冷轧双相钢概述.docx

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冷轧双相钢概述

1汽车行业的发展现状

20世纪90年代初，欧洲试生产了全铝汽车，由于可以减轻自重，降低油耗，铝材有挤入汽车行业取代钢材的威胁。

1994年国际钢铁学会IISI（InternationalIron&SteelInstitute）组织主要由北美和西欧的35家钢厂和汽车厂联合攻关开展了超轻钢车身项目ULSAB（UltraLightSteelAutoBody）,要求车身结构的强度提高80％，车身重量减少25％，小轿车油耗降到每百公里3L，CO2排放总量减少2～3％。

1998年完成了ULSAB项目后又实施了称为先进概念车超轻钢车身计划ULSAB-AVC（AdvanceVehicleConcept）。

这些项目的研究结果表明，为了延续钢材相对于其它竞争材料的优势地位，必需大量使用高强钢，如图1-2所示。

可以看到，在代表汽车用钢未来发展方向的新车型C级车和PNGV级车中，相变强化的双相钢（DP钢）占整个结构用钢的74%左右，600MPa以上的超高强钢已占75%以上。

完成ULSAB相关项目（包括ULSAS和ULSAC）之后，Arcelor和Thyssen公司分别设计制造了大量采用高强钢的概念车车身，从而使得车身减重分别达到了20％和24％[10][12]。

DualPhase

BH

Mart

TRIP

IF

HSLA

ULSAB-AVCC-ClassMaterials

双相钢由低碳钢或低碳微合金钢经两相区热处理或控轧控冷而得到，其显微组织主要为铁素体和马氏体。

普通的高强钢是通过控制轧制以细化晶粒，并且通过微合金元素的碳氮化物析出强化基体，而双相钢是在纯净的铁素体晶界或晶内弥散分布着较硬的马氏体相，因此其强度与韧性之间得到了很好的协调[5,6]。

双相钢强度高低主要是由硬的马氏体相的比例来决定的，其变化范围为5%~30%。

拉伸力学性能特点是：

①应力-应变曲线呈光滑的拱形，无屈服点延伸；②具有高的加工硬化速率，尤其是初始加工硬化速率；③低的屈服强度和高的抗拉强度，成型后构件具有高的压溃抗力、撞击吸收能和高的疲劳强度；④大的均匀延伸率和总延伸率。

双相钢是兼有高强度和良好成形性的理想汽车用钢板，在PNGV项目中，DP钢用量为162.25kg，占车体总质量的%[3]。

对于DP600、DP780和DP1000，适合于生产汽车结构和安全部件，如纵梁、横梁和强化件。

DP450和DP500钢种可用于外露件，且比标准钢种的抗凹陷能力高20%，具有15%的减重潜力。

目前，阿赛洛能够提供DP580、DP750等级别的热轧双相钢板，DP450、DP500、DP600、DP780和DP980等级别的冷轧及镀锌钢板。

新日铁冷轧双相钢板供货级别覆盖了490~1270MPa的七个级别，其中DP490、DP540、DP590、DP780、DP980、DP1180五个级别可供电镀锌钢板，DP590、DP780、DP980三个级别可供热镀锌钢板[7]。

蒂森也能够提供500MPa、600MPa两个级别的热浸镀锌、合金化镀锌和电镀锌钢板。

JFE公司成功开发了780MPa和980MPa级别的合金化热镀锌双相钢，Mittal公司也成功生产了合金化热镀锌双相钢DP590、DP780、DP980和热浸镀锌双相钢DP600、DP780[8]。

