安钢600MPa级经济型热轧双相钢的生产实践与应用

刘艳红 程官江 周茂奇 郑 飞 杨陈莉

(安阳钢铁股份有限公司)

0 前言

近年来，汽车工业得到长足发展，不可避免的面对着两个主要问题:一是随着汽车数量增多和车速的提高，使得人们对汽车的安全性能提出了更高的要求，其重要措施之一就是增强汽车构件的强度;二是能源紧张和环境污染，因此要求降低油耗、节约能源是未来汽车发展的必然方向，而降低油耗的一个重要方法是减轻汽车的自重。正是由于未来汽车向着高安全性、经济环保、高寿命等方向发展，使得提高汽车的安全性能、降低成本、减轻自重成为了增加高强度钢用量的动力［1］。

1 双相钢研发动力及应用前景

早期汽车生产中，汽车冲压件多采用普通低碳钢。为减轻车重，人们开发了低合金高强度钢(HSLA)，但是这种材料塑性低，导致了冲压成型困难。而双相钢板与普通低合金高强度钢相比，具有低的屈强比和更优越的强塑性配合，更加利于各种复杂零部件的加工。超轻体计划(ULSAB)研究表明，双相钢在未来汽车钢中的比例将达到80%，具有良好的应用前景，如下图1 所示［2］。

图1 ULSAB－AVC 中结构件用钢情况

目前，双相钢热轧板带在汽车用钢所占的比例日益增加，欧美和日本均己经形成双相钢系列产品，并且在车轮的轮辐及轮盘制造、保险杠加强体、制动片及门防撞击梁等零部件中得到广泛的应用。这样可减轻汽车重量的20% ～30%，符合汽车材料轻量化、高性能、安全环保节能的发展主题，逐渐成为汽车用钢的首选钢种之一［2］。

2 双相钢工艺、成分设计及性能要求

2．1 双相钢的一般生产工艺

双相钢的实际生产工艺主要有两种［3］:热处理法和直接热轧法。

采用热处理手段生产的双相钢称作热处理双相钢。这类钢是以热轧或冷轧带材为原料(其初始组织一般是铁素体和珠光体)，将热轧或冷轧后的钢材重新加热到奥氏体和铁素体两相区或单一奥氏体区，并保温一定时间，然后以一定速度冷却，从而获得所需要的铁素体+马氏体(F+M)的双相组织。

直接热轧法生产双相钢是指将钢坯完全奥氏体化后，经过控制轧制及轧后适当的冷却工艺直接获得双相钢板的方法。其根据卷取温度的不同又可分为两种方法:中温卷取型热轧法和低温卷取型热轧法。

中温卷取型热轧法是指在通常的终轧温度及卷取温度下获得双相组织，如图2(a)所示。其原理为在钢中加入适当的Cr、Mo 等奥氏体稳定化元素以提高奥氏体的稳定性，使其在冷却过程中，在介于A→F和A→B 转变的温度区间内，由于奥氏体的稳定化而出现一个“窗口”。钢板通过轧后控冷，完成大部分的A/F 相变(约80%)，并在“窗口”温度下进行卷取(即使在相当小的板卷冷却速度下也不会发生A/B 相变)，最后空冷，使剩下的奥氏体发生向马氏体的相变，从而在室温下获得F +M 组织。这种轧制方法的卷取温度一般为500 ℃～600 ℃。

低温卷取型热轧法的卷取温度较低，低于马氏体转变开始温度，较适用于无Cr、Mo 等奥氏体稳定化元素的钢种如图2(b)所示。

2．2 成分设计及性能要求

图2 热轧双相钢工艺图

两种工艺相比，采用热轧法生产双相钢其生产工序简单，不需要附加的热处理和退火设备，节约了工时和能量，成本低且便于大规模生产。考虑到安钢1780 mm 热连轧机组层流冷却线有较强冷却能力和工艺控制能力选择用热轧法生产双相钢。生产用钢成分采用低成本设计，即以Q345B 为基本，通过适当降低碳含量来保证较好的韧塑性及良好的冲压和焊接性能;为了弥补降碳造成的强度损失，相应的提高了Mn 的含量。由于Mn 对奥氏体再结晶有明显的抑制作用，所以适当提高锰含量可以充分利用未再结晶控制轧制细化晶粒，同时锰还有一定的固溶强化作用，改善塑韧性。另外增加了Si 含量，Si 可以扩大Fe－C 相图的奥氏体+铁素体区，使临界处理的温度范围加宽，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。不添加Cr、Mo、Nb 等微合金元素来拓宽铁素体生成区间，抑制珠光体和贝氏体的生成，使其形成理想比例的铁素体和马氏体的经济型成分路线。其成分与性能指标分别见表1、表2。

表1 AG580DP 成分设计

表2 机械性能要求

3 工业生产工艺的确定

3．1 水冷速率对组织和性能的影响

该试验是在东北大学轧制实验室里完成，试验钢的成分见表3。

表3 试验钢的化学成分

图3 实验钢在不同水冷速率下的金相组织(Lepera 试剂腐蚀)

