1、冷軋熱鍍鋅雙相鋼退火過程中組織演變規(guī)律陳杰 趙輝（北京中冶設備研究設計總院 100029）摘 要：利用OM、SEM、TEM等技術分析了實驗鋼冷軋組織在熱鍍鋅退火過程中的再結晶與相變規(guī)律，研究了460 左右保溫對雙相鋼顯微組織的影響。實驗結果表明：在熱鍍鋅退火初期的加熱過程中，在680780 大量進行再結晶，加熱速度較高（10/s）會使再結晶進入雙相區(qū)，與相變并存。在雙相區(qū)保溫時，奧氏體首先在破碎的碳化物處形成，奧氏體量不斷增加。460保溫時，由于處于貝氏體轉變區(qū)，產生貝氏體組織，馬氏體減少，導致強度的下降，對力學性能造成不利影響。關鍵詞：熱鍍鋅；雙相鋼；貝氏體；顯微組織Experimental

2、 Study on Microstructure Evolution in Annealing of Cold-Rolled Hot-dip Galvanization Dual Phase SteelsChen Jie Zhao Hui (Beijing Metallurgical Equipment Research Design Institute, Beijing 100029, China)Abstract: The cold rolled tested steel microstructure was observed and analyzed by OM, SEM and TEM

3、 techniques to analyze recrystallization and transformation in hot-dip galvanizing annealing, and influence of holding time at 460 was also observed. The results indicated that recrystallization of deformed ferrite occurs mainly between 680 and 780 in heating. When heated by 10/s , recrystallization

4、 will continue in intercritical area, coexisted with microstructure transformation. During intercritical annealing, austenite forms in cracking carbide particles firstly, and the amount of austenite is creasing with holding time. Holding in 460, which in bainite transition region, martensite reduce

5、with bainite emerge, leading to a decline in strength and adverse effect on the mechanical properties.Key words: hot-dip galvanizing; dual phase steel; bainite; microstructure1 前言陳杰 (1984- )，男，碩士 助理工程師 email：chenie841216減輕汽車自重引發(fā)了對高強度鋼開發(fā)的熱潮，如今先進高強度鋼板已形成不同強度級別的品種系列，主要包括：雙相鋼（DP）、復相鋼（CP）、相變誘導塑性鋼（TRIP）、孿

6、晶誘導塑性鋼（TWIP）、低碳馬氏體鋼1 。雙相鋼由鐵素體與馬氏體組成，馬氏體為強化相，具有低屈強比，高的初始加工硬化速率，良好的強度和延性配合等特點。熱鍍鋅雙相鋼在汽車上的應用具有極好的前景，良好的力學性能、安全性能和服役周期長等性能，使之成為新一代汽車用鋼的主要材料2。本文實驗研究了熱模擬鍍鋅退火過程中，雙相鋼的顯微組織與力學性能的演變過程，包括再結晶、相變規(guī)律，可對實際熱鍍鋅雙相鋼生產提供一定的指導作用。2 實驗材料與方法實驗用鋼的化學成分(質量分數，%) 如表1所示。試驗鋼在50 kg真空感應爐冶煉并澆鑄成厚度為90mm的鑄坯，熱軋后的板厚為4.3mm，終軋溫度大于850 ，卷取溫度為

7、650690。熱軋板經酸洗后冷軋，冷軋至1.0mm左右，冷軋壓下率在65 %73 %之間。模擬連續(xù)退火在Gleeble 3500熱模擬機上進行，實驗工藝路線如圖1所示。試樣的熱鍍鋅模擬工藝路線如圖所示，將試樣以10/s的速度加熱到臨界溫度區(qū)，然后保溫80s左右，以20/s的冷速冷卻到460，保溫12s左右，模擬鍍鋅過程，然后冷卻到室溫。如圖的數字編號所示，在鍍鋅線上的各個點處，中斷鍍鋅過程極冷(本試驗采用噴水冷卻)到室溫，通過觀察組織來分析過程的組織轉變。在未進入到臨界區(qū)之前的500700溫度區(qū)間淬火以測定冷軋試樣的再結晶情況，在780淬火以測定試樣的奧氏體化，在780保溫 20、40、80

