冷轧热镀锌双相钢CGL生产工艺参数最佳化
双相钢热镀锌工艺现状
双相钢热镀锌工艺现状摘要：综述了国内外双相钢热镀锌工艺的现状，并在分析原板生产工艺和组织性能的基础上，重点阐述了添加合金元素法和锌淬法两种热镀锌工艺的原理、特点及装置构成等。
关键词：双相钢；热镀锌；添加元素法；锌淬法l 前言双相钢是低碳钢或低碳合金钢经临界区热处理或经控制轧制而得到的高强度钢(简称DP 钢)，其组织由铁素体和少量(<20％)马氏体组成，也称马氏体双相钢。
双相钢是20世纪70年代中期发展起来的一种新材料，由于其具有一系列优异性能，因而大量应用于边梁、侧面构件、横梁、支柱、底盘加强件、油箱支架等汽车车体结构件和加强件。
在PNGV计划(ThePartnership for a New Genernation 0f Velficles新一代汽车合作伙伴计划)超轻车体用钢中，双相钢用量最大，约占70％，因此其对于汽车轻量化具有重要意义，双相钢热镀锌也成为目前国外研究的热门课题。
2 原板生产工艺和组织性能2．1原板生产工艺生产双相钢的关键技术是其双相处理，主要有2种生产工艺：(1)热轧工艺，即将热轧钢材的终轧温度控制在两相区的某一范围，然后快速冷却，通过控制最终形变温度及冷却速度而获得F+M组织，其工艺过程为：热轧钢带→加热至800℃→保温→水淬(以2000℃／s速率冷至室温)。
日本热轧双相带钢的生产工艺是：低合金Si—Mn钢在热轧或轧后冷却过程中使铁素体从奥氏体中析出，然后快冷到Ms以下进行卷取，最终获得双相组织，这种工艺主要依靠热轧、快速冷却及在低于Ms点温度卷取来控制。
一般终轧温度为780～800℃，卷取温度低于375℃，与欧美开发的Mn-Si-Cr-Mo系双相钢相比，采用热轧工艺在材料上可节省较昂贵的Cr和Mo，但因卷取温度低，需采用大功率卷板机。
(2)轧后热处理工艺，即将热轧或冷轧后钢材重新加热到两相区并保温一定时间，然后以一定速度冷却，从而获得所需要的F+M组织。
其工艺过程为：将板坯在1150～1350℃加热后，以大压下量，短时间进行轧制，终轧温度为870～920℃，热轧材在冷床上以28℃／s的冷却速度降温至双相区进行卷取。
780MPa级热镀锌双相钢的研制与开发
780MPa级热镀锌双相钢的研制与开发作者：陈世恒来源：《装饰装修天地》2019年第16期摘; ; 要：本文介绍了河钢邯钢780MPa级热镀锌双相钢的研制与开发，为满足强度和成形性能要求，利用相变强化机理指导化学成分和热处理工艺设计，重点研究和管控炼钢、热连轧和连续退火热镀锌关键控制参数，并对成品的力学性能和金相组织进行分析，证明了产品具有良好的力学性能和成形性能。
关键词：热镀锌;双相钢;化学成分;力学性能;金相组织1; 前言热镀锌双相钢是以相变强化为基础的一种新型高强度钢，具有连续的屈服、无屈服延伸，高的加工硬化指数，低屈强比和良好烘烤硬化特性[1]，既有利于成形又确保抗凹陷性和提高碰撞能的吸收能力，很好地解决高强度与成形性的矛盾，并且具有良好的耐腐蚀性，被认为是一种理想的汽车用钢。
随着现代汽车向减重、节能、高安全性、耐腐蚀等方向的发展，熱镀锌双相钢已得到越来越多地应用[2]河钢邯钢邯宝冷轧厂2030热镀锌线是一条设计年产能力45万吨的连续热浸镀锌生产线，产品规格为0.4～2.5*1000～2000mm，镀层为GI和GA。
该生产线采用美钢联法工艺，产品主要定位汽车用GI和GA镀锌板。
本文利用相变强化机理指导化学成分和热处理工艺设计，重点研究和管控炼钢、热连轧和连续退火热镀锌关键控制参数。
2; 双相钢相变强化机理双相钢是以相变强化为基础的一种新型高强度钢，它含有铁素体（约占80%-90%）和马氏体（约占20%～10%）。
这种钢种因为在铁素体和马氏体相界面上存在可移动的位错，在相同的抗拉强度下，其屈服强度低，屈服比也低。
该钢种具有高的抗碰撞吸收能、高的加工硬化指数和高的烘烤硬化性能，没有屈服延伸和室温时效等特点。