主要试验工艺为:钢坯加热保温后，出炉去除表面氧化铁皮，趁热轧制，再结晶区3 道次轧制结束时测温一次。未再结晶区不控轧，测得开轧温度在1050 ℃左右，进行4 道次轧制。轧制结束后测温，测得终轧温度保持在830 ℃左右。轧后采用两段式冷却方式，先空冷然后进行水冷。空冷过程一直测温监视温度变化，当温度降至690 ℃左右时，进入UFC 系统进行水冷。采用不同冷却速率，主要参数范围为10 ℃/s ～40 ℃/s。卷取温度低于200 ℃。该工艺条件下，水冷速率为14 ℃/s、34 ℃/s、40 ℃/s的室温组织经Lepera 试剂腐蚀后的金相组织照片分别如图3(a)、图3(b)、图3(c)所示。

对三组冷速的室温组织金相照片进行了颜色比例计算，各相组织比例见表4。

表4 各组试样室温组织各相比例及力学性能

从表4 可以看出，冷速为14 ℃/s 的室温组织中除铁素体、马氏体之外，还产生了较多的贝氏体，而冷速34 ℃/s 的室温组织和冷速40 ℃/s 的室温组织中贝氏体很少，且40 ℃/s 冷速的室温组织中马氏体含量较34 ℃/s 的室温组织中高。因此在该成分体系下，为了得到10% ～20%的硬相马氏体+80%左右铁素体双向组织，同时满足产品较好的强塑性能匹配，要求水冷速率大于34 ℃/s。

3．2 安钢层流冷却模式选择及能力评价

工艺控制中最关键的就是冷却模式的选择。目前大多采用分段式冷却，其对间隔空冷温度及时间的控制要求极为精确，间隔空冷时间长，显微组织中铁素体比例过高，快冷后得到的马氏体组织比例太少;而空冷时间短，显微组织中铁素体比例太少，马氏体比例太高，均满足不了双相钢强度与韧性协调的特性。

根据轧后冷却路径的不同可以分为两种［4］:一种在轧后采用空冷+超快冷的冷却方式(两段式);另一种轧后采用层流冷却+空冷+层流快速冷却方式(三段式)，如图4 所示。

图4 低温卷取型热轧法冷却路径示意图

两段式冷却方式的终轧温度一般在Ar3附近，终轧后采取空冷，空冷时间大约为20 s ～30 s，其目的是得到大量的足够的先共析铁素体。空冷后采用快速冷却，使剩余的奥氏体转变为马氏体，从而得到铁素体+马氏体的双相组织，这种方式一般在较短的层流冷却线上使用，例如CSP 机组;而三段式冷却的终轧温度略高，终轧后采用层流冷却，冷却至约650 ℃，此温度在两相区内，为铁素体转变最快的温度区间(即CCT 曲线上铁素体转变的“鼻尖”温度)，空冷5 s 左右的时间，以保证铁素体的百分含量，然后较为快速的冷却，一般冷速大于40 ℃/s 时就可以使剩余的过冷奥氏体转变为马氏体，得到双相组织［5］。

安钢层流冷却线冷却段长度为95．76 m，上部水梁20 组，总水量:5750 m3/h，下部总水量:6850 m3/h，上下总水量:12600 m3/h，水压:0．415 N/cm2。依据设计能力进行了厚度不大于11 mm 的冷却能力试验，结果为:前2 组的8 支集管，由于不同规格每支降温幅度为18 ℃～25 ℃，层流后12 组集管全部开启后冷却速率可以达到40 ℃/s 以上，因此根据东北大学水冷速率试验结果来看，安钢的1780 mm 热连轧层流冷却线可以满足生产11 mm 以下规格的经济型600 MPa 级热轧双相钢系列产品。

3．2 工业试制方案确定

依据国家标准GB/T20887．3 －2010，安钢根据自身工艺准备和技术水平，设计了牌号为AG580DP的产品，该产品由于是在Q345B 基础上采用经济型生产路线，因此加热工艺、控轧工艺按正常的Q345B执行，在此基础上采用低温卷取和层流三阶段冷却即可实现600 MPa 级的双相钢的生产。轧制主要控制工艺参数为:板坯加热温度1200 ℃～1240 ℃，粗轧出口温度要求1030 ℃～1060 ℃，板坯在炉时间大于130 min;精轧终轧温度为800 ℃～830 ℃，卷取温度为小于300 ℃，冷却模式采用三段式冷却工艺，如图5 所示。

图5 轧后冷却工艺图

4 生产试验结果及分析

确定了采用三段式冷却后，为了掌握三阶段关键工艺点的温度，前后进行了4 次层流工艺设计试验，主要包括终轧后的前3 组的集管使用，空冷段的长度和速度的匹配，第3 阶段的冷却速度。下面只介绍成功前后的工艺试验情况。

