冷轧双相钢连续退火组织的转变
第42卷 第11期 2007年11月
钢铁
Iron and Steel
Vol.42,No.11
November 2007
冷轧双相钢连续退火组织的转变
邝 霜1, 康永林1, 于 浩1, 刘仁东2, 严 玲2
(1.北京科技大学材料科学与工程学院,北京100083; 2.鞍山钢铁集团公司技术中心,辽宁鞍山114001)
摘 要:采用光学显微镜与扫描电镜观察分析了实验钢冷轧组织在连续退火过程中的再结晶与相变规律,研究了过时效回火对双相钢显微组织的影响。实验表明,在连续退火初期的加热过程中,在600～720℃大量进行再结晶。加热速度对再结晶行为有较大影响,以10℃/s 加热,再结晶将持续到双相区。珠光体在低于720℃的加热过程中变化不明显,而铁素体晶界与晶内出现球状碳化物颗粒。双相区退火过程中,奥氏体首先在珠光体处形成,原铁素体晶界与晶内的碳化物颗粒也形成奥氏体岛。800℃保温后缓慢冷却至630～680℃可以得到合理比例的双相钢组织。当过时效温度大于300℃,马氏体分解,碳化物颗粒析出,将对双相钢性能产生不良影响。关键词:冷轧;双相钢;连续退火;过时效;显微组织
中图分类号:T G142.4 文献标识码:A 文章编号:04492749X (2007)1120065205
Experimental Study on Microstructure Evolution in Continuous
Annealing of Cold 2Rolled Du al Phase Steels
KUAN G Shuang 1, KAN G Y ong 2lin 1, YU Hao 1, L IU Ren 2dong 2, YAN Ling 2
(1.School of Materials Science and Engineering ,University of Science and Technology Beijing ,Beijing 100083,
China ; 2.Technology Center ,Anshan Iron and Steel Corporation ,Anshan 114001,Liaoning ,China )Abstract :The recrystallization ,austenization and overaging of cold rolled strip during continuous annealing were in 2vestigated by optical microscopy and scanning electron microscopy.The experimental results show that recrystalliza 2tion of deformed ferrite is strongly influenced by heating rate and occurs mainly between 600℃and 720℃.When heated with 10℃/s ,recrystallization will continue in intercritical area.Pearlite changes inconspicuously during the heating process below 720℃,while there is lots of spherical cementite distributed at the ferrite grain boundaries as well as in the grains.During intercritical annealing ,austenite forms in pearlite area firstly and cementite particles in ferrite grains and at boundaries are also transformed into austenite island.Slow cooling down to 6302680℃after soaking at 800℃is advantageous to get reasonable proportion of two phases.When overaging temperature is over 300℃,martensite is decomposed into carbide ,which is harmf ul to mechanical properties of dual phase steels.K ey w ords :cold rolling ;dual phase steel ;continuous annealing ;overaging ;microstructure
作者简介:邝 霜(19812),男,博士生; E 2m ail :steelwarrior @ ; 修订日期:2007203226
铁素体2马氏体双相钢以其低屈强比、高初始加
工硬化速率、良好的强度和延性的配合等优点,已发展成为一种成形性良好的高强度新型冲压用钢,成为现代汽车用钢的重要组成部分[1]。高品质冷轧双相钢采用先进的连续退火机组生产,其工艺过程包括加热、双相区保温、两段式冷却、等温过时效处理。连续退火各环节对双相钢组织性能有重要影响。因此,正确认识冷轧双相钢连续退火过程中显微组织的演变规律对制定合理的连续退火工艺参数有着重要意义。笔者通过实验室物理热模拟研究,分析了双相钢连续退火过程中的再结晶、相变规律,为冷轧双相钢组织、性能的控制提供一定的参考。