目前在连续热镀锌线生产双相钢，应用广泛的方式是添加一定的合金元素，使钢的CCT曲线右移，避免发生贝氏体或珠光体转变，通过热轧控轧控冷和热镀锌退火工艺来获得力学性能和镀层质量均优良的产品。
3; 双相钢关键工艺及控制3.1; 成分设计双相钢中的马氏体应当是韧性好的低碳高密度位错型，而不是脆性的高碳的孪晶型马氏体;为获得连续屈服，马氏体的最小量必须大于5%。
双相钢DP600的热镀锌工艺研究与生产实践
双相钢DP600的热镀锌工艺研究与生产实践林红春１ 吴剑胜２ 李渊明１ （1．技术中心，2．冷轧板厂）摘 要本论文讨论了炼钢成分、热镀锌退火后JCF段风机转速、热镀锌后冷却速度及光整机延伸率等工艺参数对双相钢DP600性能和组织的影响。
通过合金元素的调整，合理控制CCT曲线的右移，降低对镀锌冷却速度的要求，并对镀锌冷却过程进行稳定控制，最终生产出性能合格的双相钢DP600产品。
1 引言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热点，典型的有双相钢(Dual Phase简称DP)[1-3]、相变诱发塑性钢(Transformation Induced Plasticity 简称TRIP)、孪晶诱导塑性钢(Twinning Induced Plasticity简称TWIP)。
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，表现为软相铁素体晶界或晶内弥散分布着硬相马氏体的组织结构，使其拥有低屈强比、高加工硬化率、无屈服点延伸，良好的强度与塑性配合等优点，被认为具有高强度和良好成形性的理想汽车用板。
随着汽车耐蚀性能要求越来越高，冷轧热镀锌双相钢也越来越受关注[4]，冷轧热镀锌双相钢在进行热处理过程中，与连续退火不同的是，经过两相区退火后要冷却到460℃左右进行热镀锌，再冷却到室温，该工艺中临界区保温温度、缓冷段和冷却速度等都对最终组织性能有一定影响。
涟钢热镀锌生产线设计能力不能生产对冷却速度有较高要求的钢种，且退火后的冷却段没有带钢实际温度的控制系统，只能通过对JCF段冷却风机的转速控制来稳定控制各段的温度。
本论文通过对炼钢成分和镀锌工艺的对比试验研究分析，最终生产出合格的双相钢DP600产品。
2 试验材料的成分镀锌双相钢DP600采用表1中的两种成分的基板进行热镀锌工艺试验（后续的试验分析中如果未注明是哪一种成分体系，均指采用成分一体系进行生产试验），本次试验在涟钢实验室进行马弗炉模拟退火工艺试验后，再在涟钢冷轧厂热镀锌生产线进行生产实践，从而全面真实对比各成分体系和工艺条件对产品组织和性能的影响。
冷轧热镀锌双相钢DP780的组织与性能实验研究
第27卷第4期 2009年7月 物理测试Physics Examination and Testing Vol.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(2009)0420011204R 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 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 (DP780)was prepared in laboratory through continuous annealing 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 ,martensite 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 :baochengren @ 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 )。
GA双相钢镀层合金化工艺研究