双相钢在汽车上的应用

2双相钢的发展

双相钢的第一个专利是1968年在美国提出的。

Hayami和Furukawa对这类钢的显微组织，化学成分、机械性能和成形性做了完整的描述以后，双相钢的巨大潜力才被人们所认识。

它为汽车减轻自重、高强度冲压构件的和简化冲压工艺，开辟了一条崭新的路径。

1978年，Coldren和Tither研制了新的双相钢。

这种双相钢的组织可以通过控制终轧温度和盘卷前的冷却速度而获得，不需要临界区退火处理，因而定名为“ARDP”即“轧制双相钢”。

这类双相钢的典型化学成分为：

０.07C—０.９０Ｓｉ－１.２０Mn—０.０６Cr—０.04Mo。

其工艺过程是：

将25mm厚的板坯重新加热到1539K，保温１时后，控轧到2．5mm厚，从终轧温度（1123K）以28K／秒的冷却速度冷到盘卷温度（873K）一“盘卷窗”，在盘卷前大约有80％（体积分数）的铁索体形成，然后在盘卷冷却中，使未转变的残余奥氏体转变为回火马氏体。

日本对双相钢的研究和应用进行了大量工作，其生产和应用方面住世界上层领先地位。

最初日本双相钢的生产多采用临界区退火生产。

在1978年前后，一些钢公司建成并投产了由计算机控制的水淬连续退火生产线；所采用钢种多为普通低碳钢或低碳锰钢，经严格控制的退火工艺和水淬处理后进行回火，以改善延性并使组织稳定。

随后在日本也开展了热轧双相钢的研究。

但日本的“轧制双相钢”的成分与美国不同，其合金含量很少，多为低碳Ｓｉ－Ｍｎ钢或Mn—Cr钢，终轧后迅速冷却（如水冷）到Ｍｓ点以下进行盘卷。

3双相钢的研究现状

双相钢的发展与应用

1.2.1国外双相钢发展与应用概况

目前世界上主要发达国家汽车工业的发展，尤其是轿车生产的迅速发展，产生了两个主要问题:

一是汽车数量增多，车速提高，车祸增多。

因此要求提高汽车安全性，重要措施之一是增强汽车构件的性能；二是当今世界资源短缺和能源紧张。

因此要求汽车降低油耗、节约能源。

而降低油耗的一个重要方法是减轻汽车自重，即使汽车轻量化[19、20]。

对汽车油耗和自重关系的最新研究表明:

汽车油耗与自重成线性关系，如汽车自重降低10%，在其他条件不变的情况下，则至少可使汽车油耗降低5%[21]。

可见降低汽车自重是降低汽车油耗的简单而行之有效的方法。

减轻汽车自重要求汽车工业采用高强度的新材料，而双相钢的优良性能正好满足了汽车减重的要求。

北美、日本、西欧目前处于双相钢研究和生产发展的前沿。

北美（美国和加拿大）生产的热处理双相钢含有一定的合金元素，多以周期退火炉生产。

热轧双相钢以美国克里马克斯铝公司开发的Mn-Si-Cr-Mo系为代表。

美国开发的Fe-Si-C系的FERMAR牌号的双相钢筋在预应力混凝土中使用时，由于其延性好而在混凝土中具有良好的相容性和能量吸收能力，可提高强度20%-40%。

加州大学G·托马斯教授在双相钢棒材、线材以及后道冷加工工序方面作了大量研究，并用于汽车轮胎钢丝，其强度和韧性均能满足要求。

日本目前在双相钢的生产方面处于领先地位。

这主要是因为日本拥有先进的轧钢和热处理设备，特别是大型连续退火生产线。

起初日本以生产热处理双相钢为主，其钢种多系低碳钢或碳锰钢，在连续退火生产线上生产。

后来开始研制低合金热轧双相钢，以满足汽车工业对一些厚规格双相钢的要求。

新日铁公司用“双相轧制工艺”，生产低合金Si-Mn钢热轧双相钢。

日本川崎制铁开发了以TiN沉淀强化铁素体基体的热轧双相钢，具有好的拉伸翻边成型性。

目前日本至少有5个钢铁公司已经生产出双相钢，其中有川崎制铁、神户制铁、日本钢管、住友金属和新日铁。

这些公司生产的双相钢中，强度级别低的、薄规格的主要用于制作车身外部面板、车盖板、车顶内板、门外部面板、行李盖板等，以改善冲压成形性和压痕抗力；强度级别高的钢用于撞击横梁、保险杠加强体、车轮的轮辐和轮盘，以减薄规格，降低路面噪声和汽车总重量，从而降低油耗。

