熱鍍鋅過程中組織演變規(guī)律

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(shè)備研究設(shè)計(jì)總院 100029）摘 要：利用OM、SEM、TEM等技術(shù)分析了實(shí)驗(yàn)鋼冷軋組織在熱鍍鋅退火過程中的再結(jié)晶與相變規(guī)律，研究了460 左右保溫對(duì)雙相鋼顯微組織的影響。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：在熱鍍鋅退火初期的加熱過程中，在680780 大量進(jìn)行再結(jié)晶，加熱速度較高（10/s）會(huì)使再結(jié)晶進(jìn)入雙相區(qū)，與相變并存。在雙相區(qū)保溫時(shí)，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(shí)，由于處于貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，產(chǎn)生貝氏體組織，馬氏體減少，導(dǎo)致強(qiáng)度的下降，對(duì)力學(xué)性能造成不利影響。關(guān)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(duì)高強(qiáng)度鋼開發(fā)的熱潮，如今先進(jìn)高強(qiáng)度鋼板已形成不同強(qiáng)度級(jí)別的品種系列，主要包括：雙相鋼（DP）、復(fù)相鋼（CP）、相變誘導(dǎo)塑性鋼（TRIP）、孿

6、晶誘導(dǎo)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(qiáng)化相，具有低屈強(qiáng)比，高的初始加工硬化速率，良好的強(qiáng)度和延性配合等特點(diǎn)。熱鍍鋅雙相鋼在汽車上的應(yīng)用具有極好的前景，良好的力學(xué)性能、安全性能和服役周期長(zhǎng)等性能，使之成為新一代汽車用鋼的主要材料2。本文實(shí)驗(yàn)研究了熱模擬鍍鋅退火過程中，雙相鋼的顯微組織與力學(xué)性能的演變過程，包括再結(jié)晶、相變規(guī)律，可對(duì)實(shí)際熱鍍鋅雙相鋼生產(chǎn)提供一定的指導(dǎo)作用。2 實(shí)驗(yàn)材料與方法實(shí)驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%) 如表1所示。試驗(yàn)鋼在50 kg真空感應(yīng)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(jīng)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(jī)上進(jìn)行，實(shí)驗(yàn)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(shù)字編號(hào)所示，在鍍鋅線上的各個(gè)點(diǎn)處，中斷鍍鋅過程極冷(本試驗(yàn)采用噴水冷卻)到室溫，通過觀察組織來分析過程的組織轉(zhuǎn)變。在未進(jìn)入到臨界區(qū)之前的500700溫度區(qū)間淬火以測(cè)定冷軋?jiān)嚇拥脑俳Y(jié)晶情況，在780淬火以測(cè)定試樣的奧氏體化，在780保溫 20、40、80

8、s后淬火測(cè)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(zhuǎn)變。表1 實(shí)驗(yàn)鋼的成分 (wt %)Table 1Chemical composition of tested steels(wt %)編號(hào)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(cè)定鋼的相變點(diǎn)，根據(jù)膨脹曲線，測(cè)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(biāo)距為50 mm的拉伸試樣，在萬能試驗(yàn)機(jī)上測(cè)定力學(xué)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(xué)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(xì)結(jié)構(gòu)。采用 Image tool 圖像處理軟件統(tǒng)計(jì)晶粒尺寸、 再結(jié)晶分?jǐn)?shù)以及組織的數(shù)量。利用維氏硬度計(jì)測(cè)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(shí)驗(yàn)結(jié)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(huì)含有一些B組織。因?yàn)殡S后要進(jìn)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(jīng)濟(jì)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(yàn)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(yàn)鋼的熱軋冷軋態(tài)組織，熱軋態(tài)組織主要為F+P組織，F(xiàn)

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

12、時(shí)，此處溫度為680，鐵素體基體已經(jīng)明顯回復(fù)，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(dá)點(diǎn)c時(shí)，此時(shí)溫度為740，組織已經(jīng)明顯發(fā)生再結(jié)晶，近一半的鐵素體已呈等軸狀，奧氏體迅速形核長(zhǎng)大，d點(diǎn)處再結(jié)晶進(jìn)一步進(jìn)行，鐵素體晶粒開始長(zhǎng)大，已生成的奧氏體進(jìn)一步長(zhǎng)大，部分新的奧氏體核心也開始形成。到點(diǎn)3處時(shí)，鐵素體基本完成再結(jié)晶過程，呈等軸狀分布，碳化物顆粒已經(jīng)消失，形成沿鐵素體晶界分布的奧氏體晶粒，在鐵素體內(nèi)部也有部分奧氏體形核。實(shí)驗(yàn)的加熱速度為10/s，鐵素體開始再結(jié)晶的溫度為680左右，當(dāng)溫度達(dá)到740時(shí)，奧氏體沿著碳化物顆粒形核，并開始長(zhǎng)大，此鋼的Ac1為735，由于碳化物

