性等一系列的作用。合金元素对钢的相变行为的影响如图 8所示 吴玮 译.合金化元素对热轧多相钢显微组织和力学性能的影响.上海钢研,2006,（3）:4963：1) C在双相钢中不再以固溶强化为主，但仍显著影响所有的相变过程，并控制最终的组织和力学性能。为保证有较大的铁素体转变区，需控制其在较低含量。控制C富集于亚稳奥氏体区域并避免其以渗碳体析出，可获得多边形铁素体基体弥散分布强化相的双相组织。对于其它性能，如焊接性等，也要求限制C含量，而C过低(0.02wt%)则不易得到双相织，为使钢种获得较为合理的铁素体和强化相双相组织，热轧双相钢中C含量为0.050.08wt%时较为适宜。图 8 合金元素对钢的相变行为的影响2) Mn是明显的影响临界区退火时奥氏体形成动力学的元素之一，其主要影响奥氏体生成后向铁素体长大的过程以及奥氏体与铁素体的最终平衡过程，它是扩大奥氏体区的元素，在中间缓冷阶段延迟珠光体和贝氏体的形成，提高钢的淬透性，促进在缓冷结束后的强制冷却过程中形成马氏体。因此当含锰量较低时，铁素体相变后的残余奥氏体不稳定，在冷却过程中容易相变为贝氏体组织，但如果含锰量过高，将会过分稳定奥氏体，抑制硅元素促进铁素体析出的作用，使铁素体析出量变少，残余奥氏体的含碳量减少，反而降低了缓冷后钢的淬透性。在连续退火生产的双相钢中，锰可以改善双相钢的延性，提高断裂真应变，并改善断口组织形貌，当硅和锰同时存在时，则效果更明显 毛新峰.工艺参数对低碳微合金高强度双相钢显微组织演变的影响.武汉科技大学硕士学位论文,2007:56,在组织方面，添加Mn可细化马氏体板或条的尺寸 S. Morito,H.Yoshida, T. Makic, et al. Effect of block size on the strength of lath martensite in low carbon steels. Materials Science and Engineering, 2006, A 438-440:237-240。3) Si属于置换型合金元素，通过固溶强化可提高钢的强度，同时硅是铁素体的形成元素，通过相变时成分的再分布，使碳向未转变的奥氏体中富集，进而提高奥氏体的淬透性能，有利于在第二阶段快速冷却阶段中形成马氏体。在一定的缓冷温度下，含硅量较高钢的抗拉强度低于含硅量较低钢的抗拉强度。硅的排碳作用也能加速铁素体中的碳向尚未转变的奥氏体中扩散，使奥氏体的稳定性增强，因而抑制了贝氏体转变，拓宽了奥氏体亚稳区。Si作为一种排碳性元素，在双相钢中主要起着净化铁素体、增加奥氏体稳定性以及固溶强化的作用，此外，Si提高了碳在铁素体中的活度，抑制铁素体和马氏体界面处碳化物的形成 G.Thomas, J. Y. Too,Development in Strong, Ductile Duplex Ferritic-Martenstic Steels, R.A.Kot and J.W Morris, ed, AIME, New York, N.Y，1979, pp. 183-201。但过量的Si会聚集在双相钢表面并产生一层氧化膜，不利于轧制和镀锌 B Hopf，C BiemansLight-weight body-current status and future challengesChinese-German Ultra-light Symposium，Beijing，2001，9：201-207。具体的Si在双相钢中的良好作用表现在38： Si可以扩大Fe-C相图的+区，使临界区处理的范围加宽，改善双相钢的工艺性能，有利于保持双相钢强度、延性等性能的稳定性和重现性。 可以改变临界区加热时形成的奥氏体形态，因而容易得到细密而均匀的马氏体。保证双相钢获得良好的强化效果以及强度与延性的良好配合。 