金属材料与冶金工程METAL MATERIALS AND M ETALLURGY ENGINEERINGG A双相钢镀层合金化工艺研究张鹏，刘学良，周屿，贾冬梅，谢军(华菱安赛乐米塔尔汽车板有限公司，湖南娄底417000)摘要：在生产现场对DP600双相钢的合金化加热工艺进行了优化，利用扫描电镜分析G A双相钢在不同合金化温度条件下的镀层相结构，并结合镀层铁含量和粉化性能差异提出了可行的合金化生产工艺路线。
结果表明：合金化炉在加热功率不变的条件下，慢冷段负压风机功率设定比例为32%时，带钢在炉内加热段与慢冷段的温差最小，镀层与基体之间的Zn-F e扩散反应充分；合金化加热温度480~5001、慢冷温度460~480丈及合金化时间27 s时，镀层获得晶粒均匀、轮廓清晰的短棒状S相的最佳相结构；合金化温度升高，5相的长大形态由短棒状向颗粒状发展，镀层抗粉化能力减弱；DP600双相钢镀层铁含量（质量分 数）的最佳控制范围是9%~11%。
关键词：双相钢；相结构；抗粉化性能；合金化；扩散反应中图分类号：TG174.445 文献标识码：A文章编号：2095-5014 (2021)01-0003-05 Research on Galvannealing Process for GA Dual Phase SteelZHANG Peng,LIU Xueliang,ZHOU Y u,JIA Dongmei,XIE Jun{Valin ArcelorMittal Automotive Steel Co.,Ltd.,Loudi417000, China)ABSTRACT：The galvannealing heating process of DP600 dual-phase steel was optimized inthe production site.The phase structure of GA dual phase steel coating at different alloying temperatures was analyzed by scanning electron microscope.And feasible alloying process was put forward based on the difference of iron content and anti powdering property of coating.The results show that under the condition of constant heating power,when the power ratio of negative pressure fan in slow cooling section is 32%, the temperature gap between GA heating section and slow cooling section is the smallest,and the Zn-Fe diffusion reaction between coating and substrate is sufficient;when the heating temperature is480〜500 ，the slow cooling temperatureis460〜480 Ti and the alloying time is 27 s，the coating obtains the best phase structure of shortrod-shaped Sphase layer with uniform grains and clear profiles;when galvannealing temperature rises,the8 phase layer changes its shape from short rod to granular,and the powdering resistance of coating becomes weak；the optimal control range of iron content in the coating ofDP600 dual-phase steel is9%〜11%.K E Y W O R D S：dual-phase steel；phase structure；resistance to powdering；galvannealing；diffusion reaction收稿时间：2020-12-18第一作者简介•.张鹏（1974—),男，工学硕士，产品工程师，主要从事冷、热成型高强钢的热镀锌及合金化生产工艺研究。