第一次:第一组集管不使用，第二组使用4 根集管冷却，第三组集管使用2 根，前端共计开启6 根集管冷却，4 ～8 组采用空冷，9 ～20 组集管全部采用。

第四次:第一组集管全部开启，第二组使用3 根集管冷却，前端共计开启7 根集管冷却，3 ～9 组采用空冷，10 ～15 组集管全部采用，精调第20 组开启。这两种工艺试验结果见表5，显微组织如图6和图7 所示。

表5 两种工艺下的力学和工艺性能

试验完成后，从热轧板中部切取金相试样，经研磨、抛光后分别采用4%(体积分数)的硝酸酒精溶液和Lepera 试剂腐蚀。Lepera 试剂可以区分马氏体、铁素体和贝氏体。具体操作:试样经仔细抛光后用2%的硝酸酒精短时间腐蚀，再经较长时间抛光，以消除硝酸酒精腐蚀的痕迹;然后将配制好的1%Na2S2O5水溶液和4%苦味酸酒精进行混合，经抛光的试样立即放入溶液中7 s ～12 s(室温下)。腐蚀后的组织特征:铁素体为灰色，马氏体为白色，贝氏体为黑色。

图6 工艺一卷号为4736808200 的显微组织

图7 工艺二卷号为4845113200 的显微组织

从表3 和图7 ～图8 来看，第一次试验的屈服和抗拉强度，屈强比均虽然满足了表2 械机性能要求，但出现了伸长率刚合格基本没有富余量和工艺性能冷弯检验不合格的现象。原因在于层流冷却工艺中设计的空冷时间较短造成铁素体不能充分析出形成基体“软相”，使得第三阶段开始冷却温度偏高且冷却水量太大，造成“硬相”马氏体分布成带状且含量偏高，最终使得材料抗拉强度偏高，造成延伸率下降，冲击下降，冷弯不合的问题。而第四次试验吸取了前几次经验加长了空冷段的长度，并且控制了第三阶段的出水组数。本次试验的机械性能和工艺性能全部合格，虽然屈强比变化较小，但延伸率有了较大提高达到30%以上，且冲击功也有了明显增加达到100 J 以上。通过这几次试验，安钢固化冶炼和轧制及层流冷却工艺，为得到良好的强韧性匹配的材料奠定了基础，同时为后续工业化批量生产提供了技术保障。

5 实际使用效果

通过市场调研和客户的多次交流，最终该产品在河南焦作和山东广饶地区进行了11 mm 的AG580DP 替代原来13．75 mmQ235B 材料，型号为8．0 ×22．5．AD 和9．0 ×22．5． AD 的无内胎轻量化车轮试制工作。用户在加工过程中反映该材料具有好成型，回弹量小，平面度好的特点。AG580DP 配合目前6 mm 高强度轮辋用钢AG440LW 后，重量可以减轻6 kg ～10 kg，同时在山东某检测机构按国家标准GB5909 －2009 规定进行疲劳测试，达到了径向疲劳100 万次完好，动态弯曲疲劳30 万次完好。因此双相钢车轮的疲劳寿命基本比330CL 提高3 ～6 倍(330CL 检验数据:径向疲劳:52 万次左右、弯曲疲劳:6．3 万次～12．5 万次)。

6 结语

1)考虑到安钢1780 mm 热连轧机组层流冷却线有较强冷却能力和工艺控制能力选择用热轧法生产双相钢。且工业化生产采取低成本路线，即不添加Cr、Mo、Nb 等微合金元素来拓宽铁素体生成区间，抑制珠光体和贝氏体的生成，使其形成理想比例的铁素体和马氏体组织。

2)在层流冷却工艺设计中，如果空冷时间较短会造成铁素体不能充分析出形成基体“软相”，使得第三阶段开始冷却温度偏高且冷却水量太大，造成“硬相”马氏体分布成带状且含量偏高，最终使得材料抗拉强度偏高，造成延伸率下降，冲击下降，冷弯不合的现象。

3)安钢根据4 次试验结果找出了最关键的层流三阶段冷却工艺控制点，同时也固化了冶炼和其它轧制工艺，为后续继续开发其它规格或更高级别的双相钢奠定了基础，同时为工业化批量生产提供了技术保障。

(4)AG580DP 配合目前6 mm 高强度轮辋用钢AG440LW 后，重量可以减轻6 kg ～10 kg，按国家标准GB5909 －2009 规定进行疲劳测试，可以满足径向疲劳100 万次完好，动态弯曲疲劳30 万次完好的要求。

［1］王利，杨雄飞，陆匠心． 汽车轻量化用高强度钢板的发展［J］．钢铁，2006(9):l－10．

［2］唐荻，米振莉，陈雨来．国外新型汽车用钢的技术要求与研究开发现状［J］．钢铁，2005，40(6):2 －6．

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［4］刘晰棕．热轧双相钢的生产［J］．钢铁，1995，30(3):26 －30．

［5］康永林，邝霜，尹显，等． 汽车用双相钢板的开发与研究进展．汽车工艺与材料，2006(5):1 －5．