汽車用雙相鋼的研究進展

孫耀祖1，王　旭，王運玲1,張國福1,易紅亮2

(1.遼寧石油化工大學機械工程學院，遼寧 撫順，113001)(2.東北大學 軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，遼寧 沈陽，110819)

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汽車用雙相鋼的研究進展

孫耀祖1，王旭1,2，王運玲1,張國福1,易紅亮2

(1.遼寧石油化工大學機械工程學院，遼寧 撫順，113001)(2.東北大學 軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，遼寧 沈陽，110819)

王　旭

摘要：雙相鋼以屈服強度高、初始硬化率高、高強度以及良好的塑性等優異的力學綜合性能而受到各大汽車制造商的青睞，現已廣泛應用于現代汽車制造業中。車身結構用鋼采用雙相鋼不僅減輕車身質量、降低油耗，而且增大車身結構的抗凹陷能力；非車身結構用鋼采用雙相鋼明顯提升懸掛件以及車輪的強度和疲勞性能。就合金成分而言，主要合金元素的添加能夠確保獲得穩定的馬氏體和鐵素體雙相，微量合金元素的添加能夠細化顯微組織，提升力學性能。熱軋雙相鋼主要采用的是低溫卷曲和中溫卷曲兩種工藝，冷軋雙相鋼的生產工藝以連續退火工藝為主。卷曲工藝的影響因素包括材料終軋溫度和冷卻速度，連續退火工藝的影響因素應考慮退火溫度、冷卻速度、等溫時效溫度。通過綜述雙相鋼的合金元素對組織性能的影響規律、生產工藝與及組織性能控制的研究進展，探討汽車工業中雙相鋼的研究發展方向。

關鍵詞：雙相鋼；合金元素；生產工藝；微觀組織；力學性能

1前言

隨著當代鋼鐵科學技術的發展，復合材料的可設計性已經越來越多地應用在許多新型鋼鐵的開發，雙相鋼就是基于此理念開發并成功應用的最好典范。汽車制造商現今也十分關注雙相鋼的發展動態，同時各級別冷軋和熱軋鋼板因具有屈服強度高、初始硬化率高、強度與延伸率良好匹配等優勢而被廣泛應用到當代汽車制造業中[1]。國內外各大汽車生產企業于近幾年所生產的各級別新款汽車的車身參數顯示，雙相鋼的占有率遠高于HSLA鋼、馬氏體鋼、TRIP鋼等其他高強度汽車用鋼。車身結構件采用雙相鋼不僅減輕車身質量、降低油耗，而且增大車身結構的抗凹陷能力，延長汽車使用壽命。廣汽菲亞特Viaggio汽車采用高強度雙相鋼制成的發動機艙前縱梁在保持最大承載力的同時，吸收更多碰撞能量[2]?，F代汽車生產理念要求生產非車身結構件的鋼材應具備高擴孔性、優良的延展性和焊接性能以及高強度和耐疲勞等特點，540～600MPa熱軋雙相鋼作為非車身結構件首選鋼材不僅符合上述要求，而且成本低廉、減重效果良好。北京吉普、德國大眾汽車集團、意大利特柯賽德公司已經大批量生產雙相鋼汽車車輪[3]。

冷軋雙相鋼的技術研發方面，北美和日本等幾大鋼鐵企業保持著較大的優勢，同時世界鋼鐵巨頭安賽爾米塔爾鋼鐵公司采用緩冷+水淬工藝成功大批量生產出CR590DP、CR780DP以及CR980DP等冷軋系列雙相鋼[4]，日本鋼鐵工程控股公司和新日鐵公司成功聯合開發出980MPa級別的冷軋雙相鋼[5]。我國冷軋雙相鋼研發雖然受到技術設備等方便的限制，但近年少數企業也成功試制并批量生產出高強塑積的冷軋雙相鋼，例如寶鋼成功生產DP980、DP780及DP490等系列冷軋鋼板，本鋼批量生產的DP590冷軋雙相鋼，河北鋼鐵試制并生產的DP600、DP780系列冷軋雙相鋼[6]。