冷轧热镀锌双相钢CGL生产工艺参数最佳化
冷轧热镀锌双相钢CGL生产工艺参数最佳化1. 前言当今世界汽车工业在钢板开发方面有两个显著倾向:高强度和高耐蚀性，这和汽车发展的轻量化和高耐蚀性要求相呼应的。
重量轻的汽车使得耗油量降低，从而使得驾驶更为经济，同时降低汽车废气对大气环境污染。
而高耐蚀性则会提高车的寿命[1]。
通常，对于相同等级车型的汽车，在保证其使用安全性的前提下，降低重量只有通过两个途径来实现。
其一是通过采用重量轻但强度高的钢材制造零件和构件来实现。
其二是选用钢材之外的其它替代材料，例如塑料和铝。
多年研究已证明第一个方案目前更切实可行。
另一方面，在满足汽车轻量化的同时，汽车的耐蚀性也成为人们对高档汽车一个日益增长的要求。
汽车的使用环境是大气, 大气中含有各种腐蚀介质，因而对汽车构件的侵蚀是不可避免的。
金属的涂镀是利用在金属表面形成一层抗腐蚀膜把金属构件与周围环境隔离开来,从而达到对钢铁构件的保护。
双相钢（Dual Phase钢或DP钢）由低碳钢或低合金高强度钢经临界区处理或控制轧制而得到的，微观组织主要由铁素体和马氏体两相所构成[2]。
作为汽车用双相钢,马氏体含量通常在10%～20%之间。
这种钢具有屈服点低，初始加工硬化速率高以及强度和延性匹配好等特点，已成为一种强度高、冲压成型性能好的新型冲压用钢。
它的出现为发展和生产高强度、高延性、低合金高强度钢板开辟出了一条新的途径，因而引起了人们的极大兴趣。
目前汽车用双相钢家族包括：热轧双相钢、冷轧双相钢和冷轧热镀锌双相钢。
冷轧热镀锌双相钢的主要生产工艺过程包括：炼钢、热轧、冷轧和CGL(连续热镀锌)。
其中CGL包含退火和镀锌两个工序。
CGL生产的主要工艺参数包括：退火温度，走带速度和锌锅温度。
通常，锌锅温度可调节范围很窄，因而这里对锌锅温度的影响不予讨论。
相反，退火温度和走带速度的可调节范围较大，而且对基板的力学性能和组织影响较大。
提高退火温度，铁素体向奥氏体转变的速度加快，也即退火温度决定高温奥氏体化的速度，在相同的退火保温时间下，转变得到的奥氏体量增加，奥氏体量增加进而提高快速冷却后所得到的马氏体的量，所以退火温度对CGL后带材组织中马氏体形成具有巨大影响。
双相钢热镀锌技术
双相钢热镀锌技术
现代电镀网3月15日讯：
双相钢是20世纪70年代发展起来的一种新材料，其组织是铁素体和少量马氏体(F+M)，双相钢强度高重量轻用途广泛，在实际应用时一般需要热镀锌以提高其耐蚀性能。
目前已知有两种镀锌技术。
一是添加元素法;二是采用锌淬技术。
添加元素法是在双相钢基板中添加合金元素，使CCT曲线右移，避过珠光体区，得到F +M双相组织。
国外主要采用添加MO元素的方式镀锌，相对其它元素，MO有很多优点：首先，在热镀锌退火时不易发生表明氧化，也没有表明偏析现象，不会影响锌液的浸润性;其次，M O不会延迟镀锌板的合金化反应，可以减少合金化镀层中的Γ相及镀层的粉化量;最后，添加MO会使CCT曲线明显右移，且扩大铁素体区域，避免了双相钢先期冷却时发生珠光体转变，有利于在后续镀锌时成功获得F+M双相组织。
锌淬技术则可以大大降低合金化元素添加，同时镀层的质量也明显提高。
这种锌淬系统由2个热交换器构成。
第1热交换器设在锌锅内，第2热交换器设在锌锅外。
第1热交换器输送氮气作为冷却介质吸取锌锅中过多的热量。
第2热交换器从冷却介质中不断地移出过多的热量。
这样，钢带能以很高的冷却速度淬火到锌液温度，改善了锌液对钢表面的浸润性，而且锌锅温度控制较好，十分便于镀锌。