Si是铁素体的固溶强化元素，它加速碳向奥氏体的偏聚，使铁素体进一步“净化”，免除间隙固溶强化并可避免冷却时粗大碳化物的生成。 可以提高淬透性。 固溶到铁素体中的Si可以影响位错的交互作用，增加加工硬化速率和给定强度水平下的均匀延伸。4) Cr是稳定奥氏体的元素，尤其中温范围稳定作用更为强烈，锰亦稳定奥氏体，当铬和锰配合时强烈阻碍贝氏体转变，使转变移向较低的温度，Kato T. Kato, K. Hashiguchi, et al., Development of As-Hot-Rolled Dual-Phase Steel Sheet, in Fundamental of Dual-Phase Steels, ed. By R. A. Kot and B. L. Bramfitt, TMS-AIMS,Warrendale, New York, 1981, pp. 199-220.等对这些元素的影响进行了研究，他们发现Cr对Bs的降低作用大于Mn，对Ms点的降低作用小于Mn，因此Cr是扩大奥氏体亚稳定区窗口温度范围最有效的元素。此外，铬是碳化物形成元素，与碳的亲和力较强，可阻碍碳原子的扩散，再加上锰的综合作用，使珠光体和贝氏体转变显著滞后，对DP钢生产有利。5) Mo也是中强碳化物形成兀素，Mo对珠光体转变的抑制作用非常明显，可以显著降低贝氏体开始转变温度，因此对于铁素体区和贝氏体区之间亚稳奥氏体稳定化过程具有显著影响。加入Mo可使钢种对控冷工艺参数的敏感性明显降低，更易于在热连轧机组上通过控轧控冷工艺来获得铁素体马氏体双相组织。6) Nb对晶粒细化、相变行为、奥氏体中C富集发挥显著作用。固溶状态的Nb延迟热变形过程中静态和动态再结晶和奥氏体向铁素体的相变，从而扩大动态再结晶终止温度和Ac3之间的温度范围，为在未再结晶区轧制提供了便利。Nb与C和N结合形成细小的碳氮化物也可延迟再结晶，阻止铁素体晶粒长大，从而具有强的细晶强化效果和较强的析出强化效果。7)V微合金化钢的强韧机理主要是细晶强化、沉淀强化和固溶强化。钒能产生沉淀强化作用进而提高屈服强度，同时也提高韧脆转变温度，其含量一般控制在0.10%以下。当钒在奥氏体中析出，加热时阻止晶粒长大和阻止再结晶；钒在铁素体中析出时，有析出强化作用和阻止再结晶进而得到等轴晶粒；在奥氏体中固溶，可以阻止贝氏体结晶，延缓珠光体结晶 江海涛.高强韧X65管线钢板的开发研制.北京科技大学博士后研究工作报告，2006：1218。V的作用 韩孝永铌、钒、钛在微合金钢中的作用宽厚板，2006，12（1）：3941是通过形成V（C，N）影响钢的组织和性能，主要在奥氏体晶界的铁素体中沉淀析出，在轧制过程中能抑制奥氏体的再结晶并阻止晶粒长大，从而起到细化铁素体晶粒、提高钢的强度和韧性。钢中加V后，强度可以增加150300 MPa，近年来，通过对含钒钢进行低温轧制，使钢的晶粒得以细化，提高了钢的强韧性，扩大了含钒钢的使用范围，含钒钢正不断用于多种技术要求的重要结构部位。另外，V对钢的转变特性的影响表现在当V单独加入时，V并不抑制铁素体晶粒的形成，相反，它还加速珠光体的形成，在低VN钢和不含钒的高氮钢中只有晶界铁素体，而无晶内铁素体，但在高VN钢中，由于V（C，N）的析出，促进了晶内铁素体的形成，使铁素体和珠光体均匀分布在晶界与晶内，晶粒明显细化。在双相钢中，V对钢的淬透性有重要影响，当钢被加热到临界温度时，V溶于最初形成奥氏体的高碳区，从而增加了钢的淬透性，在快速冷却过程中产生马氏体组织。钒 章守华钢铁材料学北京：冶金工业出版社，1992：2146是强碳化物形成元素,钢中存在较弱的碳化物形成元素锰和铬，少量溶于强碳化物中，可降低其再钢中的稳定性，表现出再开始溶解温度下降，溶解速度加快。