而在熱軋雙相鋼的技術研發方面，國外歐美大型鋼鐵公司仍處于研發前端，目前主要研發方向為高合金化的新型熱軋雙相鋼。英國鋼鐵公司現研究擬用不同生產工藝試制合金成分完全相同的不同級別熱軋雙相鋼，并探討合金成分對熱軋雙相鋼微觀組織與力學性能的影響規律；全球最大的米塔爾-阿賽洛公司采用此工藝技術早已成功批量生產出DP580、DP750級別的熱軋雙相鋼。通過CSP生產線，西班牙ABC鋼鐵公司也成功生產出熱軋DP600鋼、DP780鋼[7]。我國雙相鋼的研發雖然起步相對較晚，但在熱軋雙相鋼的核心技術研發以及工業生產試制等研究領域也已經取得了一定的突破，國內許多企業都已批量生產出DP490、DP540、DP590、DP640等系列的熱軋雙相鋼。寶鋼成功試制并批量生產強度達到600MPa的低碳Si-Mn系DP590系列熱軋雙相鋼[8]。武鋼生產的強度為490MPa的RS50及強度為540MPa的RS55熱軋雙相鋼鋼板成功應用于北京汽車和東風汽車的制造[9]。我國高強塑性雙相鋼研發和試制與國外相比差距依然十分明顯，本文論述了雙相鋼的合金元素對雙相鋼的組織性能的影響，雙相鋼的生產工藝、熱軋和冷軋雙相鋼顯微組織和力學性能關系，探討我國研發生產高強塑性鋼的有效途徑，并對未來我國雙相鋼的研發提供理論依據。

2合金元素對組織性能的影響規律

目前國內試制各系冷軋和熱軋雙相鋼的合金成分的設計多以C,Mn,Si為主要合金元素。批量生產出的C-Mn系、C-Mn-Si系等冷軋系列雙相鋼以及C-Mn-Si系、C-Mn-Cr-Co系等熱軋系列雙相鋼力學性能十分優異。研究結果表明：原成分體系中復合添加微量合金元素Mo,Cr,V,Nb等能有效提高材料的力學性能，是新一代雙相鋼合金成分設計新的發展方向。 圖1展示了合金元素對雙相鋼組織性能的影響規律，如C,Mn,Cr等合金元素的添加能夠降低Ac3、Ac1臨界點，抑制貝氏體等雜質相轉變，提高Ms臨界點。而P,Si等合金元素的添加擴大(α+β)相區, 增大Ac3線的傾斜度。

圖1　合金元素對雙相鋼組織性能的影響Fig.1　The effect of alloying elements on DP steel microstructure and mechanical properties

2.1主要合金元素對組織性能的影響規律

2.1.1元素C

C含量變化直接影響馬氏體與鐵素體雙相的形成以及雙相鋼的力學性能。增大C含量能提高連續退火工藝的臨界退火溫度，雙相鋼的屈服強度、塑性、韌性等力學性能出現明顯下降[10]。目前國內生產的雙相鋼抗拉強度級別隨帶鋼成分中C含量增大而上升，以寶鋼生產的雙相鋼合金成分為參考，抗拉強度為600MPa級以下的雙相鋼C含量不超過0.18%，抗拉強度為780MPa級以下的雙相鋼C含量不超過0.20%，抗拉強度為1 180MPa級以下的雙相鋼C含量不超過0.23%。C含量的增加將導致Ac1與Ac3兩相間溫度間距變窄，滲碳體的生成影響C無限固溶[11]。退火溫度較低時，雙相鋼中的C主要富集于奧氏體內，富C奧氏體在Ms溫度點以下轉變成馬氏體，最終顯微組織馬氏體C含量相對增大，導致雙相鋼的硬度表現出偏高的趨勢；較高的退火溫度促使奧氏體內部C含量相對減小，快速冷卻階段含C量較小的殘余奧氏體轉變成馬氏體，導致雙相鋼硬度偏低。