双相钢性能优异、生产工艺简单、成本低廉，广泛适用于冷加工成型，是一种性价比很好的高效钢种。
双相钢热处理工艺
双相钢热处理工艺
双相钢热处理工艺是一种钢铁加工技术，旨在通过特定的加热和冷却过程来改变钢材的组织和性能。
这种工艺可以使钢材在力学性能和耐腐蚀性能方面达到最佳平衡状态，被广泛应用于航空、汽车、电子和建筑等领域。
该工艺通过控制钢材的冷却速度，在钢中形成两种不同的组织——贝氏体和马氏体。
贝氏体具有优异的韧性和可塑性，但强度相对较低，而马氏体则具有较高的硬度和强度。
通过调整贝氏体和马氏体的比例，可以使钢材的力学性能和耐腐蚀性能达到最佳平衡状态。
双相钢热处理工艺对于钢材的化学成分和配方也有一定的要求。
通常要求其含有足够的铬、镍和钼等合金元素，以提高其耐腐蚀性能和强度。
此外，加热温度和冷却速度也需要精确控制，以避免产生裂纹和变形等缺陷。
总的来说，双相钢热处理工艺是一种高级的钢铁加工技术，能够使钢材达到优异的力学性能和耐腐蚀性能。
随着工业技术的不断发展，双相钢热处理工艺将会得到更广泛的应用。
cgl生产流程
cgl生产流程CGL生产流程CGL，全称为连续镀锌线，是一种用于将镀锌层涂覆在钢材表面的生产流程。
它在钢铁行业中得到广泛应用，用于制造汽车零部件、建筑材料、家电等产品。
下面将详细介绍CGL生产流程的各个环节。
一、原材料准备在CGL生产流程中，首先需要准备原材料，即钢卷。
钢卷是CGL 生产过程中的主要原料，其质量直接影响到最终产品的质量。
因此，在生产之前，需要对钢卷进行检验和筛选，确保其质量符合要求。
二、钢卷预处理钢卷经过原材料准备后，需要进行预处理。
预处理的目的是去除钢卷表面的油脂、锈蚀物等杂质，以便于后续的处理和涂覆。
常见的预处理方法包括酸洗、碱洗和机械清洗等。
三、钢卷涂覆钢卷经过预处理后，进入涂覆环节。
涂覆是CGL生产流程中的核心步骤，其主要目的是将锌层涂覆在钢卷表面，以提高钢材的耐腐蚀性能。
常见的涂覆方法有热浸镀和电镀两种。
热浸镀是将钢卷浸入熔化的锌液中，使锌与钢卷表面发生化学反应，形成锌与钢的合金层。
这种方法适用于大规模生产，具有涂层均匀、耐腐蚀性能好的优点。
电镀是利用电化学原理将锌层电镀在钢卷表面。
这种方法适用于小批量生产，具有涂层均匀、涂层厚度易控制的优点。
四、涂层固化钢卷经过涂覆后，需要进行涂层固化。
固化的目的是让涂层更加牢固，提高其耐久性。
常见的固化方法有自然固化和烘烤固化两种。
自然固化是将涂覆的钢卷自然放置，使其在常温下逐渐固化。
这种方法适用于低要求的产品，具有简单、经济的优点。
烘烤固化是将涂覆的钢卷放入烘炉中，通过加热使其快速固化。
这种方法适用于高要求的产品，具有固化时间短、固化效果好的优点。
五、成品检验钢卷经过涂覆和固化后，需要进行成品检验。
成品检验的目的是确保最终产品的质量和性能符合要求。
常见的成品检验项目包括涂层厚度、附着力、耐腐蚀性能等。
六、包装和出厂通过成品检验合格的钢卷，需要进行包装和出厂。
包装的目的是保护钢卷免受外界环境的影响，确保其在运输和储存过程中不受损坏。
热镀锌钢管生产的标准与工艺
热镀锌钢管生产的标准与工艺一.生产的标准我公司用于本项目的投标产品为我公司自主研发生产的仪霖牌热镀锌钢管/热镀锌管，本产品严格按照生产国家GB/T3091-2015标准执行。
热镀锌是使熔融金属与铁基体反应而产生合金层，从而使基体和镀层二者相结合。
热镀锌管的制造是先将钢管进行酸洗，用来去除钢管表面的氧化铁，酸洗后，通过氯化铵或氯化锌水溶液或氯化铵和氯化锌混合水溶液槽中进行清洗，然后送入热浸镀槽中。
热镀锌钢管是钢管基体与熔融的镀液发生复杂的物理、化学反应，形成耐腐蚀的结构紧密的锌铁合金层。
合金层与纯锌层、钢管基体融为一体，因此热镀锌钢管具有镀层均匀、附着力强、使用寿命长等优点。
二、工艺流程带钢——黑管——切头——碱洗——水洗——酸洗——修磨——清水漂洗——浸助剂——烘干——热浸镀锌——外吹——内吹——空冷——水冷——钝化——水漂洗——检验——称重——打包——入库。