1 实验材料与实验方法
实验用钢的化学成分(质量分数,%)为C <
0107,Si <0.05,Mn <1.7,Als 0.02～0.07,N <0.007。采用200kg 真空感应炉冶炼并浇铸成厚度
为90mm 的铸坯,热轧板厚度为7mm ,终轧温度大
于880℃,卷取温度为690～720℃,水冷温降速率小于10℃/s 。热轧板经酸洗后冷轧,压下率为70%。
模拟连续退火在Gleeble 21500热模拟机上进行,实验工艺路线如图1所示。将试样以一定加热速度(1、5、10℃/s )加热到两相区,在550～720℃温度区间淬火以测定冷轧试样的再结晶情况,在750、780、800℃淬火以测定试样的奥氏体化,在800℃保温40、80s 后淬火测定等温奥氏体化过程,保温后的试样以10℃/s 缓冷到不同快冷温度时淬火以测定奥氏体向铁素体的转变情况。试样从快冷温度以45℃/s 的速度分别冷却到380、300、250℃等
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温过时效300s ,最后空冷到室温。
显微组织用4%硝酸酒精浸蚀,分别在光学显微镜和扫描电镜下观察。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。2 实验结果与分析
2.1 热轧与冷轧态的显微组织
实验钢的热轧与冷轧组织如图2所示。热轧组织由多边形铁素体与珠光体组成,铁素体平均晶粒
图1 双相钢连续退火实验工艺
Fig.1 Schem atic of continuous annealing process for
du al phase steels
尺寸为18.5μm ,珠光体的体积分数约为11.5%。在冷轧过程中,铁素体晶粒沿变形方向伸长且晶内出现明显的变形带。由于珠光体较铁素体基体硬,且比较脆,因此在大块珠光体区域沿轧向拉长并不明显,从扫描电镜中可以看出,珠光体已不具有规则的片层状,渗碳体脆断并形成颗粒状碳化物。热轧组织中沿铁素体晶界处分布的珠光体经冷轧变形后沿铁素体晶界被拉长。2.2 加热过程中铁素体的再结晶规律
图3是加热过程中不同温度淬火组织的维氏硬度变化曲线与再结晶的体积分数曲线,可以看出,从550℃到650℃,试样硬度值下降不明显,冷变形组织以回复为主,再结晶并未大量进行。当温度超过650℃以后,硬度值显著降低,当温度超过700℃后又趋于平缓。这说明再结晶在650～700℃之间剧烈进行。从图中还可以看出,加热速度对再结晶有较大影响,1℃/s 的低速加热,再结晶开始与结束温度都低于5、10℃/s 的高速加热,在10℃/s 的加热速度下,温度达到720℃,再结晶还未完成,但此时已进入双相区。
图2 实验钢的热轧与冷轧态组织
Fig.2 H ot rolled and cold rolled structure of experimental steel
图3 连续退火初期不同温度下的硬度曲线与再结晶体积分数曲线
Fig.3 Curves of HV and recrystallization volume fraction of ferrite
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第11期邝 霜等:
冷轧双相钢连续退火组织的转变
图4 不同加热温度下的再结晶显微组织(5℃/s 加热)
Fig.4 R ecrystallization structure at different temperature(H eating at 5℃/
s)
图5 部分奥氏体化的淬火组织形貌
Fig.5 Q uench microstructure with partial austenization
连续退火初期再结晶开始温度比罩式退火明显
偏高,且再结晶过程是在瞬间完成的。这主要是由于连续退火加热速度较快以致再结晶发生的过热度增加,但是一旦发生了再结晶,由于已经处于较高温度,进行再结晶的热激活能非常高,因此,再结晶过程在数十秒内即可以完成。
图4显示了以5℃/s 的速度加热,在650、680、700℃下试样的再结晶情况,可以看出,650℃时,变形组织的基体上出现了大量铁素体再结晶核心,当温度进一步升高到680℃,再结晶大量进行,700℃下铁素体再结晶基本完成。在整个铁素体再结晶过程中,珠光体形貌没有明显变化,即使在700℃铁素体再结晶基本结束时,珠光体仍然呈条带状分布于铁素体晶界上,但是从图中可以发现,在大块的变形珠光体附近,碳化物在加热过程中变为球状,而且在铁素体晶粒内也出现球状碳化物颗粒。出现这种现象的原因可能是破碎珠光体中的铁素体被再结晶晶粒吞并,而留下孤立的渗碳体颗粒。2.3 双相区奥氏体化相变与铁素体的析出
对在两相区的不同温度淬火组织的观察可以发
现(图5),在720℃左右奥氏体相变首先在原珠光
体区域发生,铁素体内也分布着许多灰色颗粒,这是
由于球状渗碳体颗粒转变成为了奥氏体核心。珠光体向奥氏体相变时,由于碳的扩散距离非常小,转变基本没有孕育期,从奥氏体的形核到珠光体的消失几乎在瞬间完成[2]。
