冷轧热镀锌双相钢DP780的组织与性能实验研究_图文

1、第27卷第4期2009年7月物理测试Physics Examination and TestingVol.27,No.4J uly.2009冷轧热镀锌双相钢DP780的组织与性能实验研究鲍成人1,李众1,邸洪双2,潘恩宝2(1.首钢京唐钢铁联合有限责任公司,河北唐山063000;2.东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室,辽宁沈阳110004摘要:在连续退火模拟实验机上对冷轧双相钢进行了退火镀锌工艺的模拟实验,在实验室制备了冷轧热镀锌双相钢DP780,利用光学显微镜、SEM 、TEM 和EBSD 技术对其显微组织进行了观察和分析,并对其力学性能进行了检测。实验结果表明:试样组织为铁素体加马

2、氏体岛的双相组织,并有少量的残余奥氏体存在。该钢板具有良好的综合力学性能,达到了DP780级别双相钢的性能要求。关键词:冷轧热镀锌双相钢;显微组织;力学性能中图分类号:T G 135文献标识码:A 文章编号:100120777(20090420011204R esearch on Microstructure and Property of Cold 2rolled H otDip G alvanized Du al Phase Steel DP780BAO Cheng 2ren 1,L I Zhong 1,DI Hong 2shuang 2,PAN En 2bao 2(1.Shougang

3、Jingtang United Iron &Steel Co Ltd ,Tangshan 063000,Hebei ,China ;2.State Key Lab ofRolling &Automation ,Northeastern University ,Shenyang 110004,Liaoning ,China Abstract :In this paper the cold 2rolled hot dip galvanized dual phase steel (DP780was prepared in laboratory through continuous a

4、nnealing hot dip galvanizing simulation experiments.The microstructure was observed and ana 2lyzed by optical microscopy ,SEM ,EBSD and TEM method.The mechanical properties of tested steel were also de 2tected.The results of experiments indicated that the microstructure was comprised of ferrite ,mar

5、tensite and re 2tained austenite.The general mechanical properties are preferable ,the tested steel satisfied the desired properties of DP780class of these steels.K ey w ords :cold 2rolled hot 2dip galvanized dual phase steel ;microstructure ;mechanical property作者简介:鲍成人(19812,男,硕士生;E 2m ail :baochen

6、gren 修订日期:2009203203近年来随着现代汽车向减重、节能、安全、耐蚀等方向的发展,先进高强钢板已成为目前研发的热点,典型的有双相钢(Dual Phase 简称DP 、相变诱发塑性钢(Transformation Induced Plasticity 简称TRIP 以及孪晶诱导塑性钢(Twinning Induced Plasticity 简称TWIP 。双相钢具有低的屈强比、高初始加工硬化速率、强度和延性的配合良好等优点,已经发展成为现代汽车用钢的重要组成部分。双相钢的显微组织主要由铁素体和少量(体积分数<20%马氏体组成。冷轧热镀锌双相钢的主要生产工艺过程包括:炼钢、热轧

7、、冷轧和CG L (连续热镀锌,其中C G L 包含退火和镀锌两个工序。通过对由本钢提供的冷轧钢板进行退火实验,制备了冷轧热镀锌双相钢DP780,利用光学显微镜、SEM 、TEM 和EBSD 技术对其显微组织,进行了观察和分析,并对其力学性能进行了检测。1实验方法1.1实验材料和实验设备实验用钢由本溪钢铁公司提供的冷轧板,试样尺寸为600mm ×300mm ×1.6mm (长×宽×厚,其化学成分(质量分数,%见表1。在由东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室自主研发的光亮连续退火实验机上模拟连续镀锌工艺;利用光学显微镜、扫描电子显微镜和透射电镜观察显

8、微组织;利用E BSD 技术观察与定量分析残余奥氏体分布和晶粒尺寸;在电子万能拉伸试验机上进行力学性能测试。表1实验材料的化学成分T able 1Chemical component in the experiment material%CMnSiPSTi0.100.15 1.01.80.10.0290.004添加物理测试第27卷1.2实验方案大量研究已证实对产品性能起主导作用的是CG L生产工序,而其它生产工序的工艺变化影响很小,所以研究的重点放在C G L上1。CG L热模拟过程及工艺参数见图1,其中加热速度HR为10/s,加热温度T为820,第一冷速CR1为24/s,镀锌温度为460,第

