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1、 康永林等：汽车用冷轧双相钢的生产工艺及组织性能特征 2 0 0 8 年第4 期 总第3 5 2 期 1 冷轧双相钢的生产工艺及国内外生产 概况 1 1 冷轧双相钢的生产工艺 冷轧双相钢生产工艺流程图H 1 见图1 所示。 冷轧硬板需要经过连续退火或连续热镀锌退 火才能得到铁素体马氏体双相组织。 现代冷轧双相钢的连续退火工艺曲线如图 2 a 所示。首先将冷轧硬板连续加热到铁素体奥 氏体两相区的某个温度，在加热过程中，冷变形组 织首先产生回复再结晶。在两相区保温过程中， 钢板产生部分奥氏体化。两相区保温后，首先通 过缓慢冷却使少量奥氏体重新分解转化为铁素 体，在这个过程中，合金元素进一步向残留奥
2、氏体 中转移，从而进一步提高了奥氏体的稳定性。在 热 轧 原 料 p 倒 赠 快速冷却过程中，这部分残留奥氏体转化成马氏 体而使钢板具有双相组织。快冷后的等温过时效 不仅可以对淬硬的马氏体岛进行低温回火以改善 其内部畸变，而且可以改善铁素体内元素的固溶 状态。 热浸镀锌工艺生产双相钢的退火路线与连续 退火工艺有所不同( 如图2 b ) ，大多数热镀锌生产 线均是在两相区奥氏体化后，立即快速冷却到热 镀锌温度进行镀锌。有的热镀锌生产线在快冷段 前也配备有缓慢冷却段，其作用与连续退火缓冷 段基本相同。由于热浸镀锌温度一般在4 6 0 左 右，因而快冷的目的主要是避免奥氏体向珠光体 转变，在这个过程
3、中，马氏体相变并没有产生，而 是在终冷过程中，奥氏体完成了向马氏体的转变。 冷 硬 钢 卷 南霸袅 磷如 酸洗一冷轧联合机组 连续退火( 连续热镀锌) 一平整机组 图l冷轧双相钢生产工艺流程图 一! 滋竺础 萄慝 p 毯 赠 一蕊爵 终冷( A M ) 时间s ( b ) 冷轧双相钢热镀锌退火工艺 图2 冷轧双相钢的连续退火与热镀锌退火工艺曲线 连续退火技术发展的核一心是冷却技术，冷却 能力对冷轧双相钢的生产至关重要。目前连续退 火生产线的冷却方式主要有四种K J ，即：新日铁开 发的以气体喷射冷却为代表的N s c C A P L 技术、 N K K 开发的以水冷和辊冷为代表的N K K c
4、 A L 技术，川崎开发的高强力喷射冷却技术K M C A L 以及欧洲冶金中心与比利时柯克利尔共同开发的 C R M c A L 。喷气或者强力喷气连续退火生产线 可以用于生产强度级别低于7 8 0M P a 的薄规格冷 轧双相钢，但是对于厚度大于2 Om m 以及强度级 一2 一 冷 轧 双 相 钢 成 品 别大于9 8 0M P a 的双相钢，为了避免使用昂贵的 合金元素，往往需要带水淬或辊冷功能的连续退 火生产线。 1 2 国外冷轧双相钢的研发进展 日本的几大钢铁公司以及蒂森克虏伯、安赛 乐米塔尔等世界先进钢铁公司一直处于冷轧双相 钢研发的前沿，并且与汽车厂合作开展了大量双 相钢使用技
5、术研究并使之逐步取代软钢。例如， 蒂森克虏伯钢铁公司与戴姆勒一克莱斯勒汽车公 司合作采用5 0 0M P a 级冷轧双相钢制作一款轻负 结 复 再鼍旧叟 丁隔 2 0 0 8 年第4 期 鞍钢技术 A N G A N GT E C H N O L O G Y总第3 5 2 期 荷运动车的门外面板，并表现出比B H 钢更好的 抗凹陷性能旧j 。迄今为止，多数厂家已经掌握了 4 9 0 7 8 0M P a 级冷轧双相钢或热镀锌双相钢的 生产方法。胍公司由于拥有水淬功能的连续退 火线w Q C A L ，冷却速率超过10 0 0 s ，因此 可工业化生产抗拉强度为7 8 0 l4 7 0M P a