2.1.2元素Mn

Mn一方面在相變過程中穩定增加奧氏體的淬透性，另一方面，形成的碳化物細化鐵素體晶粒的同時固溶強化雙相鋼的組織。Mn可以避免熱臨界區退火后微觀組織出現粗大的晶粒，帶鋼冷卻至Ms溫度點以下后組織內部形成更多板條馬氏體。Mn通過降低 Ac3、Ac1臨界點、擴大限制晶粒生長的(α+β)相區、細化滲碳體晶粒、固溶強化后減少晶界移動，4種方式增加晶粒的穩定性[12]。Mn含量較低時，Mn誘發珠光體的轉變;但Mn含量較高時，雙相鋼生產工藝中對冷卻速度的敏感性因Mn推遲鐵素體的析出和珠光體的轉變而增大，這要求層流冷卻設備具備極大的冷卻制動性。Mn含量對雙相鋼抗拉強度的影響規律與C類似，國內生產的抗拉強度為780MPa級以下的雙相鋼Mn含量基本不超過2.5%，抗拉強度為1 180MPa級以下的雙相鋼Mn含量不超過3.0%。

2.1.3元素Si

Si能促使C從鐵素體“流向”奧氏體，進而固溶強化階段改善鐵素體的附生取向，并增加奧氏體的淬透性。祝志峰[13]研究表明：Si加寬鐵-滲碳體平衡相圖中(α+β)區域，增大Ac3線的傾斜度。Si固溶強化組織中的鐵素體，抗拉強度不降低時，鋼的延伸率顯著提高。添加Si促使最終組織中的馬氏體和鐵素體均勻的分布，雙相鋼獲得高強度與高塑性的良好匹配[14]。退火和緩慢冷卻處理后組織內部形成的馬氏體因Si加速了奧氏體內部C的偏聚而具有相當高的硬度。但含Si雙相鋼的鋼板表面不可避免生成大量含Si氧化物，高Si雙相鋼的焊接性能與低Si雙相鋼的相比下降許多，因此雙相鋼的合金成分設計中Si含量不宜過高，國內目前生產的雙相鋼Si含量均控制在0.6%以下。

2.2微量合金元素對組織性能的影響規律

2.2.1元素P

P對鐵素體的強化方式與Si類似，且強化作用要略高于Si，P提高微觀組織中鐵素體含量，增大雙相鋼的強度。P加寬鐵-滲碳體平衡相圖中(α+β)區域的同時增大Ac3線的傾斜度。含P雙相鋼的微觀組織內部馬氏體均勻分布于鐵素體基體上，延伸率、初始硬化率等力學性能明顯優于無P雙相鋼。但P含量過高會導致雙相鋼發生冷脆效應，因此雙相鋼的合金成分設計應考慮P含量的大小。日本鋼企率先試制并批量生產含P冷軋雙相鋼，大量研究表明：微量P的添加對雙相鋼的初始硬化率和強化效果作用更明顯，含Mn雙相鋼中加入0.09%的P會促使加工硬化率明顯提高。國內生產的DP雙相鋼十分重視P含量的控制，通常不高于0.03%，寶鋼生產的牌號為500DP、590DP、780DP等雙相鋼P含量甚至不高于0.015%。

2.2.2元素Mo

Mo不僅增大奧氏體的淬透性，而且通過加速鐵素體、珠光體與貝氏體相變區的右移速度加寬奧氏體亞穩態區范圍。室溫下增加雙相鋼Mo含量導致抗拉強度下降，屈服強度上升，但延伸率、初始硬化率無明顯改變。牛建清[15]的研究表明：Mo致使貝氏體轉變溫度下降，增大Mo含量可以加寬熱處理工藝中奧氏體亞穩態區域；添加Mo略微降低微觀組織內部鐵素體體積分數，細化鐵素體。Mo雖被看作雙相鋼合金成分中價格昂貴的金屬元素，但卻有效提高雙相鋼的屈服比。目前國內外對于熱軋雙相鋼Mo含量的添加要求遠高于冷軋雙相鋼，日本新日鐵鋼鐵公司生產的熱軋雙相鋼Mo含量通常約為0.4%左右，冷軋雙相鋼Mo含量在0.2%以下。

