热镀锌过程中组织演变规律

1、冷轧热镀锌双相钢退火过程中组织演变规律陈杰 赵辉（北京中冶设备研究设计总院 100029）摘 要：利用OM、SEM、TEM等技术分析了实验钢冷轧组织在热镀锌退火过程中的再结晶与相变规律，研究了460 左右保温对双相钢显微组织的影响。实验结果表明：在热镀锌退火初期的加热过程中，在680780 大量进行再结晶，加热速度较高（10/s）会使再结晶进入双相区，与相变并存。在双相区保温时，奥氏体首先在破碎的碳化物处形成，奥氏体量不断增加。460保温时，由于处于贝氏体转变区，产生贝氏体组织，马氏体减少，导致强度的下降，对力学性能造成不利影响。关键词：热镀锌；双相钢；贝氏体；显微组织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 前言陈杰 (1984- )，男，硕士 助理工程师 email：chenie841216减轻汽车自重引发了对高强度钢开发的热潮，如今先进高强度钢板已形成不同强度级别的品种系列，主要包括：双相钢（DP）、复相钢（CP）、相变诱导塑性钢（TRIP）、孪

6、晶诱导塑性钢（TWIP）、低碳马氏体钢1 。双相钢由铁素体与马氏体组成，马氏体为强化相，具有低屈强比，高的初始加工硬化速率，良好的强度和延性配合等特点。热镀锌双相钢在汽车上的应用具有极好的前景，良好的力学性能、安全性能和服役周期长等性能，使之成为新一代汽车用钢的主要材料2。本文实验研究了热模拟镀锌退火过程中，双相钢的显微组织与力学性能的演变过程，包括再结晶、相变规律，可对实际热镀锌双相钢生产提供一定的指导作用。2 实验材料与方法实验用钢的化学成分(质量分数，%) 如表1所示。试验钢在50 kg真空感应炉冶炼并浇铸成厚度为90mm的铸坯，热轧后的板厚为4.3mm，终轧温度大于850 ，卷取温度为

7、650690。热轧板经酸洗后冷轧，冷轧至1.0mm左右，冷轧压下率在65 %73 %之间。模拟连续退火在Gleeble 3500热模拟机上进行，实验工艺路线如图1所示。试样的热镀锌模拟工艺路线如图所示，将试样以10/s的速度加热到临界温度区，然后保温80s左右，以20/s的冷速冷却到460，保温12s左右，模拟镀锌过程，然后冷却到室温。如图的数字编号所示，在镀锌线上的各个点处，中断镀锌过程极冷(本试验采用喷水冷却)到室温，通过观察组织来分析过程的组织转变。在未进入到临界区之前的500700温度区间淬火以测定冷轧试样的再结晶情况，在780淬火以测定试样的奥氏体化，在780保温 20、40、80

8、s后淬火测定等温奥氏体化过程，保温后的试样以20/s快冷到460，在460保温4s、8s、12s后淬火到室温，观察模拟锌锅中的组织转变。表1 实验钢的成分 (wt %)Table 1Chemical composition of tested steels(wt %)编号CSiMnAlCrMoV10.075<0.051.75<0.0260.260.200.03820.086<0.051.900.0110.290.240.078在DIL805A热膨胀仪上测定钢的相变点，根据膨胀曲线，测得1#钢的Ac1为735，Ac3为852；2#钢的Ac1为759，Ac3为847。将退火处理后

9、的钢板加工成标距为50 mm的拉伸试样，在万能试验机上测定力学性能。切取金相试样研磨、抛光后用4%的硝酸酒精浸蚀，在光学显微镜和扫描电镜中观察其显微组织。制取双喷减薄试样用于透射电镜观察，以分析组织的精细结构。采用 Image tool 图像处理软件统计晶粒尺寸、 再结晶分数以及组织的数量。利用维氏硬度计测定淬火试样的硬度。bcda图1 双相钢模拟热镀锌工艺路线Fig. 1 The curve of the continuous hot zinc- galvanizing annealing process for dual phase steels3 实验结果与分析3. 1热轧与冷轧态的显微

10、组织初始组织一般为热轧态，通常为F+P，因热轧工艺不同，也可能会含有一些B组织。因为随后要进行冷轧加工，冷轧压下率较大（75%左右），所以工业上一般要求冷轧压下力尽可能小，可以节约能源，提高经济效益。所以一般要求初始组织尽量为F+P，减少B或M组织，可以降低轧制力。（c）（a）（b） 25m50m 图2 2#热镀锌双相钢板热轧态的显微组织( a) SEM下的珠光体形貌( b)和试验钢的冷轧态组织（c）Fig 2 The microstructure of dual phase steels on different status如图2所示为试验钢的热轧冷轧态组织，热轧态组织主要为F+P组织，F

11、和P为等轴状分布。经过压下率为75%左右的冷轧后，F和P都沿着轧制方向呈拉长分布，F晶粒内出现很多变形带，由于P的基体较硬，冷轧时不易产生塑性变形，出现很多破碎的渗碳体颗粒。3.2 组织演变和力学性能演变3.2.1 加热过程中的再结晶规律（c）（a）（b） （d）（e） 图3 加热过程中的再结晶组织Fig 3 the recrystallization microstructure on heating（a）点a （b）点b （c）点c （d）点d （e）点3 图3为在加热过程中的组织变化，点a处的温度为640，组织仍处于变形状态，为拉长的铁素体晶粒和破碎的碳化物颗粒，未开始再结晶。当到达点b

