关键词：超快速冷却；热轧双相钢；薄板坯连铸连轧；屈强比；n值

    随着未来市场对汽车用结构钢需求量的增加，在短流程生产线上开发热轧双相钢的工作越来越受到重视。2003年，西班牙的ACB首次在其短流程生产线上，采用C—Mn—Si—Cr成分设计，开发了汽车用热轧双相钢DP600。热轧双相钢的生产一般采用2种方式，一是通过Cr(或Cr—Mo)合金化使马氏体点升高且临界转变速度降低，带钢在马氏体点以上卷取，卷取后发生马氏体转变，获得双相组织；二是采用C—Mn—Si成分，轧后采用两段式冷却工艺，即先缓冷，使足够的铁素体析出，再急冷，使带钢在短时间内降至马氏体点以下，随后卷取，卷取前即获得铁素体和马氏体双相组织。为使带钢在短时间内实现较大幅度温降，东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室(以下简称RAL)于2005年开发了一种超快速冷却装置，据此并按包钢钢联股份有限公司CSP线实际情况，为其制造了一套超快速冷却设备，安装于层流冷却装置与1#。卷取机之间。表1为超快速冷却设备的主要参数。2005年9月至2006年5月，包钢进行了开发C—Mn系540MPa级热轧双相钢工业试验。

l  试验过程

1．1试验原料

    试验钢采用普通C—Mn钢，表2为试验钢实际冶炼成分，由于碳含量较低，避开了包晶区，因而使板坯质量得到充分保证。

1．2试验步骤

    试验丁艺路线：铁水预处理→210t转炉顶底复合吹炼→LF精炼处理→薄板坯连铸→隧道炉内均热→6机架热连轧→层流冷却+超快速冷却→卷取。

    薄板坯厚度为67mm，经隧道炉均热，出炉温度约为1100℃，终轧温度约为810℃，层流冷却后温度为610℃，卷取温度约为130℃，成品厚度为6mm。带钢层流冷却时间共24s，出层流冷却区2s后，进入超快速冷却区，超快速冷却时间共2s，随后卷取。可以算出，层流冷却的平均冷却速度为8．3℃／s，超快速冷却的平均冷却速度为160℃／s。按此工艺轧制了4卷带钢，并在带钢尾部取样，进行力学性能和金相组织检测。

2  试验结果

2．1试验双相钢的力学性能

表3为4卷试验钢实测力学性能。屈服强度(R0.2)取均匀变形最初0．2％处的应力值(R0.2)，n值为均匀延伸初期10％的硬化速率。拉伸试验中，拉伸曲线无屈服点或屈服平台，具有较快的初始硬化速率，这也是铁素体+马氏体双相钢力学性能的2个基本特征。

为测试超快速冷却对带钢宽度方向冷却均匀性的影响，在l。带卷尾部长度方向上的某一位置，从边部到带钢中部，每隔一定间距取标准拉伸试样，测量力学性能，结果见图1。从图1可看出，1# 带钢沿宽度方向力学性能较均匀。

    图2为带钢长度方向上各处的力学性能。由于采用“热头”卷取，因此带钢头部未经超快速冷却，未产生双相钢组织，为普通的铁素体+珠光体钢，其抗拉强度也低。另外，由于“热头”温度较高，带卷芯部向带卷中部传导热量，造成一部分双相钢中的马氏体“回火”；随回火温度的升高，马氏体中位错附近析出碳化物，位错密度降低，有可能产生回火马氏体、回火屈氏体及回火索氏体等组织，抗拉强度均有所下降，并出现屈服现象。在CSP生产中，带钢出口速度一般保持恒定，因此，除了带钢头部和“热头”造成的回火段外，在带钢长度方向上各处的温度变化差别不大，其力学性能也基本相同。若实现工业化批量生产，还需进一步控制“热头”长度，尽量降低“热头”温度，从而减少性能不合区段的长度，提高成材率。

2．2试验双相钢的微观组织

   图3为试验双相钢的微观组织，组织中包含铁素体和马氏体2种组织，其中，灰色为铁素体，白色岛状为马氏体。采用网格法估计，马氏体体积分数为12％；铁素体晶粒平均直径为8μm，马氏体岛体积大小不一，分布于铁素体晶粒间，呈不规则多边形。在试验钢厚度中心部位，由于受C、Mn等元素偏析及膜状夹杂物的影响，先共析转变后得到带状剩余奥氏体组织，并且最终转变为带状马氏体组织，如图3b所示。

3  讨论

3．1   C含量的设计

    在CSP线上开发钢种，与常规热连轧有明显区别。通常，为保证薄板坯质量，及减少漏钢、纵裂等事故发生的几率，钢中C含量要避开包晶区成分范围([C]为0．09％～0．17％)，且要优先考虑下限成分范围，即[C]≤0．08％。另外，为保证双相钢中马氏体的体积分数(VM>5％)。必须使钢中有足够的C含量。按热轧双相钢的形成机理，钢中奥氏体首先进行先共析转变，得到足够的铁素体，随后，剩余奥氏体转变为马氏体。反应式为：γ→a+γ′;γ′→aM。如果先共析转变后的剩余奥氏体转变为珠光体，最终得到的将是铁素体+珠光体钢。采用钢中珠光体体积分数估算法：[C]/0．8≈P；P≈VM。，得出钢中C含量须满足：[C]≥0．05％。