9、二冷速CR2为7/s。图1双相钢连续退火示意图Fig.1S ch em atic o f a continu ous annealing for du al ph ase steel2实验结果与分析2.1冷轧热镀锌双相钢的力学性能静态拉伸下的工程应力2应变曲线见图2,其力学性能指标见表2。结果表明,实验用钢具有高的抗拉强度和低的屈强比,抗拉强度大于780M Pa,屈强比仅为0.44,延伸率高达25%。热镀锌钢板在拉伸时呈连续屈服,无屈服延伸,应力应变曲线呈平滑的拱形,避免了成形零件表面起皱,而不需要附加的精整轧制或其他附加操作 2。图2实验用钢的应力应变曲线Fig.2The stress2tr

10、ain curve of the tested steel表2实验用钢的力学性能T able2The mechanical properties of the tested steel R p0.2/MPa R m/MPa R p0.2/R m A/%3508000.44252.2冷轧热镀锌双相钢的显微组织实验用钢退火后的光学显微组织见图3(a,采用Lepera试剂浸蚀(可使马氏体岛的浮突感增强,铁素体呈灰黑色,马氏体呈灰白色,通过定量计算得出铁素体晶粒尺寸为311m,马氏体的体积分数为15%。从图3(bSEM照片可以看出带白色边圈、心部呈灰色的的M2A岛和白亮的马氏体颗粒均匀地散布在纯净的铁

11、素体基体上。M2A岛组织的形成,是由于Mn通过铁素体或沿铁素体晶界扩散时,在奥氏体岛的周围形成了高Mn的边圈,使得奥氏体岛的边部比中心有更高的淬透性,从而在冷却过程中形成了高锰的马氏体边圈及中心部分形成的渗碳体加铁素体的聚合体3。(a光学显微组织;(bSEM组织图3实验用钢退火后的显微组织Fig.3The microstructures of tested steel 21第4期鲍成人等:冷轧热镀锌双相钢DP780的组织与性能实验研究为了进一步确定组织中各相的具体形态,对退火实验钢进行了透射电镜分析(图4。由图4(a 可以看出铁素体中析出物很少也非常细小,是由于在将双相钢加热到(+临界区处理时

12、,铁素体中大量的碳(氮化物沉淀溶解或部分溶解,在随后的快冷过程中来不及析出或以极细小的颗粒重新析出。对含Ti 的微合金化的双相钢中铁素体内的C 2N 化物沉淀研究表明4:Ti 的C 2N 化物经临界区短时间退火并不粗化,在同样处理条件下,Ti 的C 2N 化物比V 的C 2N 化物更细,Ti 的C 2N 化物比V 的C 2N 化物在铁素体中的溶解度更低;在残留的奥氏体内也很难发现小的C 2N 化物,可以推测,这些小的C 2N 化物在临界区退火时可能已溶于奥氏体,当钢中含锰可使这一过程更容易进行。通过透射电镜观察,可以发现组织中的第二相呈图4(b 所示,由图可以看出,马岛分布在铁素体晶界上。由图

13、4(c 可以看出,钢中含有少量的残余奥氏体 。(a 铁素体;(b 马氏体;(c 奥氏体图4马氏体电镜透射组织形貌Fig.4The TEM microstructures of tested steel利用EBSD 技术对残余奥氏体分布和晶粒尺寸进行观察与定量分析,见图5和图6。通过计算得出,双相钢中的残余奥氏体体积分数为6%,其晶粒尺寸比较小,主要集中在115m 。这些残留奥氏体在拉伸变形中特别不稳定。在外加应变下,残余奥氏体发生马氏体转变,类似于相变诱导塑性效应(TRIP 。而残余奥氏体转变时的体积膨胀还会使铁素体中位错密度增加,从而使铁素体产生强化 。图5残余奥氏体的分布 图6残余奥氏体的