12、时，此处温度为680，铁素体基体已经明显回复，初步具有多边形化的特征，但尚不明显，破碎的碳化物颗粒也开始溶解。到达点c时，此时温度为740，组织已经明显发生再结晶，近一半的铁素体已呈等轴状，奥氏体迅速形核长大，d点处再结晶进一步进行，铁素体晶粒开始长大，已生成的奥氏体进一步长大，部分新的奥氏体核心也开始形成。到点3处时，铁素体基本完成再结晶过程，呈等轴状分布，碳化物颗粒已经消失，形成沿铁素体晶界分布的奥氏体晶粒，在铁素体内部也有部分奥氏体形核。实验的加热速度为10/s，铁素体开始再结晶的温度为680左右，当温度达到740时，奥氏体沿着碳化物颗粒形核，并开始长大，此钢的Ac1为735，由于碳化物

13、颗粒在Ac1时开始溶解，碳化物周围为富碳区，奥氏体首先在此处形核。在加热速度为10/s的情况下，由于加热速度较快，低温区（680）再结晶过程开始较延迟，在高温区（680）由于温度较高，再结晶驱动力显著增加，迅速发生再结晶，再结晶过程持续时间很短。同时，加热速度过快，组织的再结晶过程会进入双相区，在双相区会出现再结晶和相变二者共存的现象。所以在快速加热时，要考虑再结晶延迟所带来的影响。（a）（c）（b）（f）（d）（e）图4 临界区保温时组织的变化Fig 4 the microstructure change on intercritical annealing （a）点3 （b）点4 （c）点

14、5（d）点6 （e）点5 （f）点6由图4可以看出，白色的第二相为马氏体相，（a）为780保温0s，（b）为780保温4s，（c）为780保温8s，（d）为780保温12s，可看出各个阶段的组织变化。此时无变形的铁素体晶粒，呈多边形分布，已经完成了再结晶过程，而且奥氏体也沿着渗碳体核心完成形核开始长大。奥氏体主要分布在铁素体晶界上，奥氏体相含量随着保温时间的延长不断增加，而且奥氏体也从最初小的粒状向大的等轴状转变，体积比从26%增加到43%。但随着保温时间的进一步延长，奥氏体会增速减慢，进入此温度下的平衡量。表2 热镀锌工艺线上各点的力学性能Tab 2 mechanical propertie

15、s on the curve of the continuous hot zinc-galvanizing annealing 编号规定非比例延伸强度/Mpa抗拉强度/Mpa延伸率/%1952996229509693a9419583b8248745c56080910d4357671634107361244057631654308231764568431474478381584067751594037851610394745161139574617点7处的温度为620，经过在热膨胀仪上试验，设定冷速为20/s，测定的Ar3为592，所以当冷却到点7处时，转变尚未开始，此时临界区奥氏体处于过冷状态

16、，到达Ar3时开始向其它组织转变。当刚刚冷却到460时，此时处于点8处，点7处铁素体含量为45%，点8处含量为35%，由于1#钢的Ms点为460，说明在78过程中产生了AF+B转变，力学性能发生突变，抗拉强度从838MPa下降到775MPa，屈服强度也从447MPa降到406MPa，如表2所示。图5 热镀锌工艺线上各点的力学性能变化Fig 5 mechanical properties on the curve of the continuous hot zinc-galvanizing annealing（b）（a）（c）（d）图6 镀锌（460）保温时组织的变化Fig 6 The micr

17、ostructure change on 460 （a）点8 （b）点9（c）点10 （d）点11图6为460保温时（镀锌）组织的演变过程，保温时间分别为0、4、8、12s时的显微组织照片，经计算，第二相的体积分数分别为39.8%、40.2% 、46.5% 和40.3%。第二相的体积分数在此阶段中变化不大，第二相比例不是强化作用主要因素，所以第二相的特性起着最主要作用。根据Anddrews提供的计算式，Ms=539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo，计算所得4#的Ms为461，当Ms小于460时，处于贝氏体转变区，随时间延长，贝氏体的量会逐渐增加，在随后的冷却过程

18、中，剩余的奥氏体会转变为马氏体，因此最终第二相为贝氏体和马氏体的混合组织，也会导致第二相的强化作用降低，使双相钢抗拉强度和屈服强度降低。图7为2#钢在退火温度为780，等温时间为2min，以20/s冷却到460，分别等温4s，12s和32s，然后冷却到室温的彩色金相和扫描图片。用Lepera试剂浸蚀试样，可以显示贝氏体组织（黑色），马氏体为白色，铁素体为灰色。（a）（b）（c） （b）（a）（c） 图7 热镀锌（460）保温过程中组织变化的金相（上）和扫描（下）图片Fig 7 The microstructure change on holding in 460（a）460保温4s（b）460

19、保温12s（c）460保温32s表3 460保温时的力学性能Table 3the mechanical properties change on 460试验编号退火温度/保温时间/s460等温时间 /s屈服强度/Mpa抗拉强度/Mpa屈强比延伸率%3-178080s412325349070.59133501635713从表3中可看出，2#钢在460保温时，随时间延长，抗拉强度急剧降低，屈服强度出现降低趋势后又呈上升，屈强比与屈服强度变化一致。从图7中可以看出，组织经Lepera试剂浸蚀后，图中黑色组织（贝氏体组织），从abc黑色相依次增多，细小白色的M/A组织减少，灰色的铁素体相基本保持不变，所以在此过程中，不断产生贝氏体组织，导致马氏体组织量减少。根据Anddrews公式计算2#钢的Ms点为448，在460保温过程，处于贝氏体转变过程中，随保温时间延长贝氏体不断生成，剩余未转变奥氏体量减少，随后转变成马氏体的量也减少，因马