13、顆粒在Ac1時(shí)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(jié)晶過程開始較延遲，在高溫區(qū)（680）由于溫度較高，再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力顯著增加，迅速發(fā)生再結(jié)晶，再結(jié)晶過程持續(xù)時(shí)間很短。同時(shí)，加熱速度過快，組織的再結(jié)晶過程會(huì)進(jìn)入雙相區(qū)，在雙相區(qū)會(huì)出現(xiàn)再結(jié)晶和相變二者共存的現(xiàn)象。所以在快速加熱時(shí)，要考慮再結(jié)晶延遲所帶來的影響。（a）（c）（b）（f）（d）（e）圖4 臨界區(qū)保溫時(shí)組織的變化Fig 4 the microstructure change on intercritical annealing （a）點(diǎn)3 （b）點(diǎn)4 （c）點(diǎn)

14、5（d）點(diǎn)6 （e）點(diǎn)5 （f）點(diǎn)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(gè)階段的組織變化。此時(shí)無變形的鐵素體晶粒，呈多邊形分布，已經(jīng)完成了再結(jié)晶過程，而且奧氏體也沿著滲碳體核心完成形核開始長(zhǎng)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(shí)間的延長(zhǎng)不斷增加，而且奧氏體也從最初小的粒狀向大的等軸狀轉(zhuǎn)變，體積比從26%增加到43%。但隨著保溫時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng)，奧氏體會(huì)增速減慢，進(jìn)入此溫度下的平衡量。表2 熱鍍鋅工藝線上各點(diǎn)的力學(xué)性能Tab 2 mechanical propertie

15、s on the curve of the continuous hot zinc-galvanizing annealing 編號(hào)規(guī)定非比例延伸強(qiáng)度/Mpa抗拉強(qiáng)度/Mpa延伸率/%1952996229509693a9419583b8248745c56080910d4357671634107361244057631654308231764568431474478381584067751594037851610394745161139574617點(diǎn)7處的溫度為620，經(jīng)過在熱膨脹儀上試驗(yàn)，設(shè)定冷速為20/s，測(cè)定的Ar3為592，所以當(dāng)冷卻到點(diǎn)7處時(shí)，轉(zhuǎn)變尚未開始，此時(shí)臨界區(qū)奧氏體處于過冷狀態(tài)

16、，到達(dá)Ar3時(shí)開始向其它組織轉(zhuǎn)變。當(dāng)剛剛冷卻到460時(shí)，此時(shí)處于點(diǎn)8處，點(diǎn)7處鐵素體含量為45%，點(diǎn)8處含量為35%，由于1#鋼的Ms點(diǎn)為460，說明在78過程中產(chǎn)生了AF+B轉(zhuǎn)變，力學(xué)性能發(fā)生突變，抗拉強(qiáng)度從838MPa下降到775MPa，屈服強(qiáng)度也從447MPa降到406MPa，如表2所示。圖5 熱鍍鋅工藝線上各點(diǎn)的力學(xué)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(shí)組織的變化Fig 6 The micr

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

18、中，剩余的奧氏體會(huì)轉(zhuǎn)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(huì)導(dǎo)致第二相的強(qiáng)化作用降低，使雙相鋼抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度降低。圖7為2#鋼在退火溫度為780，等溫時(shí)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F(xiàn)ig 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(shí)的力學(xué)性能Table 3the mechanical properties change on 460試驗(yàn)編號(hào)退火溫度/保溫時(shí)間/s460等溫時(shí)間 /s屈服強(qiáng)度/Mpa抗拉強(qiáng)度/Mpa屈強(qiáng)比延伸率%3-178080s412325349070.59133501635713從表3中可看出，2#鋼在460保溫時(shí)，隨時(shí)間延長(zhǎng)，抗拉強(qiáng)度急劇降低，屈服強(qiáng)度出現(xiàn)降低趨勢(shì)后又呈上升，屈強(qiáng)比與屈服強(qiáng)度變化一致。從圖7中可以看出，組織經(jīng)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(xì)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(chǎn)生貝氏體組織，導(dǎo)致馬氏體組織量減少。根據(jù)Anddrews公式計(jì)算2#鋼的Ms點(diǎn)為448，在460保溫過程，處于貝氏體轉(zhuǎn)變過程中，隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)貝氏體不斷生成，剩余未轉(zhuǎn)變奧氏體量減少，隨后轉(zhuǎn)變成馬氏體的量也減少，因馬