安鋼600MPa級經濟型熱軋雙相鋼的生產實踐與應用

劉艷紅 程官江 周茂奇 鄭 飛 楊陳莉

(安陽鋼鐵股份有限公司)

0 前言

近年來，汽車工業得到長足發展，不可避免的面對著兩個主要問題:一是隨著汽車數量增多和車速的提高，使得人們對汽車的安全性能提出了更高的要求，其重要措施之一就是增強汽車構件的強度;二是能源緊張和環境污染，因此要求降低油耗、節約能源是未來汽車發展的必然方向，而降低油耗的一個重要方法是減輕汽車的自重。正是由于未來汽車向著高安全性、經濟環保、高壽命等方向發展，使得提高汽車的安全性能、降低成本、減輕自重成為了增加高強度鋼用量的動力［1］。

1 雙相鋼研發動力及應用前景

早期汽車生產中，汽車沖壓件多采用普通低碳鋼。為減輕車重，人們開發了低合金高強度鋼(HSLA)，但是這種材料塑性低，導致了沖壓成型困難。而雙相鋼板與普通低合金高強度鋼相比，具有低的屈強比和更優越的強塑性配合，更加利于各種復雜零部件的加工。超輕體計劃(ULSAB)研究表明，雙相鋼在未來汽車鋼中的比例將達到80%，具有良好的應用前景，如下圖1 所示［2］。

圖1 ULSAB－AVC 中結構件用鋼情況

目前，雙相鋼熱軋板帶在汽車用鋼所占的比例日益增加，歐美和日本均己經形成雙相鋼系列產品，并且在車輪的輪輻及輪盤制造、保險杠加強體、制動片及門防撞擊梁等零部件中得到廣泛的應用。這樣可減輕汽車重量的20% ～30%，符合汽車材料輕量化、高性能、安全環保節能的發展主題，逐漸成為汽車用鋼的首選鋼種之一［2］。

2 雙相鋼工藝、成分設計及性能要求

2．1 雙相鋼的一般生產工藝

雙相鋼的實際生產工藝主要有兩種［3］:熱處理法和直接熱軋法。

采用熱處理手段生產的雙相鋼稱作熱處理雙相鋼。這類鋼是以熱軋或冷軋帶材為原料(其初始組織一般是鐵素體和珠光體)，將熱軋或冷軋后的鋼材重新加熱到奧氏體和鐵素體兩相區或單一奧氏體區，并保溫一定時間，然后以一定速度冷卻，從而獲得所需要的鐵素體+馬氏體(F+M)的雙相組織。

直接熱軋法生產雙相鋼是指將鋼坯完全奧氏體化后，經過控制軋制及軋后適當的冷卻工藝直接獲得雙相鋼板的方法。其根據卷取溫度的不同又可分為兩種方法:中溫卷取型熱軋法和低溫卷取型熱軋法。

中溫卷取型熱軋法是指在通常的終軋溫度及卷取溫度下獲得雙相組織，如圖2(a)所示。其原理為在鋼中加入適當的Cr、Mo 等奧氏體穩定化元素以提高奧氏體的穩定性，使其在冷卻過程中，在介于A→F和A→B 轉變的溫度區間內，由于奧氏體的穩定化而出現一個“窗口”。鋼板通過軋后控冷，完成大部分的A/F 相變(約80%)，并在“窗口”溫度下進行卷取(即使在相當小的板卷冷卻速度下也不會發生A/B 相變)，最后空冷，使剩下的奧氏體發生向馬氏體的相變，從而在室溫下獲得F +M 組織。這種軋制方法的卷取溫度一般為500 ℃～600 ℃。