8) B X. P Shen, R. Priestner, Effect of Boron on the Microstructure and Tensile Properties of nual-Phase Steel, Metall. Trans., 1990, 21A, 2547-2553.易在晶界偏聚，降低晶界能，在奥氏体晶界上抑制先共析铁素体及上贝氏体的形核，并显著地推迟珠光体开始析出的时间。对热轧双相钢来说，抑制铁素体析出，必然减少铁素体的量，这是不利因素;但B抑制上贝氏体的形成，使贝氏体转变曲线上部变得比较平坦，这是有利因素。当在临界区一定温度退火时，硼的含量从0.0005%增加到0.0029%降低了奥氏体的体积分数，但增加了冷却时奥氏体向马氏体转变的体积分数。综合对珠光体和上贝氏体形成的滞后影响，对扩大卷取窗口温度是有利的。9) P J. Becker, E. Hombogen, F. Wendl, Mechanical Properties of a Low Alloyed Mo-Steel with P-Additions up to 1 wt.% and Dual. Phase Microstructure, Z. Metsllkd, 1981, 72, 89-96的作用与Si相似，但对铁素体的强化效果大于Si。加入P可以提高纯铁的加工硬化速率。适当提高P含量对改善热处理双相钢具有良好的作用。P的含量在较低水平时，增加P含量有利于双相钢强度的提高和延性的改善;但当含量超过某一值时，继续增加P含量则会降低抗拉强度和均匀延伸率。P还易于发生偏析，使双相钢发生相界脆化，引起脆性断裂。(2) 终轧温度终轧温度对热轧双相钢性能的影响与钢种的合金元素种类及含量有关。一般说终轧温度升高，热轧双相钢的抗拉强度升高。对于一个给定成分的合金，有一个最佳的终轧温度范围。在这一温度范围内，热轧双相钢的屈服强度最低，屈强比较低，均匀延伸和总延伸率最高。为了得到F+M双相组织及较高的综合力学性能，终轧温度应略高于或低于Ar3值。一般控制在为800900，在此温度范围内双相钢屈强比小于0.7。硅含量增加时，则Ar3升高，最佳终轧温度范围也升高。钢种锰含量增加对最佳终轧温度的影响与硅的作用相反22。(3) 冷却工艺在热轧双相钢中，终轧后的冷却模式(两段式和二段式)的选择、各段冷却速度、各段冷却起始温度、间隔空冷温度及时间的控制对铁素体品粒的大小和马氏体的形态、分布、含量都有重要影响，直接影响双相钢力学性能与工艺性能。双相钢中铁素体的析出量决定其塑性和屈服强度，因此，必须精确控制双相钢中铁素体的含量或体积分数。间隔空冷温度和时间的严格控制是获得所需铁素体体积分数的关键。间隔空冷时间过长，显微组织中铁素体的比例过高，快冷后得到的马氏体组织比例太少;而空冷时间过短，显微组织中铁素体的比例太低，快冷后得到的马氏体组织比例太高，均满足不了双相钢强度与韧性防调的特性。(4) 卷取温度合适的卷取温度既能避免非马氏体相的出现，又可保证得到纯净的多边形铁素体和一定体积分数的马氏体相。卷取温度升高，对屈服强度没有明显影响，但在高于一定温度后，有些钢种会出现屈服点伸长，导致屈服强度升高，屈强比上升。抗拉强度则随卷取温度升高而下降，这与组织中马氏体量减少及马氏体的回火有关。总延伸率一般随卷取温度升高而升高，但卷取温度升高仅使均匀延伸率略有改善。因此，合理的卷取温度能够保证获得铁素体和一定体积分数马氏体相，从而获得良好的性能。目前依钢中的合金元素含量的不同，热轧双相钢的卷取温度的选择有两种类型:一类是对于合金元素含量较高的钢，卷取温度选择在铁素体与贝氏体转变之间，在这一温度范围内，卷取温度变化，对热轧双相钢的最终性能基本没有影响;另一类是对于合金元素含量较低的热轧双相钢，其卷取温度选择在该钢的马氏体转变点以下，卷取温度的变化，对这类热轧双相钢的性能则有一定的影响。