2.2.3元素Cr

國內外鋼鐵企業大批量工業生產的690MPa級冷軋雙相鋼鋼板通常選用成本更低的Cr代替Mo，且合金成分設計中Cr含量遠高于Mo。熱軋DP雙相鋼Cr含量約為0.5%～1.2%，而冷軋雙相鋼Mo含量通常在0.2%以下。Cr促使奧氏體內部形成C偏聚和C偏離的區域，含C量高的奧氏體形成鐵素體和馬氏體雙相，含C量低的奧氏體生成細化雙相鋼組織的其他物質。有研究表明：Cr影響臨界區加熱時奧氏體的淬透性，抑制珠光體鐵素體形成，降低貝氏體開始轉變的溫度，雙相鋼的CCT曲線整體右移[16]。

2.2.4元素Nb

國內外大多數雙相鋼的研究資料顯示雙相鋼Nb含量通常在0.03%左右。Nb形成的穩定碳化物在臨界區加熱時難溶解，并且Nb推遲或抑制鐵素體和珠光體轉變，故熱軋雙相鋼經Nb合金化后屈服強度的提升幅度大于抗拉強度的提升，但延伸率變化不明顯。周樂育[17]等研究發現：Nb的添加細化熱軋或者退火后冷軋雙相鋼的組織，提升鋼的強度。含Nb雙相鋼以適宜的冷卻速率冷卻后出現一定取向的附生鐵素體，這種附生鐵素體能顯著地改善雙相鋼的延伸率[18-19]。

2.2.5元素V

V的添加作用是形成碳化物，降低奧氏體向馬氏體轉變的臨界速度，增大兩相區加熱時奧氏體的淬透性，促使雙相鋼CCT曲線右移，提高雙相鋼的時效穩定性，進而以較低的冷卻速度得到均勻的顯微組織以及良好的力學性能。冷軋雙相鋼的硬度因V對組織的細化和析出強化而明顯提高[20]。中高強度雙相鋼V含量的添加并無規定限制，許多企業生產試制的雙相鋼V含量不超過0.1%，但美國麥克勞斯鋼鐵公司曾經生產的一種延伸率高達34.8%的C-Mn-Si-V系冷軋雙相鋼，其中V含量約占0.45%。

3熱軋雙相鋼生產工藝與組織性能的控制因素

3.1熱軋雙相鋼生產工藝

目前國際上通用的熱軋型雙相鋼的生產工藝均以不同種類的合金成分為基礎，綜合熱連軋生產線設備性能來依次控制軋制工藝流程中終軋溫度、卷曲溫度、冷卻速度等參數的設定。熱軋雙相鋼的生產工藝又可按照卷曲溫度的高低分為低溫卷曲生產工藝與中溫卷曲生產工藝。

3.1.1低溫卷曲生產工藝

圖2所示為低溫卷曲的生產工藝流程，其工作原理是確保終軋后的帶鋼在一段冷卻時間內大部分奧氏體轉變成鐵素體，然后利用層流冷卻等設備快速冷卻位于輸出輥道中的帶鋼，促使帶鋼溫度低于馬氏體相變溫度Ms點，最后將帶鋼在100～300 ℃范圍內利用大型卷曲設備低溫卷曲。為防止組織中回火馬氏體和貝氏體等其它雜質相生成，低溫卷曲溫度通常設定在300 ℃以下。低溫卷曲工藝雖減少Mo,V等貴重合金元素的添加，但因復雜的終軋冷卻工序以及軋后鋼板表面生成難以去除的氧化物等缺點并沒有被大范圍推廣。目前，日本的新日鐵、川崎制鐵以及韓國的浦項制鐵等大型鋼鐵生產企業已經應用低溫卷曲生產工藝進行熱軋雙相鋼的生產，國內的寶鋼、武鋼以及鞍鋼等鋼鐵生產企業對此工藝應用較少。