低溫卷取型熱軋法的卷取溫度較低，低于馬氏體轉變開始溫度，較適用于無Cr、Mo 等奧氏體穩定化元素的鋼種如圖2(b)所示。

2．2 成分設計及性能要求

圖2 熱軋雙相鋼工藝圖

兩種工藝相比，采用熱軋法生產雙相鋼其生產工序簡單，不需要附加的熱處理和退火設備，節約了工時和能量，成本低且便于大規模生產。考慮到安鋼1780 mm 熱連軋機組層流冷卻線有較強冷卻能力和工藝控制能力選擇用熱軋法生產雙相鋼。生產用鋼成分采用低成本設計，即以Q345B 為基本，通過適當降低碳含量來保證較好的韌塑性及良好的沖壓和焊接性能;為了彌補降碳造成的強度損失，相應的提高了Mn 的含量。由于Mn 對奧氏體再結晶有明顯的抑制作用，所以適當提高錳含量可以充分利用未再結晶控制軋制細化晶粒，同時錳還有一定的固溶強化作用，改善塑韌性。另外增加了Si 含量，Si 可以擴大Fe－C 相圖的奧氏體+鐵素體區，使臨界處理的溫度范圍加寬，改善雙相鋼的工藝性能，有利于保持雙相鋼強度、延性等性能的穩定性和重現性。不添加Cr、Mo、Nb 等微合金元素來拓寬鐵素體生成區間，抑制珠光體和貝氏體的生成，使其形成理想比例的鐵素體和馬氏體的經濟型成分路線。其成分與性能指標分別見表1、表2。

表1 AG580DP 成分設計

表2 機械性能要求

3 工業生產工藝的確定

3．1 水冷速率對組織和性能的影響

該試驗是在東北大學軋制實驗室里完成，試驗鋼的成分見表3。

表3 試驗鋼的化學成分

圖3 實驗鋼在不同水冷速率下的金相組織(Lepera 試劑腐蝕)

主要試驗工藝為:鋼坯加熱保溫后，出爐去除表面氧化鐵皮，趁熱軋制，再結晶區3 道次軋制結束時測溫一次。未再結晶區不控軋，測得開軋溫度在1050 ℃左右，進行4 道次軋制。軋制結束后測溫，測得終軋溫度保持在830 ℃左右。軋后采用兩段式冷卻方式，先空冷然后進行水冷。空冷過程一直測溫監視溫度變化，當溫度降至690 ℃左右時，進入UFC 系統進行水冷。采用不同冷卻速率，主要參數范圍為10 ℃/s ～40 ℃/s。卷取溫度低于200 ℃。該工藝條件下，水冷速率為14 ℃/s、34 ℃/s、40 ℃/s的室溫組織經Lepera 試劑腐蝕后的金相組織照片分別如圖3(a)、圖3(b)、圖3(c)所示。

對三組冷速的室溫組織金相照片進行了顏色比例計算，各相組織比例見表4。

表4 各組試樣室溫組織各相比例及力學性能

從表4 可以看出，冷速為14 ℃/s 的室溫組織中除鐵素體、馬氏體之外，還產生了較多的貝氏體，而冷速34 ℃/s 的室溫組織和冷速40 ℃/s 的室溫組織中貝氏體很少，且40 ℃/s 冷速的室溫組織中馬氏體含量較34 ℃/s 的室溫組織中高。因此在該成分體系下，為了得到10% ～20%的硬相馬氏體+80%左右鐵素體雙向組織，同時滿足產品較好的強塑性能匹配，要求水冷速率大于34 ℃/s。

3．2 安鋼層流冷卻模式選擇及能力評價

工藝控制中最關鍵的就是冷卻模式的選擇。目前大多采用分段式冷卻，其對間隔空冷溫度及時間的控制要求極為精確，間隔空冷時間長，顯微組織中鐵素體比例過高，快冷后得到的馬氏體組織比例太少;而空冷時間短，顯微組織中鐵素體比例太少，馬氏體比例太高，均滿足不了雙相鋼強度與韌性協調的特性。

根據軋后冷卻路徑的不同可以分為兩種［4］:一種在軋后采用空冷+超快冷的冷卻方式(兩段式);另一種軋后采用層流冷卻+空冷+層流快速冷卻方式(三段式)，如圖4 所示。