8、s后淬火測定等溫奧氏體化過程，保溫后的試樣以20/s快冷到460，在460保溫4s、8s、12s后淬火到室溫，觀察模擬鋅鍋中的組織轉變。表1 實驗鋼的成分 (wt %)Table 1Chemical composition of tested steels(wt %)編號CSiMnAlCrMoV10.075<0.051.75<0.0260.260.200.03820.086<0.051.900.0110.290.240.078在DIL805A熱膨脹儀上測定鋼的相變點，根據膨脹曲線，測得1#鋼的Ac1為735，Ac3為852；2#鋼的Ac1為759，Ac3為847。將退火處理后

9、的鋼板加工成標距為50 mm的拉伸試樣，在萬能試驗機上測定力學性能。切取金相試樣研磨、拋光后用4%的硝酸酒精浸蝕，在光學顯微鏡和掃描電鏡中觀察其顯微組織。制取雙噴減薄試樣用于透射電鏡觀察，以分析組織的精細結構。采用 Image tool 圖像處理軟件統(tǒng)計晶粒尺寸、 再結晶分數以及組織的數量。利用維氏硬度計測定淬火試樣的硬度。bcda圖1 雙相鋼模擬熱鍍鋅工藝路線Fig. 1 The curve of the continuous hot zinc- galvanizing annealing process for dual phase steels3 實驗結果與分析3. 1熱軋與冷軋態(tài)的顯微

10、組織初始組織一般為熱軋態(tài)，通常為F+P，因熱軋工藝不同，也可能會含有一些B組織。因為隨后要進行冷軋加工，冷軋壓下率較大（75%左右），所以工業(yè)上一般要求冷軋壓下力盡可能小，可以節(jié)約能源，提高經濟效益。所以一般要求初始組織盡量為F+P，減少B或M組織，可以降低軋制力。（c）（a）（b） 25m50m 圖2 2#熱鍍鋅雙相鋼板熱軋態(tài)的顯微組織( a) SEM下的珠光體形貌( b)和試驗鋼的冷軋態(tài)組織（c）Fig 2 The microstructure of dual phase steels on different status如圖2所示為試驗鋼的熱軋冷軋態(tài)組織，熱軋態(tài)組織主要為F+P組織，F

11、和P為等軸狀分布。經過壓下率為75%左右的冷軋后，F和P都沿著軋制方向呈拉長分布，F晶粒內出現很多變形帶，由于P的基體較硬，冷軋時不易產生塑性變形，出現很多破碎的滲碳體顆粒。3.2 組織演變和力學性能演變3.2.1 加熱過程中的再結晶規(guī)律（c）（a）（b） （d）（e） 圖3 加熱過程中的再結晶組織Fig 3 the recrystallization microstructure on heating（a）點a （b）點b （c）點c （d）點d （e）點3 圖3為在加熱過程中的組織變化，點a處的溫度為640，組織仍處于變形狀態(tài)，為拉長的鐵素體晶粒和破碎的碳化物顆粒，未開始再結晶。當到達點b

12、時，此處溫度為680，鐵素體基體已經明顯回復，初步具有多邊形化的特征，但尚不明顯，破碎的碳化物顆粒也開始溶解。到達點c時，此時溫度為740，組織已經明顯發(fā)生再結晶，近一半的鐵素體已呈等軸狀，奧氏體迅速形核長大，d點處再結晶進一步進行，鐵素體晶粒開始長大，已生成的奧氏體進一步長大，部分新的奧氏體核心也開始形成。到點3處時，鐵素體基本完成再結晶過程，呈等軸狀分布，碳化物顆粒已經消失，形成沿鐵素體晶界分布的奧氏體晶粒，在鐵素體內部也有部分奧氏體形核。實驗的加熱速度為10/s，鐵素體開始再結晶的溫度為680左右，當溫度達到740時，奧氏體沿著碳化物顆粒形核，并開始長大，此鋼的Ac1為735，由于碳化物

13、顆粒在Ac1時開始溶解，碳化物周圍為富碳區(qū)，奧氏體首先在此處形核。在加熱速度為10/s的情況下，由于加熱速度較快，低溫區(qū)（680）再結晶過程開始較延遲，在高溫區(qū)（680）由于溫度較高，再結晶驅動力顯著增加，迅速發(fā)生再結晶，再結晶過程持續(xù)時間很短。同時，加熱速度過快，組織的再結晶過程會進入雙相區(qū)，在雙相區(qū)會出現再結晶和相變二者共存的現象。所以在快速加熱時，要考慮再結晶延遲所帶來的影響。（a）（c）（b）（f）（d）（e）圖4 臨界區(qū)保溫時組織的變化Fig 4 the microstructure change on intercritical annealing （a）點3 （b）點4 （c）點

