在傳統(tǒng)熱連軋的雙相鋼中通常需要添加較多的貴重合金元素，因此生產(chǎn)成本高。采用超快冷卻工藝試制了Si-Mn-Cr系低成本雙相鋼。通過熱模擬試驗(yàn)繪制了CCT曲線，軋制了一種不含Mo元素的低成本雙相鋼，分析了軋后組織和性能。結(jié)果表明，鋼的抗拉強(qiáng)度為611MPa，屈服強(qiáng)度為352MPa，伸長率為30%，擴(kuò)孔率為65%。采用軋后超快冷技術(shù)能成功生產(chǎn)出低成本高性能雙相鋼。

隨著汽車輕量化的要求，高強(qiáng)度鋼的應(yīng)用越來越廣泛。高強(qiáng)度鋼結(jié)構(gòu)件既要保證高的強(qiáng)度，還要具有良好的成形性。對(duì)于復(fù)雜的零件，一般高強(qiáng)鋼達(dá)不到要求。而雙相鋼在保證了高強(qiáng)度的同時(shí)，又具有良好的成形性能，因此在汽車零件中得到越來越多的應(yīng)用。雙相鋼通常是指由低碳鋼或低合金高強(qiáng)度鋼，經(jīng)臨界退火或控制軋制而得到的鋼，微觀組織主要由鐵素體和馬氏體兩相組成，一般含80%～95%的鐵素體，以及呈島狀分布的5%~20%的馬氏體回。雙相鋼的強(qiáng)度大致和組織中的馬氏體含量成正比。雙相鋼具有強(qiáng)度高、成形性能好、碰撞時(shí)能量吸收大等特點(diǎn)。因此，具有良好的成形性能，適合制作汽車結(jié)構(gòu)件。

傳統(tǒng)熱連軋生產(chǎn)的雙相鋼，通常為Cr-Mo系鋼。Cr和Mo可以推遲珠光體轉(zhuǎn)變，增加奧氏體的淬透性。利用合金元素對(duì)其相變特性的影響，在較低的冷卻速度和較高的卷取溫度條件下獲得雙相組織0，但因添加了較高的貴重合金，生產(chǎn)成本高，嚴(yán)重影響產(chǎn)品的市場(chǎng)競(jìng)爭(zhēng)力。為了減少貴重合金元素的添加量，降低生產(chǎn)成本，需要增加軋后的冷卻能力。近年來，超快冷卻技術(shù)得到快速發(fā)展，該技術(shù)可以使帶鋼軋后冷卻速度得到巨大提升。通過軋后超快冷卻，可以在不添加或者少添加合金元素的條件下獲得雙相組織，為降低雙相鋼的生產(chǎn)成本，優(yōu)化鋼的綜合性能提供了技術(shù)支撐。

目前抗拉強(qiáng)度540~600MPa的熱軋雙相鋼己用于輪輻和輪輞的制作，但大多添加貴重合金元素，生產(chǎn)成本高。為了提高產(chǎn)品市場(chǎng)競(jìng)爭(zhēng)力，增加企業(yè)經(jīng)濟(jì)效益，某企業(yè)在2250mm熱連軋生產(chǎn)線裝備了超快冷設(shè)備。本文研究了超快冷卻下熱軋600MPa級(jí)低成本Si-Mn-Cr系雙相鋼的組織和性能，為超快冷卻下熱軋雙相鋼的生產(chǎn)工藝優(yōu)化提供指導(dǎo)。

1低成本熱軋雙相鋼成分和工藝設(shè)計(jì)原則

1.1成分設(shè)計(jì)

碳元素的添加量影響馬氏體的含量和鋼的強(qiáng)度，在相同的冷卻工藝下，C含量偏高會(huì)導(dǎo)致最終馬氏體含量偏高，影響鋼的強(qiáng)度及加工性能，一般將C含量控制在0.1wt%以內(nèi)。硅元素提高鐵素體的形成溫度，增加雙相鋼中鐵素體含量。另外Si抑制碳化物的析出，有利于保持雙相鋼強(qiáng)度、延伸性等性能的穩(wěn)定，一般將Si含量控制在0.25wt%以內(nèi)。錳是典型的奧氏體穩(wěn)定化元素，顯著提高鋼的淬透性，并起到固溶強(qiáng)化和細(xì)化鐵素體晶粒的作用，同時(shí)可顯著推遲珠光體轉(zhuǎn)變以及貝氏體轉(zhuǎn)變，一般將Mn含量控制在1.5wt%以內(nèi)。鉻是中強(qiáng)碳化物形成元素，顯著提高鋼的淬透性，不僅能強(qiáng)烈推遲珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變，而且促使C向奧氏體擴(kuò)散，降低鐵素體的屈服強(qiáng)度，有利于獲得低屈強(qiáng)比的雙相鋼，一般將Cr含量控制在0.8wt%以內(nèi)。鉬增加奧氏體的淬透性，推遲珠光體轉(zhuǎn)變，有利于獲得雙相組織。Mo還可以降低屈服強(qiáng)度，提高抗拉強(qiáng)度，同時(shí)保持延伸基本不變。為了降低成本，本文設(shè)計(jì)的雙相鋼不含Mo元素，其化學(xué)成分見表1。