圖2　低溫卷曲工藝Fig.2　The low temperature curling process

3.1.2中溫卷曲生產工藝

中溫卷曲生產工藝流程如圖3所示，其原理是首先在帶鋼的合金成分設計中適當加入Mn，Mo等增大奧氏體的淬透性的合金元素，終軋后的鋼板在冷卻過程中將率先完成奧氏體向鐵素體的大部分相變，然后在介于奧氏體向鐵素體和奧氏體向貝氏體間“窗口”通過大型卷曲設備卷曲。為增加殘留奧氏體向馬氏體轉變的動力以及確保微觀組織冷卻形成馬氏體和鐵素體雙相，位于“窗口卷曲”的帶鋼將通過大型層流冷卻設備快速冷卻。終軋后連續冷卻工序一方面增大奧氏體向鐵素體轉變的相變區，另一方面使奧氏體向貝氏體轉變的相變區右移，形成一個亞穩態區間，以便熱軋工藝的控制。

圖3　中溫卷曲工藝Fig.3　The medium temperature curling process

中溫卷曲生產工藝生產雙相鋼對卷曲設備的要求與低溫卷曲生產工藝生產雙相鋼相比要低許多，冷卻速度也十分易于控制，非常適合于多數熱連軋生產線。但中溫卷曲型生產工藝要求雙相鋼中加入Mo,Cr等貴重金屬合金元素，造成生產成本大幅上升。

3.2熱軋雙相鋼的組織性能控制因素

3.2.1終軋溫度的影響

不同強度級別的熱軋雙相鋼生產中，終軋溫度的控制對熱軋雙相鋼的組織和力學性能的影響與合金成分有著關系密切。合金含量較高、元素種類較多的低碳熱軋雙相鋼，終軋溫度影響較??；合金含量較低、元素種類較少的高碳熱軋雙相鋼，終軋溫度影響較大。選擇適當的終軋溫度范圍能顯著提升軋后雙相鋼的力學性能。

終軋溫度的控制是通過兩種不同方式完成的。一種是在奧氏體相區形成區域的Ar3溫度點左右軋制,另一種是在兩相區軋制。在奧氏體相區形成區域的Ar3溫度點進行熱軋時，材料內部形成高密度位錯和缺陷，鐵素體在奧氏體區域細化，在累積形變能的影響下加速析出，隨后的冷卻工序更易于微觀組織形成馬氏體和鐵素體雙相。

3.2.2冷卻速度的影響

熱軋雙相鋼終軋后的冷卻速度對顯微組織影響很大，冷卻速度決定微觀組織中相的形貌分布特點和力學性能，選用適當的冷卻速度是保證組織中馬氏體與鐵素體良好分布的前提。冷卻速度過慢會導致組織中出現珠光體和貝氏體等非馬氏體相；而冷卻速度過快會導致熱軋雙相鋼組織中馬氏體含量過高、鐵素體含量過小，力學性能上表現出屈服強度、延伸率均較低等特點。熱軋雙相鋼中添加較高含量合金成分(Mn，Mo，Cr)等可有效避免冷卻過程中珠光體和貝氏體等中間產物的生成。SalehiAR[21]等通過研究冷卻速度對C-Si-Mn系熱軋雙相鋼組織性能影響，發現冷卻速度的增大導致組織中馬氏體含量增加，鋼的硬度增強，塑性降低?？焖倮鋮s能夠明顯細化組織，采用兩段冷卻能夠凈化并促進鐵素體的生成，提高鋼的強度；采用連續冷卻的方式可彌補合金成分設計中貴重元素的減少對鋼的綜合力學性能造成的不利影響[22]。