奥氏体在原珠光体区域形成后立即向铁素体长大,这个过程将受到C 、Mn 在奥氏体中的扩散以及相界面迁移的控制。从750℃淬火组织中可以看出,奥氏体除了分布在原珠光体聚集区域外,原铁素体晶界与晶内的碳化物颗粒也长大形成奥氏体岛。轧态珠光体的带状分布对奥氏体分布有重要影响,连续退火时奥氏体优先在带状组织晶界处形成,并快速向珠光体长大。快速冷却后,双相钢组织中包含有连续分布的马氏体条带(图5(c )),实验表明[3],在拉伸过程中,裂纹可以通过延性较低的马氏体连续扩展,因而对双相钢的综合力学性能有不利影响。
对双相区内不同温度的淬火组织与800℃保温不同时间后的淬火组织进行奥氏体定量分析(图6),可以看出,随加热温度的升高,奥氏体增多,温度从780℃升至800℃,奥氏体的体积分数从15%上
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卷
图6 加热与保温过程奥氏体的形成
Fig.6 Austenization in heating and soaking
升到30%,这是由于在较高温度下,奥氏体长大驱
动力明显增大,相界面向铁素体迁移的速度增加。在800℃保温过程中,奥氏体有所增加,但是增速减慢,其体积分数将逐步达到该温度下的平衡量。
800℃保温80s 后如果直接快冷,则双相钢中
的马氏体的体积分数将高达57%,这显然不是双相钢所需要的相比例。缓慢冷却是双相钢连续退火过程中的一个重要环节,它不仅可以调整快冷前奥氏体的数量,而且铁素体的析出有利于基体的净化,使C 、Mn 等合金元素向未转变奥氏体中转移,增加奥
氏体的稳定性。从图7可以看出,缓慢冷却到630～680℃,奥氏体的体积分数将控制在20%～25%之间,这是双相钢中马氏体的理想体积分数。当温度进一步降低,奥氏体将显著减少,因此缓冷段结束温度低于600℃将对双相钢最终的组织性能不利。2.4 等温过时效对双相钢组织的影响
等温过时效是双相钢连续退火过程中的重要组成部分,其作用是对双相钢中的马氏体进行回火处理,改善综合力学性能[4]。随着过时效温度的提高,马氏体晶格畸变减小,从而使应力状态得到改善
。
图7 缓慢冷却过程中奥氏体的分解
Fig.7 Decomposition of austenite during slow cooling
但是当过时效温度提高到一定程度,造成马氏体岛
显著分解,马氏体与铁素体相界面处的大量畸变位错相互抵消,密度减小,双相钢的屈服强度将大幅度上升,而抗拉强度则明显下降。图8是在不同温度下过时效300s 所观察到的马氏体岛组织形貌。从图中可以看出,250℃低温过时效处理后,岛状马氏体比较明显,具有亮白的边圈(SEM ),随过时效温度的升高,马氏体岛的边缘逐渐模糊。当过时效温度达到380℃,处理后的马氏体岛明显分解,大量颗粒状碳化物析出。
3 结论
(1)实验钢的热轧组织为铁素体与珠光体,冷
轧变形后,铁素体沿轧制方向拉长,晶粒中出现明显的变形带。珠光体区域的片层结构破碎,渗碳体脆
断而形成颗粒状碳化物。
(2)连续加热过程中,冷变形组织大量再结晶的温度区间为650～700℃,再结晶过程仅持续数十秒。加热速度对再结晶过程有较大影响,高速加热,再结晶过程将持续到两相区。
(a )250℃; (b )300℃; (c )380℃
图8 不同温度下过时效300s 的组织照片
Fig.8 Microstructure after overaging at different temperature for 300s
(下转第73页)
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第11期许云波等:X70管线钢热连轧过程奥氏体再结晶、
晶粒尺寸和平均流变应力的预测
图3 MFS 预测值与实测值之比随1000/T 的变化
Fig.3 V ariation of ratio of predicted to measured MFS
with 1000/T
3 结论
(1)在综合考虑动态、亚动态及静态再结晶作
用的基础上,开发了X70管线钢热轧显微组织模
型,为实现板带钢热连轧过程奥氏体再结晶和晶粒尺寸的在线预测与控制奠定了基础。
(2)对于厚6.5mm 的X70管线钢,当终轧温度在920℃左右时,精轧过程可能出现动态再结晶+亚动态再结晶(DRX +MRX )软化行为,终轧奥氏体晶粒可以细化到10μm 左右;随着终轧温度的降低,精轧过程进入未再结晶区,道次间严重应变累积导致奥氏体晶粒粗化,终轧后残余应变显著提高。
(3)考虑残余应变和晶粒尺寸的影响,建立了M FS 的人工神经网络模型,M FS 的计算值与实测值之比在0.95～1.05的占90%,这一精度高于传统的Misaka 模型。
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(上接第68页)
(3)奥氏体相变首先发生在原珠光体区域,原铁素体晶界与晶内的碳化物颗粒也长大形成奥氏体岛。热轧带状组织将使奥氏体呈带状分布,从而影响双相钢的力学性能。800℃保温后缓慢冷却至630～680℃可以得到合理比例的双相钢组织。
(4)过时效温度对双相钢组织有重要影响,过
时效温度大于300℃,马氏体分解加剧,碳化物颗粒析出,将对双相钢组织性能产生不良影响。
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37?