14、5（d）點6 （e）點5 （f）點6由圖4可以看出，白色的第二相為馬氏體相，（a）為780保溫0s，（b）為780保溫4s，（c）為780保溫8s，（d）為780保溫12s，可看出各個階段的組織變化。此時無變形的鐵素體晶粒，呈多邊形分布，已經完成了再結晶過程，而且奧氏體也沿著滲碳體核心完成形核開始長大。奧氏體主要分布在鐵素體晶界上，奧氏體相含量隨著保溫時間的延長不斷增加，而且奧氏體也從最初小的粒狀向大的等軸狀轉變，體積比從26%增加到43%。但隨著保溫時間的進一步延長，奧氏體會增速減慢，進入此溫度下的平衡量。表2 熱鍍鋅工藝線上各點的力學性能Tab 2 mechanical propertie

15、s on the curve of the continuous hot zinc-galvanizing annealing 編號規(guī)定非比例延伸強度/Mpa抗拉強度/Mpa延伸率/%1952996229509693a9419583b8248745c56080910d4357671634107361244057631654308231764568431474478381584067751594037851610394745161139574617點7處的溫度為620，經過在熱膨脹儀上試驗，設定冷速為20/s，測定的Ar3為592，所以當冷卻到點7處時，轉變尚未開始，此時臨界區(qū)奧氏體處于過冷狀態(tài)

16、，到達Ar3時開始向其它組織轉變。當剛剛冷卻到460時，此時處于點8處，點7處鐵素體含量為45%，點8處含量為35%，由于1#鋼的Ms點為460，說明在78過程中產生了AF+B轉變，力學性能發(fā)生突變，抗拉強度從838MPa下降到775MPa，屈服強度也從447MPa降到406MPa，如表2所示。圖5 熱鍍鋅工藝線上各點的力學性能變化Fig 5 mechanical properties on the curve of the continuous hot zinc-galvanizing annealing（b）（a）（c）（d）圖6 鍍鋅（460）保溫時組織的變化Fig 6 The micr

17、ostructure change on 460 （a）點8 （b）點9（c）點10 （d）點11圖6為460保溫時（鍍鋅）組織的演變過程，保溫時間分別為0、4、8、12s時的顯微組織照片，經計算，第二相的體積分數分別為39.8%、40.2% 、46.5% 和40.3%。第二相的體積分數在此階段中變化不大，第二相比例不是強化作用主要因素，所以第二相的特性起著最主要作用。根據Anddrews提供的計算式，Ms=539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo，計算所得4#的Ms為461，當Ms小于460時，處于貝氏體轉變區(qū)，隨時間延長，貝氏體的量會逐漸增加，在隨后的冷卻過程

18、中，剩余的奧氏體會轉變?yōu)轳R氏體，因此最終第二相為貝氏體和馬氏體的混合組織，也會導致第二相的強化作用降低，使雙相鋼抗拉強度和屈服強度降低。圖7為2#鋼在退火溫度為780，等溫時間為2min，以20/s冷卻到460，分別等溫4s，12s和32s，然后冷卻到室溫的彩色金相和掃描圖片。用Lepera試劑浸蝕試樣，可以顯示貝氏體組織（黑色），馬氏體為白色，鐵素體為灰色。（a）（b）（c） （b）（a）（c） 圖7 熱鍍鋅（460）保溫過程中組織變化的金相（上）和掃描（下）圖片Fig 7 The microstructure change on holding in 460（a）460保溫4s（b）460

19、保溫12s（c）460保溫32s表3 460保溫時的力學性能Table 3the mechanical properties change on 460試驗編號退火溫度/保溫時間/s460等溫時間 /s屈服強度/Mpa抗拉強度/Mpa屈強比延伸率%3-178080s412325349070.59133501635713從表3中可看出，2#鋼在460保溫時，隨時間延長，抗拉強度急劇降低，屈服強度出現降低趨勢后又呈上升，屈強比與屈服強度變化一致。從圖7中可以看出，組織經Lepera試劑浸蝕后，圖中黑色組織（貝氏體組織），從abc黑色相依次增多，細小白色的M/A組織減少，灰色的鐵素體相基本保持不變，所以在此過程中，不斷產生貝氏體組織，導致馬氏體組織量減少。根據Anddrews公式計算2#鋼的Ms點為448，在460保溫過程，處于貝氏體轉變過程中，隨保溫時間延長貝氏體不斷生成，剩余未轉變奧氏體量減少，隨后轉變成馬氏體的量也減少，因馬