4冷軋雙相鋼生產工藝及組織性能控制

4.1冷軋雙相鋼生產工藝

世界大型鋼鐵生產企業多數采用大型連續退火生產機組對冷軋帶鋼或者熱軋帶鋼軋制生產出冷軋雙相鋼，而軋制工藝直接影響鋼材的組織結構，其生產工藝流程如圖4所示，包括加熱、保溫、緩慢冷卻、快速冷卻以及等溫時效5個階段。目前，冷軋雙相鋼的生產方式主要分為奧氏體雙相法和臨界區雙相法。奧氏體雙相法是將帶鋼緩慢加熱至奧氏體區域，緩冷過程后組織內部析出大量新生的鐵素體，之后控制層流冷卻設備的冷卻速度以確保帶鋼中殘余奧氏體全部轉變成馬氏體，使顯微組織內部形成馬氏體和鐵素體雙相。臨界區雙相法是將帶鋼加熱至鐵素體和奧氏體兩相區，通過提高層流冷卻設備的快速冷卻速度促使帶鋼中殘余奧氏體轉變成馬氏體，形成馬氏體和鐵素體雙相。兩種方式對比而言，臨界區雙相法工藝相對簡單，但殘余奧氏體快速冷卻至馬氏體的過程工藝控制極其復雜，因此現代鋼鐵企業進行冷軋雙相鋼生產時更多采用奧氏體雙相法。

圖4　連續退火生產工藝Fig.4　The continuous annealing process

4.2冷軋雙相鋼組織性能控制因素

4.2.1退火溫度的影響

合金元素的成分、含量，以及其它參數工藝不變條件下，退火溫度對軋制工藝生產的雙相鋼影響十分明顯。退火溫度的高低又決定了馬氏體的體積分數[23]。雙相鋼中并無大量碳、氮化物析出時，退火溫度的高低影響兩相區奧氏體的含量，奧氏體體積分數正比于退火溫度，但快速冷卻后馬氏體的體積分數與退火溫度卻成反比，其主要原因是兩相區退火溫度高時雖增加了奧氏體體積分數，但降低了奧氏體的淬透性，后續的緩冷過程中奧氏體將發生分解，導致快速冷卻過程中馬氏體體積分數的降低。陳麗紅等[24]對780MPa級冷軋鋼板的研究結果表明：退火溫度升高后，馬氏體含量下降，且板條馬氏體逐漸演變為針葉馬氏體，進而力學性能方面表現出屈服強度和抗拉強度下降的特點，而鐵素體總含量卻隨著附生鐵素體的析出增大，延伸率明顯提升。這種影響規律與羅青等[25]的發現一致：雙相鋼組織內部大量的析出物粒子聚集在晶界周圍，退火溫度升高后部分粒子聚集長大，造成奧氏體重結晶時形核率的增大并阻礙其生長；冷卻過程中因奧氏體轉變為馬氏體，這種細化方式持續到組織內部形成馬氏體和鐵素體雙相。

4.2.2冷卻速度的影響

冷卻工序的緩慢冷卻階段可降低臨界區加熱后部分奧氏體化對帶鋼板完整性的改變。因部分奧氏體在Ac1溫度點附近的邊界上析出具有取向的新生鐵素體，故緩慢冷卻的末端溫度點設置靠近于Ac1線將增大雙相鋼對退火溫度的敏感度[26]。提高緩慢冷卻速度不僅明顯細化組織，而且提升雙相鋼馬氏體含量，促進冷軋雙相鋼獲得更高的屈服強度。王科強等[27]對C-Mn-Cr系冷軋雙相鋼的研究發現，以較低冷卻速度進行緩慢冷卻，冷軋雙相鋼延伸率會有明顯的提升；緩慢冷卻速度增加顯微組織內部馬氏體體積分數，冷軋雙相鋼在力學性能上表現為抗拉強度升高、延伸率下降的特點。