   采用较低C含量还具有扩大工艺“窗口”的功能。在工艺控制上，希望快速得到足够体积分数的铁素体，由于试验双相钢中C含量较低，而先共析转变温度Ar3较高，铁素体转变孕育期较短，因而有利于加快铁素体的析出过程，铁素体在短时间内即可达到力学性能要求的析出量，这将扩大缓冷结束温度T。的工艺控制范围，即扩大所谓的工艺“窗口”。图4示出双相钢中碳含量与Tm温度“窗口”的关系。

3．2冷却工艺与双相组织

    试验中，通过缓冷和急冷两段式冷却，获得了双相组织。在缓冷段，钢中发生奥氏体一铁素体转变，为亚共析钢的先共析转变，转变产物为铁素体和剩余奥氏体，表示为：γ→a+γ′；剩余奥氏体不稳定，与温度和冷却速度密切相关。如果缓冷结束温度丁。过低，钢中剩余奥氏体可能部分甚至全部转变为珠光体，因此必须对其合理控制以获得理想比例的铁素体和剩余奥氏体。剩余奥氏体必须以超过马氏体转变临界速度的冷却速度，降温至马氏体点Ms以下，才能全部转变为马氏体，可表示为：γ′→aM。因此，必须在急冷段合理控制冷却速度和终冷温度。试验中借鉴文献。研究结果，设定缓冷结束温度为610℃，急冷段平均降温速度达到160℃／s，终冷温度(卷取温度)降至130℃，得到了令人满意的双相组织：90％铁素体+10％马氏体。

3．3组织与力学性能

    由铁素体和马氏体构成的双相钢，铁素体占多数，岛状马氏体均匀分布于铁素体晶粒间。力学性能特征是：无屈服点或屈服平台，初始硬化速度快，屈强比较低，延伸性能明显优于相同抗拉强度级别的铁素体+珠光体钢或贝氏体钢。

    分析拉伸曲线得出，双相钢的弹性极限由化学成分和铁素体晶粒性质决定，而抗拉强度除受化学成分、铁素体晶粒影响外，还受马氏体体积分数影响，马氏体体积分数越多，影响越大。双相钢无屈服点或平台的原因是：马氏体形成时，与原剩余奥氏体相比，体积增加较大，且膨胀迅速，将周围铁素体晶粒压迫变形，同时在变形的铁素体晶粒内，与马氏体相邻的品界附近，形成大量的可动位错(又称林位错)，因此双相钢拉伸变形时，有足够的可动位错，无需通过位错“脱钉”过程来积累可动位错，因此拉伸曲线上没有屈服现象。但如果马氏体含量较少，则可能无法形成足够多的可动位错，拉伸曲线仍有屈服现象，且抗拉强度较低。

3．4不连续冷却条件下的组织演变规律

   连续冷却条件下的组织演变规律，可以通过对CCT曲线的研究得到。而不连续冷却条件下的组织演变规律，不能简单地应用C含量为0．07％钢的CCT曲线来分析。试验中采用了两段不连续冷却方式，可按图5中两部分联合在一起的CCT曲线来分析。在缓冷段(810～610℃)，相变遵循图5巾左边虚线部分C含量为0．07％钢的CCT曲线规律，得到素体；在急冷段(610～130℃)，相变遵循图5中右边实线部分C含量约为0．47％(剩余奥氏体中C含量)钢的CCT曲线规律，生成马氏体，并最终得到双相组织。

4热轧双相钢开发展望

    目前，厚6mmDP540钢用于制造重型卡车横梁和尾板。在强度相当的情况下，双相钢成形性能优于传统钢级510L。，在试用过程中，无裂边，回弹小，试用情况良好。下一步将开发厚度小于2mm薄规格的DP600，用于制造轿车车轮轮辐；开发厚度小于8mm的DP780，用于卡车车轮轮辐，以代替目前较厚规格的Q235。

5  结论

    (1)采用化学成分的原型钢，在CSP生产线上应用超快速冷却技术，可以生产出DP540级热轧双相钢；其微观组织为铁素体和马氏体，马氏体呈岛状分布于铁素体晶粒间，马氏体体积分数约为12％；其抗拉强度为555～565MPa，屈服强度为335～355MPa，屈强比为0．59～0．64，n值为0．18。

    (2)试验双相钢在长度方向有良好的性能均匀性，体现了CSP生产线恒速抛钢工艺的优势；试验双相钢在宽度方向有良好的性能均匀性，反映了超快速冷却设备在带钢宽度方向上均匀的冷却效果。

    (3)通过采用新的控制冷却手段及控轧控冷工艺，可开发出独具薄板坯连铸连轧工艺特色的品种钢。