圖4 低溫卷取型熱軋法冷卻路徑示意圖

兩段式冷卻方式的終軋溫度一般在Ar3附近，終軋后采取空冷，空冷時間大約為20 s ～30 s，其目的是得到大量的足夠的先共析鐵素體。空冷后采用快速冷卻，使剩余的奧氏體轉變為馬氏體，從而得到鐵素體+馬氏體的雙相組織，這種方式一般在較短的層流冷卻線上使用，例如CSP 機組;而三段式冷卻的終軋溫度略高，終軋后采用層流冷卻，冷卻至約650 ℃，此溫度在兩相區內，為鐵素體轉變最快的溫度區間(即CCT 曲線上鐵素體轉變的“鼻尖”溫度)，空冷5 s 左右的時間，以保證鐵素體的百分含量，然后較為快速的冷卻，一般冷速大于40 ℃/s 時就可以使剩余的過冷奧氏體轉變為馬氏體，得到雙相組織［5］。

安鋼層流冷卻線冷卻段長度為95．76 m，上部水梁20 組，總水量:5750 m3/h，下部總水量:6850 m3/h，上下總水量:12600 m3/h，水壓:0．415 N/cm2。依據設計能力進行了厚度不大于11 mm 的冷卻能力試驗，結果為:前2 組的8 支集管，由于不同規格每支降溫幅度為18 ℃～25 ℃，層流后12 組集管全部開啟后冷卻速率可以達到40 ℃/s 以上，因此根據東北大學水冷速率試驗結果來看，安鋼的1780 mm 熱連軋層流冷卻線可以滿足生產11 mm 以下規格的經濟型600 MPa 級熱軋雙相鋼系列產品。

3．2 工業試制方案確定

依據國家標準GB/T20887．3 －2010，安鋼根據自身工藝準備和技術水平，設計了牌號為AG580DP的產品，該產品由于是在Q345B 基礎上采用經濟型生產路線，因此加熱工藝、控軋工藝按正常的Q345B執行，在此基礎上采用低溫卷取和層流三階段冷卻即可實現600 MPa 級的雙相鋼的生產。軋制主要控制工藝參數為:板坯加熱溫度1200 ℃～1240 ℃，粗軋出口溫度要求1030 ℃～1060 ℃，板坯在爐時間大于130 min;精軋終軋溫度為800 ℃～830 ℃，卷取溫度為小于300 ℃，冷卻模式采用三段式冷卻工藝，如圖5 所示。

圖5 軋后冷卻工藝圖

4 生產試驗結果及分析

確定了采用三段式冷卻后，為了掌握三階段關鍵工藝點的溫度，前后進行了4 次層流工藝設計試驗，主要包括終軋后的前3 組的集管使用，空冷段的長度和速度的匹配，第3 階段的冷卻速度。下面只介紹成功前后的工藝試驗情況。

第一次:第一組集管不使用，第二組使用4 根集管冷卻，第三組集管使用2 根，前端共計開啟6 根集管冷卻，4 ～8 組采用空冷，9 ～20 組集管全部采用。

第四次:第一組集管全部開啟，第二組使用3 根集管冷卻，前端共計開啟7 根集管冷卻，3 ～9 組采用空冷，10 ～15 組集管全部采用，精調第20 組開啟。這兩種工藝試驗結果見表5，顯微組織如圖6和圖7 所示。

表5 兩種工藝下的力學和工藝性能

試驗完成后，從熱軋板中部切取金相試樣，經研磨、拋光后分別采用4%(體積分數)的硝酸酒精溶液和Lepera 試劑腐蝕。Lepera 試劑可以區分馬氏體、鐵素體和貝氏體。具體操作:試樣經仔細拋光后用2%的硝酸酒精短時間腐蝕，再經較長時間拋光，以消除硝酸酒精腐蝕的痕跡;然后將配制好的1%Na2S2O5水溶液和4%苦味酸酒精進行混合，經拋光的試樣立即放入溶液中7 s ～12 s(室溫下)。腐蝕后的組織特征:鐵素體為灰色，馬氏體為白色，貝氏體為黑色。