2.5.3 国内外热轧双相钢状况双相钢的第一个专利是1968年在美国提出的 W.H.Mefarland,US Patent,No3378360,1968。但是直到1975年，Hayami和Furukawa S.Hayami and T.furukawa.“Microalloying 75”,1977,New York,Union Carblde Corp.,311对这类钢的显微组织、化学成分、力学性能和成形性作了完整的描述之后，双相钢的巨大潜力才被人们所认识。1978年，Coldren和Tither9研制了通过控制终轧温度和卷取前冷速得到双相组织的热轧双相钢，此后以美国和日本为首的钢铁强国了研发了多种类型的热轧双相钢。a) 国外研究状况北美热轧双相钢的工艺流程为Mn-Si-Cr-Mo钢的板坯在11501315轧制，轧材在冷床上以特定的速度冷至卷取窗(钢的等温转变曲线上的亚稳奥氏体稳定区)进行卷取。在冷床上冷却时钢中析出部分铁素体，卷取冷却后获得双相钢，工艺过程容易进行，板卷性能也较均匀。 以美国克里马克斯铂公司开发的Mn-Si-C-Mo热轧双相钢为代表，其工艺流程图见图 9。板坯在I1501315轧制，轧材在冷床上以28/s的速度冷至卷取窗进行卷取。在冷床上冷却时钢中析出部分铁素体，卷取冷却后获得双相钢 刘晰棕，刘广征.热连轧双相钢的控制轧制与控制冷却J,钢铁(Peking).1990,25(9):35-39。欧美部分公司生产热轧双相钢板的化学成分及力学性能如表 1所示。图 9 双相钢带热轧工艺过程示意图表 1 欧美部分公司生产热轧双相钢板的化学成分及力学性能牌号公司化学成分/wt%力学性能CMnSiCrMonRp0.2/MPaRm/MPaRp0.2/ RmA%HS55意大利特柯赛德0.081.301.300.600.403506200.5528HF5000.151.350.200.152205000.44248600Si-Mn-Cr索拉科0.060.901.350.450.4038062027Uislingt80法国尤西诺0.060.951.300.500.400.194206200.6528日本热轧双相带钢的生产工艺是:低合金Si-Mn钢在热轧或轧制后的冷却过程中使铁素体从奥氏体中析出，然后快冷到Ms以下进行卷取，最终获得双相组织，这种工艺主要依靠热轧工序、快速冷却、以及在低于Ms点的温度卷取来控制。一般终轧温度为780800，卷取温度低于375,如图 10所示，日本人这种工艺较欧美开发的Mn-Si-Cr-Mo系，在材料上节省了较昂贵的Cr，Mo但在卷板上因卷取温度低，需要大功率的卷板机器。日本部分公司生产热轧双相钢板的化学成分及力学性能如表 2所示。图 10 双相钢带热轧工艺过程示意图表 2 日本部分公司生产热轧双相钢板的化学成分及力学性能牌号公司化学成分/wt%力学性能CMnSiCrAlRp0.2/MPaRm/MPaRp0.2/ RmA%SAFH-55D新日铁0.152.001.500.500.083635880.6230SAFH-60D新日铁0.152.001.500.500.084026370.6329HHLY-50川崎制铁0.152.001.501.000.083235290.6136HHLY-60川崎制铁0.152.001.501.000.083435890.5833NKHA-60L日本钢管0.080.480.450.043536180.5730NKHA-80L日本钢管0.141.700.750.044518240.5522b) 国内研究状况包钢采用CSP短流程生产线开发了C-Si-Mn系列低温卷取热轧双相钢，强度级别为490、540、590MPa3。应用于载重汽车的横梁、纵梁和车轮，得到了用户的认可。武钢“七五”期间开发生产的RS55和RS50型热轧双相