双相钢
卷取温度对冷轧双相钢组织性能的影响 梁轩程鹏飞张召恩赵运堂 【摘要】：通过模拟试验研究了热轧卷取温度对气冷退火冷轧双相钢的组织性能的影响,并采用ThermoCalc相图计算进行理论分析。结果表明:热轧高温卷取一方面可使冷轧退火后得到相对粗大的晶粒,有利于降低双相钢的屈服强度;高温卷取产生的晶界锰偏聚可以增加双相钢退火冷却时奥氏体的淬透性,在退火冷却时得到更多马氏体,从而提高双相钢的抗拉强度。因此,热轧高温卷取的冷轧气冷退火双相钢具有更低的屈强比和更好的塑性,从而获得更好的成形性能。 过时效温度对冷轧双相钢组织性能的影响 孙婷婷唐荻江海涛田志强 【摘要】：研究了过时效温度(室温～500℃)对超高强低碳冷轧双相钢力学性能的影响。研究表明,随着过时效温度升高,马氏体发生分解,抗拉强度呈现下降的趋势;且在回火过程中,晶粒呈现出明显的长大趋势;过时效温度高于300℃时,实验钢出现屈服延伸。该钢种最佳过时效温度以200～300℃为宜。 DP800冷轧双相钢组织性能的研究 马小亮唐荻江海涛田志强许洪汛 【摘要】：通过研究临界区加热温度、过时效温度对超高强低碳冷轧双相钢力学性能和组织的影响,结果发现,马氏体和新生铁素体晶粒在1μm左右时,含有50%左右马氏体的双相钢同样能够保证良好的塑性;在缓冷速度5℃/s和急冷温度700℃不变的情况下,随着加热温度的升高,马氏体的体积分数变化不明显;马氏体分解是300℃过时效比250℃过时效抗拉强度下降40MPa左右的主要原因;过时效时铁素体中部分位错发生回复、松弛、形成亚结构,使屈服强度降低。 不同退火温度对冷轧780MPa级双相钢组织性能的影响 陈立红李霞 【摘要】：利用奥钢联vatron连续退火热模拟试验机,研究不同退火温度对冷轧780 MPa级双相钢组织性能的影响。结果表明,本文双相钢连续退火组织主要由残余铁素体+取向附生铁素体+马氏体组成,此外,还存在少量的珠光体和残余奥氏体。随退火温度的升高,双相钢的屈服强度和抗拉强度均降低,屈强比变小,塑性指标在825℃出现峰值26%后下降,综合性能指标强塑积(R_m×A_(50))在825℃时出现最大值20280,而采用APD(完全奥氏体化)退火方法的试样因马氏体岛的粗化,综合性能下降。 【作者单位】：本溪钢铁集团公司技术中心 【关键词】：双相钢连续退火温度组织力学性能
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。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
冷轧双相钢概述
1汽车行业的发展现状 20 世纪90 年代初，欧洲试生产了全铝汽车，由于可以减轻自重，降低油耗，铝材有挤入汽车行业取代钢材的威胁。1994 年国际钢铁学会IISI （InternationalIron&Steel Institute）组织主要由北美和西欧的35 家钢厂和汽车厂联合攻关开展了超轻钢车身项目ULSAB（Ultra Light Steel Auto Body）,要求车身结构的强度提高80％，车身重量减少25％，小轿车油耗降到每百公里3L，CO2排放总量减少2～3％。1998 年完成了ULSAB 项目后又实施了称为先进概念车超轻钢车身计划ULSAB-AVC（Advance Vehicle Concept）。这些项目的研究结果表明，为了延续钢材相对于其它竞争材料的优势地位，必需大量使用高强钢，如图1-2 所示。可以看到，在代表汽车用钢未来发展方向的新车型C级车和PNGV 级车中，相变强化的双相钢（DP钢）占整个结构用钢的74%左右，600MPa 以上的超高强钢已占75%以上。完成ULSAB相关项目（包括ULSAS 和ULSAC）之后，Arcelor 和Thyssen 公司分别设计制造了大量采用高强钢的概念车车身，从而使得车身减重分别达到了20％和24％[10][12]1。