西欧有不少钢厂和汽车厂进行了双相钢的研制和试用，其钢种和工艺与北美相似。

德国的克鲁伯（Krupp）等公司将双相钢的研究作为其开发方向[22]。

意大利的特柯赛德公司已用热轧双相钢制成菲亚特131汽车车轮，用热处理双相钢制成AIFA汽车挡风板和加强体构件，其车轮疲劳试验结果表明，双相钢的疲劳寿命是普通钢的1-2倍。

法国、德国、英国都在生产和研究双相钢方面作了大量工作，并用于汽车制造业中各种复杂形状的冲压件。

1.2.2国内双相钢发展与应用概况

我国在双相钢的研一制方面起步较晚，一些科研、教学和生产单位从1978年开始对双相钢的变形特性、轧制变形模式、强化原理及断裂特性进行研究。

目前，我国生产双相钢的厂家主要有鞍钢、武钢、本溪钢厂和宝钢。

我国的高强度汽车冲压用钢板同样经历了一个发展历程。

一汽、二汽、上汽等汽车厂，逐步用高强度且成形性好的新一代钢种（包括双相钢）代替高屈服点的普通高强度低合金钢板来生产汽车横梁、纵梁等零部件。

鞍钢在“七五”期间用罩式炉退火开发并研制出540MPa级冷轧双相钢薄板，冲制不同型号的汽车零件三万余件，合格率为100%，全部装车使用[23]。

武汉钢铁公司研制了RS50和RS55热轧双相钢和S070Mn冷轧双相钢。

RS50和RS55用于制造Cherokee吉普的车轮和东风卡车车身的横梁。

与日本同类钢相比，强度、塑性、屈强比基本相当，用于CA141型5t载重汽车上的零件经试验其冲压性能良好。

将RS55钢用于轻型汽车的车架、横梁、纵梁、轮辐、备胎压板等，试验结果良好[15]。

本溪钢铁集团公司与沈阳金属研究所合作研制了热轧双相钢板[18],主要是Si-Mn-Cr-Mo系钢,热轧后直接卷取,σb=590～630MPa,σs=370MPa,δT=25%～29%。

宝钢在1992年试轧了一炉双相钢，用2050热连轧机组轧制两种厚度规格（2.75mm和4.00mm）的热轧双相钢，用于北京吉普车的车轮。

目前，宝钢可提供多个强度等级的冷连轧双相钢钢板和钢带以及热镀锌和电镀

锌双相钢产品。

采用CAPL连退工艺生产双相钢时，产品的性能与其显微组织密切相关，而合金元素含量、初始显微组织、热处理工艺制度等因素又影响了显微组织的形成。

双相钢一般作为高强度汽车板产品，其碳含量和合金元素（尤其硅锰元素）添加量受到诸如生产成本、涂镀性能、焊接性能等因素限制。

因而其临界区冷却时为形成马氏体相所需的临界冷却速率增大，而如前节所述，2030连退生产线对一般钢种冷却能力在30～60℃/s，这样就限制了2030CAPL连退生产线对高强双相钢产品的生产能力。