具体为：1、镀前处理工序有碱洗、酸洗、漂洗、修磨、浸助剂、烘干6个工序。
1）部分钢管表面有油污，需进行碱洗。
2）选用盐酸进行酸洗，以去除钢管表面的氧化皮。
3）为除去钢管表面附着的残酸及铁盐，需对钢管进行2次漂洗。
4）助熔剂作用是从钢管表面除去所有杂质，保证钢管与锌液洁净接触，形成良好镀层。
5）为防止钢管浸入锌锅发生放炮现象，需对涂上熔剂的钢管进行烘干，烘干温度在120-200℃，时间不低于150s。
2、热浸镀锌工序1）锌锅内锌液温度严格控制在450±5℃。
2）烘干处理的钢管通过烘干炉链条逐根移出，浸入炉辊道，然后运送至镀锌炉，滚入镀锌机中的3根浸锌螺旋内。
3）3根螺旋相位不同，使钢管在螺旋上成倾斜状态，随着螺旋转动，钢管一面向下移动一面形成倾斜角，然后进入锌液，并继续向下移动。
4）钢管自动跌落在锌锅内的滑轨上，由拨料机构将其拨至外侧，再由提管机提出锌液。
5)钢管提升至磁力辊辊面时，被吸住并移动到曳出辊道上。
3、镀后处理工序镀后处理工序包括：外吹、曳出、内吹、水冷、检验、钝化、打印。
镀锌板工艺流程参数
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1. 酸洗。
在盐酸溶液中去除钢板表面的氧化物和杂质，为后续电镀做好准备。
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冷轧热镀锌双相钢CGL生产工艺参数最佳化1. 前言当今世界汽车工业在钢板开发方面有两个显著倾向:高强度和高耐蚀性，这和汽车发展的轻量化和高耐蚀性要求相呼应的。
重量轻的汽车使得耗油量降低，从而使得驾驶更为经济，同时降低汽车废气对大气环境污染。
而高耐蚀性则会提高车的寿命[1]。
通常，对于相同等级车型的汽车，在保证其使用安全性的前提下，降低重量只有通过两个途径来实现。
其一是通过采用重量轻但强度高的钢材制造零件和构件来实现。
其二是选用钢材之外的其它替代材料，例如塑料和铝。
多年研究已证明第一个方案目前更切实可行。
另一方面，在满足汽车轻量化的同时，汽车的耐蚀性也成为人们对高档汽车一个日益增长的要求。
汽车的使用环境是大气, 大气中含有各种腐蚀介质，因而对汽车构件的侵蚀是不可避免的。
金属的涂镀是利用在金属表面形成一层抗腐蚀膜把金属构件与周围环境隔离开来,从而达到对钢铁构件的保护。
双相钢（Dual Phase钢或DP钢）由低碳钢或低合金高强度钢经临界区处理或控制轧制而得到的，微观组织主要由铁素体和马氏体两相所构成[2]。
作为汽车用双相钢,马氏体含量通常在10%～20%之间。
这种钢具有屈服点低，初始加工硬化速率高以及强度和延性匹配好等特点，已成为一种强度高、冲压成型性能好的新型冲压用钢。
它的出现为发展和生产高强度、高延性、低合金高强度钢板开辟出了一条新的途径，因而引起了人们的极大兴趣。
目前汽车用双相钢家族包括：热轧双相钢、冷轧双相钢和冷轧热镀锌双相钢。
冷轧热镀锌双相钢的主要生产工艺过程包括：炼钢、热轧、冷轧和CGL(连续热镀锌)。
其中CGL包含退火和镀锌两个工序。
CGL生产的主要工艺参数包括：退火温度，走带速度和锌锅温度。
通常，锌锅温度可调节范围很窄，因而这里对锌锅温度的影响不予讨论。
相反，退火温度和走带速度的可调节范围较大，而且对基板的力学性能和组织影响较大。
提高退火温度，铁素体向奥氏体转变的速度加快，也即退火温度决定高温奥氏体化的速度，在相同的退火保温时间下，转变得到的奥氏体量增加，奥氏体量增加进而提高快速冷却后所得到的马氏体的量，所以退火温度对CGL后带材组织中马氏体形成具有巨大影响。
走带速度既决定临界退火保温时间，也决定退火加热速度和退火后冷却速度，对高温奥氏体化的程度以及确保铁素体～马氏体双相组织的形成具有重大影响。
由此可见，最佳化退火温度和走带速度的研究对冷轧热镀锌双相钢生产参数的合理制定是一个有利的技术支持。
2. 实验方法2.1 材料和实验设备研究用冷轧热镀锌双相钢来自宝钢现场生产冷轧板，厚度为1.2mm。