Dual Phase BH Mart TRIP IF HSLA ULSAB-AVC C-Class 双相钢由低碳钢或低碳微合金钢经两相区热处理或控轧控冷而得到，其显微组织主要为铁素体和马氏体。普通的高强钢是通过控制轧制以细化晶粒，并且通过微合金元素的碳氮化物析出强化基体，而双相钢是在纯净的铁素体晶界或晶内弥散分布着较硬的马氏体相，因此其强度与韧性之间得到了很好的协调[5, 6]。双相钢强度高低主要是由硬的马氏体相的比例来决定的，其变化范围为5%~30%。拉伸力学性能特点是：①应力-应变曲线呈光滑的拱形，无屈服点延伸；②具有高的加工硬化速率，尤其是初始加工硬化速率；③低的屈服强度和高的抗拉强度，成型后构件具有高的压溃抗力、撞击吸收能和高的疲劳强度；④大的均匀延伸率和总延伸率。双相钢是兼有高强度和良好成形性的理想汽车用钢板，在PNGV项目中，DP钢用量为162.25kg，占车体总质量的74.3%[3]。对于DP600、DP780和DP1000，适合于生产汽车结构和安全部件，如纵梁、横梁和强化件。
钢的五种热处理工艺
钢的五种热处理工艺 热处理工艺——表面淬火、退火、正火、回火、调质工艺： 1、把金属材料加热到相变温度（700度）以下，保温一段时间后再在空气中冷却叫回火。 2、把金属材料加热到相变温度（800度）以上，保温一段时间后再在炉中缓慢冷却叫退火。 3、把金属材料加热到相变温度（800度）以上，保温一段时间后再在特定介质中（水或油） 快速冷却叫淬火。 ◆表面淬火 ?钢的表面淬火 有些零件在工件时在受扭转和弯曲等交变负荷、冲击负荷的作用下，它的表面层承受着比心部更高的应力。在受摩擦的场合，表面层还不断地被磨损，因此对一些零件表面层提出高强度、高硬度、高耐磨性和高疲劳极限等要求，只有表面强化才能满足上述要求。由于表面淬火具有变形小、生产率高等优点，因此在生产中应用极为广泛。 根据供热方式不同，表面淬火主要有感应加热表面淬火、火焰加热表面淬火、电接触加热表面淬火等。 感应表面淬火后的性能: 1.表面硬度：经高、中频感应加热表面淬火的工件，其表面硬度往往比普 通淬火高2～3单位（HRC）。 2.耐磨性：高频淬火后的工件耐磨性比普通淬火要高。这主要是由于淬硬 层马氏体晶粒细小，碳化物弥散度高，以及硬度比较高，表面的高的压应力等综合的结果。 3.疲劳强度：高、中频表面淬火使疲劳强度大为提高，缺口敏感性下降。 对同样材料的工件，硬化层深度在一定范围内，随硬化层深度增加而疲劳强度增加，但硬化层深度过深时表层是压应力，因而硬化层深度增打疲劳强度反而下降，并使工件脆性增加。 一般硬化层深δ＝（10～20）％D。较为合适，其中D。为工件的有效直径。 ◆退火工艺