4.2.3時效溫度的影響

經回火處理的冷軋雙相鋼可獲得更加優良的屈服比、延伸率等力學性能。時效溫度較低的階段，雙相鋼微觀組織改變并不明顯，除馬氏體發生浮凸效應外，雙相比例變化不大，但組織內部極易形成大量位錯，因此雙相鋼的力學性能表現出抗拉強度保持不變，屈服強度有所提升的趨勢。時效溫度提高后，雙相鋼的組織發生很大變化，一方面鐵素體析出凈化，馬氏體表面模糊并發生分解，分解出的島狀馬氏體彌散分布于鐵素體基體上；另一方面晶界析出的碳化物逐漸長大，阻礙位錯運動，并且小角晶界經遷移合并形成更多阻礙位錯遷移的大角晶界。在此時效強化階段雙相鋼的抗拉強度下降，屈服強度上升。時效溫度上升超過這一階段后，雙相鋼的組織內部析出大量碳化物，鐵素體回復結晶造成位錯密度下降，出現屈服現象。時效溫度升高，雙相鋼的整體強度有所下降[28]。朱曉東等[29]對Si-Mn系冷軋雙相鋼的研究發現，雙相鋼整體力學性能改變的過時效溫度點為300 ℃，若時效溫度超過300 ℃，屈服強度急劇上升，出現屈服平臺的同時屈強比過高。過高的時效溫度會導致連續退火后冷軋雙相鋼板的力學性能出現屈服強度值過大以及抗拉強度值偏小的缺點；而過低時效溫度會導致連續退火后冷軋雙相鋼板的力學性能出現屈服強度值偏小，抗拉強度值偏大的缺點。因此冷軋雙相鋼的等溫時效溫度應控制在200～300 ℃的范圍內，以便雙相鋼獲得優異的抗拉強度與屈服強度的組合和高延伸率。

5發展趨勢

5.1優化合金成分設計

雙相鋼合金成分設計通常需考慮擴大生產工藝窗口，以便獲得均勻的馬氏體與鐵素體雙相組織。如Si,Mo等元素可提高奧氏體的淬透性，并強烈抑制珠光體等雜質相生成。貴重金屬元素Mo不但增加鋼材使用成本，而且與Si均惡化軋制后鋼板的焊接性能。鑒于合金元素中Si與Al的作用相似，并且以Al代Si可提升雙相鋼的表面質量。國外于近幾年研究冷軋C-Mn-Al系TRIP鋼發現，通過提高退火溫度及冷卻速度，微觀組織可以由鐵素體+少量貝氏體+馬氏體組成。Cr的添加有效確保雙相鋼馬氏體和鐵素體雙相微觀組織，且Cr常作為雙相鋼合金成分中Mo的替代元素，所以通過成分設計與生產工藝調整，探索Al系、Al-Cr系以及C-Mn-Cr系雙相鋼的試制與生產將具有廣泛的發展空間。我國稀土儲量豐富，近些年來稀土元素在新型材料中應用得到全球許多科研機構的廣泛關注與認可，并一致認為稀土元素是大幅度提高材料各種性能的最為有效途徑，國內外大量研究發現稀土元素能明顯提升高速鋼、雙相不銹鋼、馬氏體鋼等的性能，但關于稀土元素對雙相鋼作用機理的研究似乎鮮有報道，所以未來的超高強度雙相鋼應注重少量稀土元素的添加。