目前为止，我国已开发成功了抗拉强度级分别为540MPa、590MPa和640MPa等级别的双相钢。

（有待补充）

4双相钢的生产工艺

由低碳钢或低合金钢经两相区退火或控制轧制而得到的，主要由铁素体（F）和马氏体（M）所组成的钢叫双相钢[13]。

从原理上讲，获得双相组织的方法可分为两大类[9]：

第一类，最终组织有加热条件控制，即取决于铁碳平衡相图。

冷却条件只是保证奥氏体不至于分解成非马氏体型产物。

这一类主要有亚温淬火，即将热轧、冷轧材料锻造后的坯料在（α+γ）两相区短时间加热后强烈冷却，得到铁素体和无序分布马氏体岛组织。

而另一类的最终组织由冷却条件控制，即决定于材料的奥氏体冷却转变曲线，其加热条件仅保证奥氏体形成。

这一类主要有：

①台阶淬火，钢材完全奥氏体化后冷却到两相区保温，然后快速淬火。

这种方法得到的组织为分布在铁素体中的大块多棱状马氏体，延性较差；②连续退火，完全奥氏体化后，以避免产生珠光体的速度冷却，使大部分奥氏体首先转变为铁素体，含碳量较高的少量奥氏体过冷到更低温度后转变为马氏体，此法的关键是避免珠光体型产物的形成，因此常常添加Mn、Si、Cr和Mo等增加淬透性的元素；③控制轧制，即精确控制终轧温度和变形量，然后以一定速度冷却，可直接获得双相组织；④控制冷却，在两相区加热后空冷至一定温度再转入水冷，也可获得双相组织。

鉴于实际生产条件和成本，目前实际的生产工艺主要有两种[14][15]：

一种是从奥氏体化温度通过控制冷却速度而获得的双相组织，简称ADP。

另一种是加热到α+γ两相区保温一定时间并冷却以后的双相组织，简称IDP。

目前我国获得ADP型双相钢的主要生产工艺为热轧双相钢。

所谓热轧双相钢是将钢锭或钢坯经高温粗轧后，在临界区温度精轧（控制终轧温度和压下量），然后急冷到钢的马氏体转变点或在高于马氏体转变温度进行盘卷，从而获得所要求的双相钢组织和性能。

IDP双相钢的生产工艺主要为热处理工艺。

即将热轧板或冷轧板重新加热到临界区温度，保温一定时间后以一定速度冷却，得到所需的双相组织。

生产热处理双相钢主要在连续退火生产线上进行。

影响双相钢组织和力学性能的因素

1.3.1合金元素的影响[24]

如图所示，合金元素对双相钢性能的影响主要表现在临界区热处理区热处理时它们对淬透性、马氏体形态及分布和铁素体的形态及性质的影响。

一般双相钢中，合金元素的含量并不高，合金元素的种类也不多。

大部分双相钢是Si-Mn系，高Si系及微合金化的Mn-V、Mn-Nb系，只有在某些热轧双相钢中，为了满足工艺上的要求，加入少量Cr和Mo。

图合金元素在钢中的作用的示意图

（a）Si和P的影响

Si和P都是强化铁素体的元素，它们可以有效地提高铁素体的强度，但同时也降低铁素体的延性。

具体的Si在双相钢中的良好作用表现在:

①Si可以扩大Fe-C相图的α+γ区，使临界区处理的范围加宽，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。

②可以改变临界区加热时形成的奥氏体形态，因而容易得到细密而均匀的马氏体。

保证双相钢获得良好的强化效果以及强度与延性的良好配合。

③Si是铁素体的固溶强化元素，它加速碳向奥氏体的偏聚，使铁素体进一步净化，免除间隙固溶强化并可避免冷却时粗大碳化物的生成。

④可以提高淬透性。

⑤固溶到铁素体中的Si可以影响位错的交互作用，增加加工硬化速率和给定强度水平下的均匀延伸。

然而高的Si含量有害于板材表面质量，因此高Si双相钢的应用还受到限制。

P的作用与Si相反，但对铁素体的强化效果大于Si。

（b）Mn的影响

锰是双相钢中常用的合金元素，它对双相钢性能的影响常常和冷却速度相联系。

锰可以有效地提高临界区加热时形成的奥氏体岛的淬透性，因而可以降低临界区加热后获得双相钢的组织和性能所必须的冷却速率，同时锰可以降低铁素体中的固溶碳，从而提高双相钢的延性，这正是一般双相钢中均含有一定量的Mn的原因。