1.2工藝設(shè)計(jì)

在成分一定的情況下，熱軋雙相鋼的最終組織性能受加熱工藝、軋制工藝的影響，特別是受軋后冷卻工藝的影響，因此，本研究側(cè)重于軋后快冷工藝。冷卻工藝主要包括終軋溫度、冷卻速度和卷取溫度。

（1）終軋溫度。一般情況下，終軋溫度應(yīng)處于奧氏體區(qū)內(nèi)，終軋溫度升高，在相同的卷取溫度下，需要較大的冷卻速度，熱軋雙相鋼的屈服強(qiáng)度將會(huì)升高?？紤]到雙相鋼的成形性能要求，終軋溫度應(yīng)靠近奧氏體區(qū)下限。

（2）冷卻速度。軋后前段冷卻速度應(yīng)保證鋼中獲得足夠的鐵素體，以保證鋼的成形性能。后段冷卻應(yīng)保證有適當(dāng)量的馬氏體形成，從而提高鋼的強(qiáng)度。

（3）卷取溫度。根據(jù)鋼中合金元素含量不同，熱軋雙相鋼的卷取溫度的選擇有兩種類型。一類是對(duì)于合金元素含量較高的鋼，卷取溫度選擇在鐵素體和貝氏體轉(zhuǎn)變溫度之間，在這一溫度范圍內(nèi)，卷取溫度變化對(duì)熱軋雙相鋼的最終性能基本沒有影響。

另一類是對(duì)合金元素含量較低的C-Si-Mn系雙相鋼，其卷取溫度選在馬氏體轉(zhuǎn)變點(diǎn)以下，卷取溫度的變化，對(duì)這類熱軋雙相鋼的性能有一定的影響。本研究試制的雙相鋼為C-Si-Mn系雙相鋼，因此卷取溫度應(yīng)該低于馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度。

2工業(yè)試驗(yàn)

2.1CCT曲線

CCT曲線是制定合理冷卻工藝的重要參考，因此，需要得到試驗(yàn)鋼種的CCT曲線。在Gleeble1500試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行熱模擬試驗(yàn)。熱模擬試樣為8mm×

15mm的圓柱體，將試樣以10℃/s加熱到1200℃，保溫10min，然后以5℃/s的冷速冷卻到1050℃進(jìn)行壓縮變形，變形量為50%，變形速率為5s1，接著以5℃/s的冷速冷卻到850℃再次進(jìn)行壓縮變形，變形量為20%，變形速率為5s1，最后以不同的冷卻速度（0.5、1、2、5、10、20、40℃/s）冷卻至室溫，記錄冷卻過程中的膨脹量-溫度曲線。將熱模擬后的試樣拋光和腐蝕，并用Zeiss顯微鏡觀察金相組織。根據(jù)熱模擬膨脹曲線及試驗(yàn)后試樣的金相組織，繪制CCT曲線。

2.2軋制試驗(yàn)

在某熱連軋生產(chǎn)線2250機(jī)組上進(jìn)行軋制試驗(yàn)。加熱溫度為1300℃，經(jīng)過多道次粗軋和7道次精軋，將厚度為230mm板坯軋成4mm厚的帶鋼。粗軋出口溫度為1100℃，精軋出口溫度為810℃。根據(jù)生產(chǎn)經(jīng)驗(yàn)和CCT曲線制定試驗(yàn)冷卻工藝（圖1）。板坯出精軋機(jī)組后，先以80℃/s快速水冷到690℃，在以5℃/s空冷到640℃，最后以40℃/s冷卻到200℃進(jìn)行卷取。軋制后在帶鋼頭部、中部和尾部分別取樣。用Nova400掃描電鏡觀察鋼的組織。用JEM-2100F透射電鏡觀察精細(xì)結(jié)構(gòu)和析出物形貌，并檢測(cè)析出物成分。另外，分別檢測(cè)帶鋼不同位置的拉伸力學(xué)性能、沖擊性能和擴(kuò)孔成形性能。

3結(jié)果和討論

3.1CCT曲線

圖2為熱模擬試驗(yàn)不同速度冷卻后試樣的金相組織?？梢钥闯?，冷速小于10℃/s時(shí)，組織主要為鐵素體（F）+珠光體（P）。隨著冷速的增加，貝氏體（B）開始出現(xiàn)。當(dāng)冷速增加到40℃/s時(shí)，馬氏體（M）含量明顯增加，且仍有鐵素體存在。根據(jù)熱模擬試驗(yàn)結(jié)果和金相組織，繪制試驗(yàn)鋼種的CCT曲線，結(jié)果見圖3。由CCT曲線可以看出，該鋼種鐵素體相變區(qū)間較大，為了得到雙相組織，需要較強(qiáng)的軋后冷卻能力。