5.2改良生產工藝

我國鋼企雙相鋼生產工藝與國外相比，存在高能耗、高污染、高成本等嚴峻問題，所生產各級別鋼板仍位于國際鋼鐵市場中下游階段，因此生產工藝的改進倍受各大鋼企的關注。國內生產熱軋雙相鋼基本以中溫卷曲工藝為主，與日韓采用低溫卷曲工藝相比，雖易于控制，但鋼材的板型、性能、以及表面質量等差距十分巨大，且中溫卷曲工藝要求雙相鋼合金成分中必須加入貴重金屬元素Mo以彌補冷卻速度的限制。目前低溫卷曲工藝因層流冷卻設備及低溫卷曲設備的限制而無法取代中溫卷曲工藝，因此現代鋼企在產業升級期間逐步加大對低溫卷曲工藝的探索及高性能生產設備的技術引進與研發。臨界區雙相法連續退火生產工藝的退火溫度低，工藝流程簡單，生產的雙相鋼板條馬氏體間距小，鐵素體位錯密度高，馬氏體與鐵素體雙相組織更加均勻。但是臨界雙相法連續退火生產工藝不僅冷卻路徑復雜，而且對快速冷卻階段冷卻速度的要求較高。一旦成功突破工業生產中水冷、輥冷、氣體噴射冷卻等超快控冷技術問題，臨界雙相法連續退火生產工藝將會在國內被迅速推廣。而國內鋼企采用臨界雙相法生產冷軋雙相鋼將會大幅度減少生產所需能耗，降低有害氣體污染。

6結語

目前，雙相鋼的研究越加受到國內外鋼鐵企業和汽車生產企業的重視，高強度雙相鋼的研發與生產是需要長時間的科研積累和生產實踐，這與雙相鋼的合金成分的微合金化、生產工藝的調整、顯微組織的控制等問題等相互耦合。我國在雙相鋼的生產研發于近年來取得了長足的發展，但在生產工藝、降低能耗、完善產品質量等生產方面仍存在許多不足之處。國內鋼企雙相鋼的開發應結合當代汽車產品的發展動向，力求生產出低成本、高性能、多用途的各級別鋼板。隨著合金成分的優化、生產工藝的改良和高精尖生產設備的應用，相信不久的將來我國定會研發出世界級水平的高強度汽車用雙相鋼，并引領雙相鋼的未來發展方向。

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(編輯惠瓊)

第一作者：孫耀祖，男，1989年生，碩士研究生

ResearchProgressonDPSteelforAutomobiles

SUNYaozu1,WANG Xu1,2,WANGYunling1, ZHANG Guofu1,YI Hongliang2

(1.LiaoningShihuaUniversity,Fushun113001,China)

(2.StateKeyLaboratoryofRollingandAutomation,NortheasternUniversity,Shenyang110819,China)

Abstract：With the excellent mechanical properties, such as continuous yielding behavior, low yield point, and high work hardening rate, DP steel has been concerned by major automobile manufacturing companies and been used widely in the modern automobile industry. DP steel, which is manufactured into vehicle body structure, not only can reduce mass and fuel consumption, but also can increase the ability of resisting depression. The strength as well as the fatigue property of vehicle suspension system and vehicle steel can increase significantly due to DP steel. Main alloying elements addition can ensure the stability of the dual phase that is consisted of the martensite and the ferrite, trace alloying elements addition can refine microstructure and improve the mechanical properties. Production process of hot rolled DP steel involves low-temperature curing process and medium-temperature curing process, cold rolled DP steel mainly relies on continuous-annealing process. The design of curling process is based on the control of the rolling temperature and cooling rates; anneal temperature and over aging temperature should be considered comprehensively during the continuous-annealing process. The effect rule of microstructure and mechanical properties impacted by alloying elements, as well as the control of production process with microstructure and mechanical properties are reviewed in this paper. Simultaneously, we further present some suggestions for the development of the DP steel in the modern automobile industry.

Key words：DP steel; alloying elements; production process; microstructure; mechanical properties

中圖分類號：TG142.4+1

文獻標識碼：A

文章編號：1674-3962(2015)06-0475-07

DOI:10.7502/j.issn.1674-3962.2015.06.09

通訊作者：王旭，男，1979年生，副教授，Email:wx1979875@hotmail.com

基金項目：遼寧省教育廳一般項目資助(L2012127,L20140154)

收稿日期：2014-07-15