在连续退火生产的双相钢中，锰可以改善双相钢的延性，提高断裂真应变，并改善断口组织形貌。

当硅和锰同时存在时，则效果更明显。

（c）Mo的影响

钼系碳化物形成元素，但在临界区加热时，钼的碳化物多己溶解，因此对临界区加热所形成的奥氏体岛的淬透性有良好的影响。

根据钼对奥氏体转变曲线的影响设计并研制成功了具有优良的强度和延性配合的Mn-Si-Cr-Mo热轧双相钢。

热轧双相钢中都含有钼，因为钼能推迟珠光体转变。

（d）Nb,Ti的影响

Nb能与碳形成稳定的化合物。

当在临界区加热时其不易溶解。

在合适的冷却速度下，含Nb双相钢中会出现取向附生铁素体，这改善了双相钢的延性。

在钢中添加微量的Nb和Ti，可以保证钢在碳当量较低的情况下，通过其碳、氮化物质点（尺寸小于5nm）的弥散析出及Nb,Ti的固溶，细化晶粒，极大地提高钢的强度、韧性，特别是低温韧性，使钢具有良好的可焊性、使用性。

5冷轧双相钢的化学成分

汽车用双相钢主要分为热轧双相钢、冷轧双相钢以及冷轧热镀锌双相钢，其微观组织为铁素体＋马氏体，马氏体含量通常在5～30％之间，由于各种双相钢生产工艺路径的不同，决定了它们合金元素设计原理也有很大的不同。

热轧双相钢是在临界区轧制，通过控制终轧温度和压下量以及卷取温度得到双相组织；冷轧双相钢的合金含量较低，且以Mn、Si等为主要添加元素，双相组织的获得主要通过退火后的高速快冷实现的；而冷轧热镀锌双相钢的退火是在热镀锌生产线上完成的，这在合金设计时必须要考虑的重要因素。

冷轧双相钢的成分设计，采用相变强化为主结合析出强化的复合强化方式。

通常添加的合金元素有C、Si、Mn、Cr、Mo等，此外还有微合金元素Nb、Ti等。

一般来说，合金元素在钢中有以下四种存在方式[24]：

融入铁素体、奥氏体和马氏体中，以固溶体的溶质形式存在；形成强化相，如融入渗碳体形成合金渗碳体，形成特殊碳化物或金属间化合物等；形成非金属夹杂物，如合金元素与O、N、S等作用形成化合物；有些元素，如Pb、Cu等，既不溶于铁，也不形成化合物，而是以游离态存在。

向双相钢中加入合金元素，一为控制组织，二为控制性能

[25]。

控制组织：

改变Fe-C平衡图，合金元素对铁的同素异晶转变有很大影响，这一影响主要通过合金元素在α-Fe和γ-Fe中的固溶度，以及对γ-Fe存在温度区间的影响表现出来。

如Mn、Ni、Co等元素与γ-Fe形成无限固溶体，因而使γ相区扩大，使Fe-C相图中S点左移，A3线下降；而Si、Cr、Mo、W等元素则与α-Fe形成无限固溶体，从而扩大α相区而封闭γ区[24][26]。