14、晶粒尺寸Fig.6G rain size of retained austenite对残余奥氏体中和铁素体中的锰含量进行了测定,见图7(a 和图7(b ,由图可知,铁素体中锰的浓度为1.6%,而奥氏体(冷后的残余奥氏体中锰的浓度为3109%,是锰分配扩散的直接证据。在奥氏体初始长大阶段完成之后,珠光体或者碳化物全部溶解,并转变为奥氏体,继续增加保温时间,则奥氏体将长大进入周围的铁素体,以达到由二相区内杠31杆定律所确定的奥氏体平衡的体积分数。这一过程可以分为两种情况。一种情况没有锰的扩散和再分配,奥氏体长大过程由奥氏体中的碳扩散控制。此时可能建立起佯平衡状态,并可用一维的奥氏体中碳扩散问题来处

15、理。但在一般情况下,奥氏体2铁素体交界面向铁素体推移的过程中,可能会发生锰的分配。由于锰在铁素体中的扩散速率比在奥氏体中几乎高三个数量级,因此,锰在铁素体中的扩散是该过程的控制因素。 (a 铁素体;(b 残余奥氏体图7实验用钢能谱分析Fig.7E nergy spectra of the tested steel由图8对钢中铁素体位错组态的观察得出,紧靠马氏体周围的铁素体中的位错密度明显要高于其他铁素体,由此可以推出高密度位错是由马氏体相变诱发的,这是由于马氏体相变产生的体积膨胀(在奥氏体向马氏体转变时,原子体积膨胀1%左右,晶胞体积膨胀2%4%左右以及相变以切变方式进行引起的体积形状变化,使

16、铁素体发生塑性变形的结果。由于马氏体转变是在较低温度下发生,铁素体中的位错就不会被碳氮原子钉扎,因此是可动的。也可以观察到铁素体中的析出物较少,由于临界区加热时,细小的碳化物粒子大部分溶解,因此位错滑移的障碍已大大减少。实验用钢表现出来的低屈服强度与连续屈服的特征,正是由于双相钢中碳化物粒子细小,当质点的尺寸很小时,位错线将刚性通过粒子而不发生弯曲,这样就大大减弱了原来的强化效应,使双相钢的屈服强度显著降低;同时由于快冷过程中会发生马氏体相变,马氏体相变时体积膨胀诱发周围铁素体内产生大量的可动位错,在较低应力下位错源就被激活,从而才得到双相钢应力2应变曲线呈现出的连续屈服的特性4。(a 铁素体

17、中的位错;(b 马氏体周围的位错图8双相钢中的位错(TEMFig.8Dislocation in du al phase steel(TEM3结论(1在实验室模拟制备了连续镀锌DP780双相钢。在加热温度为820,保温时间100s ,第一冷却速率为24/s ,第二冷却速率为7/s 的条件(下转第18页大的结合力,Ti 是作为稳定剂加入有效地抑制了M 23C 6碳化物析出,因此也抑制了时效后冷却过程中的时效后奥氏体向马氏体转变倾向。 (a A 钢600×6h ;(b A 钢600×24h图5M 23C 6碳化物析出的TEM 照片Fig.5TEM photo of M 23C

18、6carbides in steel A4结论(11Cr21Ni5Ti 双相不锈钢稳定性对Ti/C极为敏感,低Ti/C (Ti/C =4.08的A 钢600时效快速析出富Cr 的M 23C 6碳化物,降低奥氏体内的Cr 和C 含量致使时效后冷却过程中奥氏体转变为马氏体,并伴随着冲击韧性的严重恶化。(2Ti/C 适度的B 钢明显抑制了M 23C 6碳化物的析出和随后奥氏体向马氏体转变,组织稳定后冲击韧性高出A 钢近一倍。参考文献:1王黎云.1Cr21Ni5Ti 脆化现象的探讨J .特钢技术,2001,(1:58.2雷德江.关于双相不锈钢1Cr21Ni5Ti 试制中几个问题的探讨J .四川冶金,2001,(3:4.3YAN G Zhuo 2yue ,SU Jie.Investigation on Metallurgical Fac 2tors Controlling Charpy Impact Toughness in 1Cr21Ni5Ti Du 2plex Stainless SteelJ .Journal of Iron and Steel Research In 2ternational ,2009,16(2:73.4Butler E P ,Burke M G.Chromium Depletion and Martens