圖6 工藝一卷號為4736808200 的顯微組織

圖7 工藝二卷號為4845113200 的顯微組織

從表3 和圖7 ～圖8 來看，第一次試驗的屈服和抗拉強度，屈強比均雖然滿足了表2 械機性能要求，但出現了伸長率剛合格基本沒有富余量和工藝性能冷彎檢驗不合格的現象。原因在于層流冷卻工藝中設計的空冷時間較短造成鐵素體不能充分析出形成基體“軟相”，使得第三階段開始冷卻溫度偏高且冷卻水量太大，造成“硬相”馬氏體分布成帶狀且含量偏高，最終使得材料抗拉強度偏高，造成延伸率下降，沖擊下降，冷彎不合的問題。而第四次試驗吸取了前幾次經驗加長了空冷段的長度，并且控制了第三階段的出水組數。本次試驗的機械性能和工藝性能全部合格，雖然屈強比變化較小，但延伸率有了較大提高達到30%以上，且沖擊功也有了明顯增加達到100 J 以上。通過這幾次試驗，安鋼固化冶煉和軋制及層流冷卻工藝，為得到良好的強韌性匹配的材料奠定了基礎，同時為后續工業化批量生產提供了技術保障。

5 實際使用效果

通過市場調研和客戶的多次交流，最終該產品在河南焦作和山東廣饒地區進行了11 mm 的AG580DP 替代原來13．75 mmQ235B 材料，型號為8．0 ×22．5．AD 和9．0 ×22．5． AD 的無內胎輕量化車輪試制工作。用戶在加工過程中反映該材料具有好成型，回彈量小，平面度好的特點。AG580DP 配合目前6 mm 高強度輪輞用鋼AG440LW 后，重量可以減輕6 kg ～10 kg，同時在山東某檢測機構按國家標準GB5909 －2009 規定進行疲勞測試，達到了徑向疲勞100 萬次完好，動態彎曲疲勞30 萬次完好。因此雙相鋼車輪的疲勞壽命基本比330CL 提高3 ～6 倍(330CL 檢驗數據:徑向疲勞:52 萬次左右、彎曲疲勞:6．3 萬次～12．5 萬次)。

6 結語

1)考慮到安鋼1780 mm 熱連軋機組層流冷卻線有較強冷卻能力和工藝控制能力選擇用熱軋法生產雙相鋼。且工業化生產采取低成本路線，即不添加Cr、Mo、Nb 等微合金元素來拓寬鐵素體生成區間，抑制珠光體和貝氏體的生成，使其形成理想比例的鐵素體和馬氏體組織。

2)在層流冷卻工藝設計中，如果空冷時間較短會造成鐵素體不能充分析出形成基體“軟相”，使得第三階段開始冷卻溫度偏高且冷卻水量太大，造成“硬相”馬氏體分布成帶狀且含量偏高，最終使得材料抗拉強度偏高，造成延伸率下降，沖擊下降，冷彎不合的現象。

3)安鋼根據4 次試驗結果找出了最關鍵的層流三階段冷卻工藝控制點，同時也固化了冶煉和其它軋制工藝，為后續繼續開發其它規格或更高級別的雙相鋼奠定了基礎，同時為工業化批量生產提供了技術保障。

(4)AG580DP 配合目前6 mm 高強度輪輞用鋼AG440LW 后，重量可以減輕6 kg ～10 kg，按國家標準GB5909 －2009 規定進行疲勞測試，可以滿足徑向疲勞100 萬次完好，動態彎曲疲勞30 萬次完好的要求。

［1］王利，楊雄飛，陸匠心． 汽車輕量化用高強度鋼板的發展［J］．鋼鐵，2006(9):l－10．

［2］唐荻，米振莉，陳雨來．國外新型汽車用鋼的技術要求與研究開發現狀［J］．鋼鐵，2005，40(6):2 －6．

［3］狄國標，陳連生，劉振宇，等．低成本熱軋雙相鋼組織性能研究［J］．軋鋼，2007，24(5):19 －22．

［4］劉晰棕．熱軋雙相鋼的生產［J］．鋼鐵，1995，30(3):26 －30．

［5］康永林，鄺霜，尹顯，等． 汽車用雙相鋼板的開發與研究進展．汽車工藝與材料，2006(5):1 －5．