6、 的高 成型性超高强度钢板“ j ，并投入商业应用。安赛 乐米塔尔也采用缓慢冷却+ 淬火工艺，在其具有 水淬功能的连续退火线上生产出C R 5 9 0 D P 、 C R 7 8 0 D P 、C R 9 8 0 D P 双相钢1 。 与普通的热镀锌钢板相比，合金化热镀锌 ( G A ) 钢板具有优异的焊接陛、涂装性以及涂装后 漆膜耐砂砾冲击性一J ，因而得到广泛应用。G A 板 强度级别的迅速提高也得益于G A 双相钢的开 发。由于镀层合金化退火后冷却速度低，用传统 双相钢成分很难得到满意的双相组织u o l 。川崎 公司通过成分调整，特别是在基板中添加0 1 5 左右的M o 元素，开发成
7、功了5 9 0 一9 8 0M P a 级的 G A 双相钢，并实现了商业生产。目前G A 双相钢 已经应用于边梁、侧面构件、横梁、支柱、底盘加强 件、油箱支架等汽车车体结构件、加强件以及门内 板1 1 。1 2 】。 在弯曲成型或扩孑L 时，铁素体和马氏体之间 强度的巨大差异会导致局部的应力集中，从而削 弱了双相钢的性能。针对9 8 0M P a 级冷轧双相钢 难以同步提高延展性( 觑) 和扩孔率( A ) 的问题， 神户制钢公司采用水淬型连续退火装置，独立控 制降低马氏体的体积分数和硬度，并添加固溶强 化元素强化铁素体以减小与马氏体的硬度差异， 开发出了剧与A 性能匹配不同的9 8 0M
8、P a 级冷 轧双相钢板，在强度达到l0 1 0M P a 时，可以保持 6 0 以上的扩孔率3 J 。与此同时，J F E 和新日 铁4 1 也根据觑与A 值的不同匹配，开发出3 种 9 8 0M P a 级冷轧双相钢，即：( 1 ) 传统低屈强比双 相钢；( 2 ) 具有良好觑一A 组合的双相钢；( 3 ) 超 高A 值双相钢( 如图3 所示) u 5 l 。 为了提高7 8 0M P a 、9 8 0M P a 级高强冷轧双相 钢的焊接性能，N i s s a n 公司和钢铁企业共同开发 了低碳含量冷轧双相钢【l6 。，对于这两个钢种，在 强度达到8 4 0M P a 和l0 2 0M
9、P a 时，钢中碳含量 仅为0 0 7 。N i s s a I l 公司认为，为了在结构零件 中大量应用7 8 0M P a 、9 8 0M P a 钢种，发展低碳高 强度双相钢是十分必要的。 图39 8 0M P a 级冷轧双相钢 伸长率与扩孔性能的均衡性 1 3 国内冷轧双相钢生产概况 国内在”七五”期间就对双相钢进行了研究， 但是由于设备限制，一直没有得到较快发展。近 年来，由于宝钢拥有先进的连续退火生产线，其冷 轧双相钢的开发与生产处于国内的前沿。先后成 功开发了B 2 4 0 3 9 0 D P 、B 2 8 吖4 4 0 D P 、B 3 4 0 5 9 0 D P 、B 4 0
10、 0 7 8 0 D P 及相应的热镀锌双相产品。 与此同时，由中国钢铁工业协会提出，宝钢负责起 草了汽车用高强度冷连轧钢板及钢带国家标 准，其中第二部分，冷轧双相钢国家标准( 即G B T 2 0 5 6 4 2 2 0 0 6 ) 已于2 0 0 6 年1 1 月1 日发布，并 于2 0 0 7 年2 月1 日开始实施。近两年来，鞍钢与 北京科技大学合作，成功开发了4 9 0 7 8 0M P a 级 冷轧双相钢并正在进行推广应用。随着我国鞍 钢、武钢、首钢及其他大型钢铁公司连续退火与连 续热镀锌生产线的先后建成，冷轧双相钢在国内 必将得到迅速的发展与推广。 2 冷轧双相钢的冶金成分特征
11、现代冷轧双相钢一般都通过连续退火生产线 与连续热镀锌线生产，这些设备具有强大的冷却 能力，因而基于成本因素考虑，冷轧双相钢的合金 成分比较简单，往往采用C S i M n 合金系，根据 强度级别不同而调整合金元素的含量。不同厂家 由于其连续退火设备的差异，冷轧双相钢具有不 同的合金含量。当冷却能力不足或生产厚规格与 超高强双相钢时，为了提高双相钢的淬透性，通常 一3 一 康永林等：汽车用冷轧双相钢的生产工艺及组织性能特征 鞍钢技术) 2 0 0 8 年第4 期 总第3 5 2 期 在钢中适当添加微量C r 、M o 、B 等合金元素。对 于热镀锌与合金化镀锌双相钢，为了改善钢板的 表面质量而避