其主要化学成分为0.12C，0.25Si, 1.35Mn, 0.21Cr加一定量的Mo, Ti和Nb。
冷轧压下率为56%。
连续热镀锌的热模拟是在ULVA C公司制造的CCT～AW Y薄板连续退火模拟机上进行的。
力学性能测量是在Instron拉伸实验机上进行，采用日本50mm标距的JIS5标准试样。
2.2 马氏体体积百分比测量光学金相试样准备采用常规方法进行，侵蚀采用Lapera染色方法[3]。
双相微观结构中，马氏体呈白色，铁素体呈棕色或暗绿色。
马氏体体积百分数测量借助于具有图像处理功能的光学显微镜进行的。
2.3 实验方案锌锅温度在实验中取为常数460℃。
根据宝钢1550机组的生产能力并参照文献资料，实验中退火温度选取为760℃、780℃、800℃、820℃和840℃，走带速度选取为50m/min、100m/min、150m/min、200m/min。
这基本上覆盖了CGL（连续热镀锌）生产可能选取的范围。
在这些工艺条件下，带材在CGL生产行进过程中的热机过程见图1所示，与其相对应的热模拟参数列于表1。
这里LS、T an、t an分别表示带速、退火温度、退火保温时间；t OA是进锌锅前均温加在锌锅里停留时间；HR、CR1和CR2则分别表示加热速度、第一冷却速度和第二冷却速度。
图1 CGL生产退火过程示意图表1 CGL生产过程热模拟参数3. 实验结果和讨论3.1 退火温度对力学性能的影响图2给出了在带速一定情况下，退火温度变化对力学性能的影响，左边坐标轴显示的是强度值（包括抗拉强度和屈服强度），而右边坐标轴显示的是总延伸率和屈强比。
可以看出，随着退火温度的提高，抗拉强度升高，总延伸率虽然有下降的趋势，但非常平缓。
其冶金学背景是随着退火温度的提高，在两相区退火过程中所形成的奥氏体量增加，从而引起快速冷却后所形成的马氏体含量增加。
由于马氏体属于双相组织中的硬相，也即强化相，因而马氏体量增加势必造成材料的强度提高，塑性降低。
特别值得注意的是屈服强度和屈强比的变化趋势。
很明显，当退火温度在760～840℃这段区间里变化时，屈服强度和屈强比开始随退火温度升高而下降，但超过某一温度以后，随着退火温度升高反而上升。
最低点大约在800℃左右。
其冶金学背景是：退火温度的提高引起临界退火温度区奥氏体量增加，进而引起两个相反效果的变化。
其一，快速冷却后所形成的马氏体量增加，基体中由马氏体所诱发的可移动位错密度增加，使得塑性滑移更容易发生，从而使得屈服强度和屈强比降低；其二，新生奥氏体Ｃ浓度降低，造成退火后冷却过程中贝氏体相变区扩大，促进贝氏体相变的进行，相变得到的贝氏体量增加。
而贝氏体量增加必然要引起屈服强度和屈强比升高[4]。
很显然，这是两个截然相反的机制，且同时在起作用。
在退火温度低于800℃情况下，前一机制起主导作用，共同作用的结果使得屈服强度和屈强比降低。
而在退火温度高于800℃情况下，后一机制起主导作用，共同作用的结果使得屈服强度和屈强比升高。
此外，随着带速提高，该最低点向右边，也即向高的退火温度偏移。
以下， YS 、TS 、T 。
EL 。
和YS/TS 分别代表屈服强度、抗拉强度、总延伸率和屈强比。
图2 退火温度对力学性能的影响3.2 带速对力学性能的影响图3给出了在温度一定情况下，带速变化对力学性能的影响，同图2一样，左边坐标轴显示的是强度值（包括抗拉强度和屈服强度），而左边坐标轴显示的是总延伸率和屈强比。
总体上，除了760℃，在所有其它的退火温度，随着带速的提高，抗拉强度都是单调升高的，且升高的趋势也是逐渐增加的。
而总延伸率的变化却恰恰相反，随着带速的提高，却是单调下降的。
与此相比，随着带速的提高，屈服强度和屈强比的变化规律相对较为复杂。
在760～800℃退火温度区间，随着带速的提高，屈服强度和屈强比都呈现先下降然后再上升的趋势，转折点大约在130m/min。
而在800～840℃退火温度区间，屈服强度和屈强比都是单调上升的。
图3 带速对力学性能的影响3.3 退火温度和带速对马氏体体积百分数的影响图4金相照片显示了在不同退火温度和带速下，马氏体的形态及分布情况。