添加Mo、Cr、Mn、Si、V等提高淬透性元素，主要是为了改变CCT曲线，避免冷却过程中形成珠光体和贝氏体。

控制性能：

即对马氏体形态分布影响和对铁素体性能的影响。

Si、P等元素的固溶强化作用可明显提高双相钢的抗拉强度。

Si的加入还可改变碳在两相中的分布，造成碳向奥氏体偏聚，提高了奥氏体淬透性也净化了铁素体。

具体来说，冷轧双相钢各主要组成元素在钢中作用如下：

碳是最重要的固溶强化元素，由于碳在奥氏体或铁素体中的扩散速率均比较高，因此在奥氏体形成过程中，以碳扩散控制的长大阶段所需时间均较短[27]。

根据Fe-C相图，碳含量越高，则双相区加热达到平衡时产生的奥氏体量越多，因而碳含量直接影响临界区处理后双相钢中马氏体的体积分数。

随着碳含量的增加，抗拉强度线性提高，延伸率下降[28]。

硅的主要影响是降低给定退火时间及最终平衡时的奥氏体的体积分数。

以硅代替锰时，硅元素降低形成奥氏体体积分数的作用更为明显。

因此，含硅较高的钢，在临界区处理时，为得到给定的马氏体体积分数，应适当提高加热温度。

硅对马氏体形成的形态和分布也有明显影响，高硅双相钢容易得到呈纤维状分布的马氏体，这有利于双相钢力学性能的改善。

临界区加热时硅向α相中浓集，可使α相产生固溶强化，同时还促使α相中的碳向奥氏体中扩散，对α相有“净化”作用，有利于提高双相钢的延性促使钢中的碳以自由碳形式析出，即称为石墨化[29][30]。

锰是明显地影响临界区退火时奥氏体形成动力学的元素之一，锰主要影响奥氏体生成后向铁素体长大的过程以及奥氏体与铁素体的最终平衡过程[31][32]。

由于锰在奥氏体中的扩散速度远小于在铁素体中扩散速度，受锰扩散控制的奥氏体长大时间较长，而锰在奥氏体内达到均匀分布的时间更长。

在临界区加热时，由于保温时间很短，锰在奥氏体内达不到均匀分布，随后冷却速度不足时，可能得不到均匀的马氏体岛组织。

在采用快速加热工艺生产的双相钢中（如水淬连续退火生产线），含锰一般较高，致使奥氏体生成后即具有较高的锰合量，保证奥氏体岛的淬透性，冷却后，得到均一的马氏体岛组织和较均匀的性能。