12、免添加s i 元素。表l 为奇瑞汽车 公司使用的部分冷轧双相钢的化学成分，表2 给出了我国G B T2 0 5 6 4 2 2 0 0 6 中规定的各级 别冷轧双相钢的成分范围【l 引。随着N b 微合金化 技术的进步，冷轧双相钢中也可以添加N b 进行弥 散强化，这样不仅有利于铁素体的细化以及马氏 体的弥散分布，而且有利于通过析出强化而降低 双相钢中马氏体的含量，从而降低因铁素体和马 氏体之间强度的巨大差异而导致的局部应力集 中，因而有利于提高冷轧双相钢的扩孔性能9 l 。 表1 奇瑞汽车公司使用的部分 冷轧双相钢的化学成分 牌号 CS iM n 宝钢D P 5 0 0 宝钢D P 5 9
13、0 日本某厂D P 5 0 0 日本某厂D P 6 0 0 0 0 7 4 O 0 7 8 0 0 t 的 O 0 4 0 O 3 21 7 4O 0 1 5 0 0 31 7 6O 0 1 0 O 3 21 4 2O 0 1 2 O 5 11 4 0O 0 1 2 O 0 0 6 O 0 0 4 O 0 0 4 0 0 0 5 表2 不同牌号冷轧双相钢的合金范围 牌号 CS iM nPS C R 2 6 0 删5 0 D P C R 3 0 m ，5 0 0 D P C R 3 4 0 5 9 0 D P C R 4 2 0 7 8 0 D P C R 5 5 0 9 8 0 D P O 1
14、 2 O 4 0 1 2 0 O 0 3 5 O 0 3 0 0 1 4 O 6 0 1 6 0 O 0 3 5 O 0 3 5 O 1 6 O 8 0 2 2 0 0 0 3 5 O 0 3 5 O 1 8 1 2 0 2 5 0 O 0 3 5 0 0 3 5 O 2 0 1 6 0 2 8 0 O 0 3 5 0 0 3 5 3 冷轧双相钢组织性能特征及影响因素 3 1 冷轧双相钢的显微组织特征 冷轧双相钢的显微组织由岛状马氏体颗粒散 布于铁素体基体上而组成( 图4 a ) ，马氏体提供了 双相钢的强度特性，而铁素体基体则使双相钢具 有良好的塑性。由于腐蚀特性的不同，采用4 4 硝酸酒精
15、浸蚀后的双相钢金相组织中，马氏体岛 呈灰黑色( 而渗碳体腐蚀后呈黑色) ，铁素体呈灰 白色( 图4 b ) 。实验研究中，为了更好地对马氏体 定量，往往采用k p e r a 试剂( 体积分数为4 的苦 味酸酒精溶液+ 质量分数为l 的偏重亚硫酸钠 水溶液) 浸蚀双相钢，则马氏体岛呈现亮白色( 图 4 c ) 。 在扫描电镜中观察冷轧双相钢的显微组织 ( 见图5 ) 可以看出，马氏体岛具有明显的浮凸效 应，并有亮白色的边圈。实验测定o 以及相变热 力学动力学分析表明【2 1 | ，冷轧双相钢在连续退火 过程中，两相区奥氏体化过程仅仅数十秒，而M n 的扩散速率远远低于c 的扩散速率，因而奥氏体
16、 岛周围形成一圈M n 的富集带，在快速冷却过程 中，富M n 区域具有更高的淬透性，因而形成的马 氏体组织与岛内马氏体组织具有不同的色差效 应。如果连续退火后期的冷却速度不足，一部分 奥氏体会失稳分解为渗碳体，因而最终组织为铁 素体、马氏体与少量渗碳体颗粒共存瞄J 。 双相钢中马氏体岛的内部结构比较复杂，必 须在透射电子显微镜下才能分辨旧1 ( 见图6 ) 。 由于马氏体岛中碳含量的不同，其精细结构可能 具有孪晶与板条两种特征。在铁素体基体中，也 普遍存在由于马氏体相变体积膨胀诱发的高密度 位错，而这些位错被认为是无钉扎的自由位错，这 也是造成双相钢低屈服强度的主要原因1 。 3 2 冷轧双相钢的力学特性 到目前为止，工业大量生产的双相钢强度级 别有4 5 0M P a 、5 0 0M P a 、5 9