3.2工業(yè)試驗(yàn)

3.2.1顯微組織和析出物

圖4為帶鋼頭、中、尾部顯微組織照片。組織由鐵素體和馬氏體雙相組成，其中暗色區(qū)域?yàn)殍F素體，亮色區(qū)域?yàn)轳R氏體，表明即使不添加貴重合金元素Mo，也可以通過超快冷技術(shù)生產(chǎn)雙相鋼。用imageProPlus軟件定量統(tǒng)計(jì)組織中鐵素體和馬氏體的含量，并測(cè)量鐵素體晶粒度結(jié)果見表2?？梢钥闯觯R氏體含量介于8%~15%，從帶鋼頭部到尾部，馬氏體含量依次增加。這是因?yàn)檐埣膊繙囟认鄬?duì)頭部較低，在軋后緩冷段鐵素體析出量較少，使馬氏體含量增加。此外，比較頭、中、尾部的晶粒度級(jí)，可以看出，不同部位晶粒度差別不是很大，表明整個(gè)控軋控冷過程比較穩(wěn)定。

圖5為馬氏體TEM組織和析出物能譜?？梢钥闯?，馬氏體中有析出物，呈現(xiàn)回火特征，這是軋件卷曲后較長時(shí)間保溫的結(jié)果。對(duì)析出物進(jìn)行能譜分析（圖5（c）），表明析出物主要為滲碳體。

3.2.2力學(xué)性能

對(duì)軋后帶鋼進(jìn)行多次拉伸性能和擴(kuò)孔性能檢測(cè)，結(jié)果見圖6和表3。圖6為性能統(tǒng)計(jì)圖，表3給出了性能平均值。帶鋼屈服強(qiáng)度介于330~380MPa，均值為352MPa，抗拉強(qiáng)度介于580~645MPa，均值為611MPa，伸長率和擴(kuò)孔率較高，均值分別達(dá)到30%和65%。可以看出，試軋產(chǎn)品具有高強(qiáng)度、低屈強(qiáng)比、高伸長率、高擴(kuò)孔率等綜合性能，產(chǎn)品性能良好。

此外，按照GB229-2007標(biāo)準(zhǔn)對(duì)帶鋼頭、中、尾部試樣（尺寸4mm×l0mm×55mm）進(jìn)行不同溫度不同方向的沖擊試驗(yàn)，結(jié)果見圖7?？梢钥闯?，不同溫度下，帶鋼沖擊功變化不大，即使在較低的溫度下（-60℃），沖擊功也沒有明顯降低，表明帶鋼具有良好的低溫沖擊韌性，充分保證了它的低溫服役條件。另外，相同沖擊方向和沖擊溫度下，帶鋼不同部位沖擊性能波動(dòng)較小，表明生產(chǎn)工藝控制穩(wěn)定。

熱軋雙相鋼的生產(chǎn)難點(diǎn)之一為如何穩(wěn)定地生產(chǎn)含一定量鐵素體和馬氏體的雙相組織。軋后冷卻工藝必須保證先獲得一部分鐵素體，再以大冷速冷卻到馬氏體相變點(diǎn)（M.）下獲得馬氏體。傳統(tǒng)生產(chǎn)線冷卻能力有限，如果不添加Mo等合金元素，很難穩(wěn)定地控制兩相的比例。研究表明，Mo等合金元素提高鋼的淬透性，有利于獲得馬氏體四.1]。因此，傳統(tǒng)雙相鋼中大多添加了較多的Mo元素來穩(wěn)定奧氏體，使部分奧氏體可以保留至M.以下，并轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。但Mo元素的添加大大增加了生產(chǎn)成本，不利于提高產(chǎn)品競(jìng)爭(zhēng)力。本研究在不添加Mo等貴重合金元素的條件下，利用超快冷卻技術(shù)生產(chǎn)出低成本雙相鋼，且鋼的強(qiáng)度高、成形性好，大大提高了產(chǎn)品的競(jìng)爭(zhēng)力。

4結(jié)論

采用超快冷卻技術(shù)研究了一種600MPa級(jí)Si-Mn-Cr系雙相鋼。通過熱模擬試驗(yàn)繪制了CCT曲線，工業(yè)試制了低成本雙相鋼，進(jìn)行了組織分析、性能檢驗(yàn)等試驗(yàn)。結(jié)果表明，在不添加Mo的情況下，成功得到鐵素體和馬氏體雙相組織，鋼的性能為抗拉強(qiáng)度611MPa、屈服強(qiáng)度352MPa、伸長率約30%、擴(kuò)孔率約65%。