暗颜色区域是铁素体基体，亮的颗粒是马氏体。
图5是利用图像处理技术测量得到的马氏体体积百分数以及随退火温度和带速变化的规律。
×500图4 不同带速和退火温度下马氏体的形态和分布走带速度既决定临界退火保温时间，也决定退火加热速度和退火后冷却速度。
带速提高则退火保温后的冷却速度提高，有利于马氏体的形成，但带速提高也使得退火保温时间减短，保温过程中所形成的奥氏体量减少，进而降低了快速冷却后可以得到马氏体的潜力。
这是两个相反的影响。
在760℃和800℃两个退火温度下，随着带速提高，开始时前一影响起主导作用，综合作用的结果是马氏体体积百分数提高。
但当带速提高到一定值后，后一影响超过了前一影响，综合作用的结果是马氏体体积百分数下降。
最高马氏体体积百分数出现在带速大约在100～150m/min 之间。
在820℃较高退火温度下，随着带速提高，马氏体体积百分数是单调增加的，但增加的趋势是随着带速提高而下降的。
这说明后一影响虽然一直在增强但在实验带速变化范围内还未超过前一影响。
退火温度的提高引起临界退火温度区奥氏体量增加，有利于快速冷却后马氏体的形成，但同时也造成新生奥氏体Ｃ浓度降低，造成退火后冷却过程中贝氏体相变区扩大，相变得到的贝氏体量增加。
而贝氏体量增加必然造成马氏体量减少。
很显然，这是两个截然相反的机制，且同时在起作用。
在退火温度低于800℃情况下，前一机制起主导作用，共同作用的结果是马氏体体积百分数提高。
而在退火温度高于800℃情况下，后一机制起主导作用，共同作用的结果是马氏体体积百分数降低。
所以保持带速不便，则随着退火温度的提高，马氏体体积百分数的变化趋势呈现出一个口向下的抛物线，存在一个最高点，与之对应的是最佳退火温度大约在790～810℃。
结合前面退火温度和带速对力学性能影响的讨论，不难得出结论：在本研究实验条件下，最高的马氏体体积百分数总是对应着最佳的综合力学性能，也即马氏体体积百分数对力学性能具有决定性的影响。
图5 带速和退火温度对马氏体含量的影响(a)带速的影响；(b)退火温度的影响4. 数学模型建立及验证 4.1 数学模型建立从前边的讨论知力学性能以及马氏体体积百分数与退火温度和带速之间近似存在着一个二元二次函数关系，因而这里假设： (1)其中，Z 依次可代表TS ，YS ，YS/TS ，T.EL.，M （马氏体体积百分数）；K 1，K 2，K 3，K 4，K 5，K 6为系数。
经过对实验数据的最小二乘法回归，得到系数见表2。
表2 最小二乘法求解得到的函数(1)的系数最终得到的各力学性能和马氏体体积百分数的数学模型如下：..............................(2) (3) (4) (5) (6)这里T是退火温度，单位是绝对温度K；V是带速，单位是m/min；Ts和YS的单位是MPa；M的单位为%。
4.2 模型的实验室验证为了检验模型预测的精确性，特进行如下一组验证实验：选取790℃、810℃、830℃三个退火温度，40m/min、80m/min、100m/min、120m/min四个带速。
验证实验结果与模型预测结果对比列于表3。
可以看出，对于力学性能模型，验证实验结果与模型预测结果之间相对误差大部分都小于5%，个别的在5%～10%之间。
由此可以得出力学性能模型的预测精度是相当高的。
对于马氏体体积分数模型，一部分验证实验结果与模型预测结果之间相对误差在10%～20%之间。
可见和力学性能模型相比，马氏体体积分数模型的预测精度略微低一些，但精度依然是可以接受的。
表3 验证实验与模型预测结果对比注: I, II, III respectively stand for additional test results, predicted results and errors.4.3 CGL生产工艺参数最佳化在前边的退火温度和带速对力学性能以及马氏体体积百分数的影响可以看出，随着退火温度和带速的提高，几个力学性能参数的变化规律呈现不相同的趋势，有的甚至是相逆的。