此外，锰扩大γ相区，降低Ac1，和Ac3，因此含锰钢在同样的处理条件下将比低碳钢得到更高的马氏体体积分数。

此外，铬为强碳化物元素，细化晶粒，提高淬透性，增加马氏体含量[33]。

磷提高α相的形成温度，扩大形成α相的温度范围，从而影响退火后铁素体和马氏体的相对量[24]，磷可以促进得到细小均匀分布的马氏体[34]。

铌可以抑制再结晶，细化晶粒。

目前，强度水平高达600MPa的冷轧双相钢很少用铌合金化，然而在DP800和DP1000中铌有利于形成细晶强化和沉淀强化。

这方面的内容SSAB公司和Voestalpine有详细描述。

理论和实践都表明双相钢的细小的微观组织也会带来良好的加工硬化率。

这样，在细小铁素体基体上均匀弥散的马氏体岛使强度和成形性达到了最优的结合。

互相链接的马氏体会导致材料在弯曲成形时过早的失效，因此，应尽量避免。

冷轧双相钢的细晶均匀组织是建立在热轧板已有的合适的微观组织基础上，而这一点可以通过铌微合金化和低的奥氏体区终轧温度来达到。

600℃的卷曲温度最适合铌的碳化物的析出[17]。

但是，当达到630℃时就会出现较多的带状组织，从而使n值和屈强比下降[18]。

铌微合金化和少量贝氏体有利于微观组织的细化。

1.3.2冷轧双相钢的组织

冷轧双相钢主要组成相为铁素体和马氏体，其中铁素体是碳溶于α-Fe中的间隙固溶体，为体心立方晶格，它的性能与纯铁基本相同，一般认为它是双相钢中的韧性相。

马氏体是碳在α-Fe中过饱和固溶体。

钢中马氏体有两种基本形态[35]：

板条马氏体（低碳型）和片状马氏体（高碳型）。

板条马氏体由成群板条组成，板条间通常由残余奥氏体薄膜（～200nm）分隔开。

板条马氏体内有大量位错，这些位错分布不均匀，形成胞状结构，成为位错胞，因此板条马氏体又称为位错马氏体。

片状马氏体的空间形态呈凸透镜状，由于试样磨面与其相截，在光学显微镜下呈针状或竹叶状，故片状马氏体又称为针状马氏体或竹叶状马氏体。

片状马氏体的精细亚结构主要为孪晶，孪晶厚度大约5nm，因此又称为孪晶马氏体。

高碳马氏体内存在大量显微裂纹。

马氏体机械性能的显著特点是高硬度和高强度。

马氏体硬度随含碳量增加而增加，当含碳量小于%时，马氏体硬度随含碳量增加而急剧增高。

低合金钢在双相临界区热处理后得到的马氏体+铁素体双相组织中，常常含有一定量的残余奥氏体[35-38]。

这类残余奥氏体大体分为三类[35]：

和马氏体岛在一起的奥氏体相形成的马/奥岛（M/A）相；板条马氏体中残留奥氏体膜和铁素体体中孤立的奥氏体粒子。

残余奥氏体的数量与奥氏体中碳的质量分数有关，碳质量分数越多，Ms和Mf点越低，则残余奥氏体越多。

由于奥氏体在淬火过程中受到较大塑性变形或受到压应力而造成的稳定化现象叫做机械稳定化，而残余奥氏体的热稳定化程度和稳定性均与奥氏体的颗粒尺寸有关[36]。

此外，在冷却能力不足时，会得到部分贝氏体组织。

贝氏体是铁素体和碳化物的机械混合物，在转变过程中发生碳在铁素体中的扩散。

通常在含碳高于%的碳素钢中，在贝氏体区较高温度范围（600～350℃）形成的贝氏体叫上贝氏体，较低温度范围内（350℃～Ms）形成的叫下贝氏体。

而粒状贝氏体形成温度一般在上贝氏体形成温度以上和奥氏体转变为贝氏体最高温度以下的温度范围内。

其组织特征是大块状或针状铁素体内部分布一些颗粒状小岛（P或M/A）[39]。

茅益明等经实验发现[40]，随着贝氏体含量的增加，双相钢抗拉强度下降，延伸率提高。

适量的贝氏体组织存在对强度延伸率匹配无不利影响，却能大大改善冲击韧性。

连续退火工艺长期以来应用于冷轧镀锡板和热镀锌板的生产。

日本是世界上最早研究冲压用冷轧带钢连续退火技术的国家之一。

70年代初，新日铁和日本钢管率先建成将原脱脂、罩式退火、平整、精整、检查等工序合成一个工序的连续退火线（NSC-CAPL及NKK-CAL），从此连退技术得到了迅速发展。

目前，世界上共有90多条连退线[21]。

与传统的罩式退火工艺相比，连续退火工艺的退火时间大大缩短，产品品种十分丰富，不仅能生产普通冷轧板，也能生产深冲和超深冲冷轧板及高强度冷轧板，可以满足汽车工业高速发展的要求。

CAPL连退生产工艺的主要特点为[19，20]：

双相临界区保温、两段式（慢冷段+快冷段）冷却和过时效。

临界区保温可以使钢中形成一定体积分数的奥氏体，临界区保温温度不同，所形成奥氏体量也不同，因而奥氏体中的碳含量也不同。

两段式冷却包括一个慢冷段和快冷段，慢冷段的冷却介质多为氮气，快冷段则包括气体冷却和水冷辊冷却。

其中，慢冷段有利于铁素体中碳的进一步析出，提高了铁素体的纯净度和奥氏体的淬透性，快冷段则保证了过冷奥氏体充分转变为马氏体。

过时效的作用则是对双相钢中淬硬的马氏体进行回火处理，降低马氏体的硬度，改善综合力学性能。

宝钢2030mm冷轧连续退火机组是引进日本新日铁的CAPL技术，其生产工艺主要包括：

加热（HC）、均热（SC）、缓冷（SLC）、快冷（RCC）及过时效（OA）等，退火温度曲线如图3-1所示。

UniversityofCalifornia的Nack-JoonKim博士研究了低温应用Fe/Mn/C双相钢的设计。

他的博士论文研究表明通过控制晶粒尺寸大小不但可以得到好的冲击韧性，而且可以得到强度和