退火是将金属和合金加热到适当温度，保持一定时间，然后缓慢冷却的热处理工艺。退火后组织亚共析钢是铁素体加片状珠光体；共析钢或过共析钢则是粒状珠光体。总之退火组织是接近平衡状态的组织。 ?退火的目的 ①降低钢的硬度，提高塑性，以利于切削加工及冷变形加工。 ②细化晶粒，消除因铸、锻、焊引起的组织缺陷，均匀钢的组织和成分，改善钢的性能 或为以后的热处理作组织准备。 ③消除钢中的内应力，以防止变形和开裂。 ?退火工艺的种类 ①均匀化退火（扩散退火) 均匀化退火是为了减少金属铸锭、铸件或锻坯的化学成分的偏析和组织的不均匀性，将其加热到高温，长时间保持，然后进行缓慢冷却， 以化学成分和组织均匀化为目的的退火工艺。 均匀化退火的加热温度一般为Ac3+（150～200℃），即1050～ 1150℃，保温时间一般为10～15h，以保证扩散充分进行，大道消除 或减少成分或组织不均匀的目的。由于扩散退火的加热温度高，时间长， 晶粒粗大，为此，扩散退火后再进行完全退火或正火，使组织重新细化。 ②完全退火 完全退火又称为重结晶退火，是将铁碳合金完全奥氏体化，随之缓慢冷却，获得接近平衡状态组织的退火工艺。 完全退火主要用于亚共析钢，一般是中碳钢及低、中碳合金结构钢锻件、铸件及热轧型材，有时也用于它们的焊接构件。完全退火不适用 于过共析钢，因为过共析钢完全退火需加热到Acm以上，在缓慢冷却 时，渗碳体会沿奥氏体晶界析出，呈网状分布，导致材料脆性增大，给 最终热处理留下隐患。 完全退火的加热温度碳钢一般为Ac3+（30～50℃）；合金钢为Ac3+（500～70℃）；保温时间则要依据钢材的种类、工件的尺寸、装炉量、 所选用的设备型号等多种因素确定。为了保证过冷奥氏体完全进行珠光 体转变，完全退火的冷却必须是缓慢的，随炉冷却到500℃左右出炉空 冷。 ③不完全退火 不完全退火是将铁碳合金加热到Ac1～Ac3之间温度，达到不完全奥氏体化，随 之缓慢冷却的退火工艺。 不完全退火主要适用于中、高碳钢和低合金钢锻轧件等，其目的是细化组织和 降低硬度，加热温度为Ac1+(40～60)℃，保温后缓慢冷却。
第十章 钢的热处理工艺(金属学与热处理崔忠圻课后答案)
第十章钢的热处理工艺 10-1 何谓钢的退火？退火种类及用途如何？ 答： 钢的退火：退火是将钢加热至临界点AC1以上或以下温度，保温一定时间以后随炉缓慢冷却以获得近于平衡状态组织的热处理工艺。 退火种类：根据加热温度可以分为在临界温度AC1以上或以下的退火，前者包括完全退火、不完全退火、球化退火、均匀化退火，后者包括再结晶退火、去应力退火，根据冷却方式可以分为等温退火和连续冷却退火。 退火用途： 完全退火：完全退火是将钢加热至AC3以上20-30℃，保温足够长时间，使组织完全奥氏体化后随炉缓慢冷却以获得近于平衡状态组织的热处理工艺。其主要应用于亚共析钢，其目的是细化晶粒、消除内应力和加工硬化、提高塑韧性、均匀钢的化学成分和组织、改善钢的切削加工性能，消除中碳结构钢中的魏氏组织、带状组织等缺陷。 不完全退火：不完全退火是将钢加热至AC1- AC3（亚共析钢）或AC1-ACcm（过共析钢）之间，保温一定时间以后随炉缓慢冷却以获得近于平衡状态组织的热处理工艺。对于亚共析钢，如果钢的原始组织分布合适，则可采用不完全退火代替完全退火达到消除内应力、降低硬度的目的。对于过共析钢，不完全退火主要是为了获得球状珠光体组织，以消除内应力、降低硬度，改善切削加工性能。 球化退火：球化退火是使钢中碳化物球化，获得粒状珠光体的热处理工艺。主要用于共析钢、过共析钢和合金工具钢。其目的是降低硬度、改善切削加工性能，均匀组织、为淬火做组织准备。 均匀化退火：又称扩散退火，它是将钢锭、铸件或锻轧坯加热至略低于固相线的温度下长时间保温，然后缓慢冷却至室温的热处理工艺。其目的是消除铸锭或铸件在凝固过程中产生的枝晶偏析及区域偏析，使成分和组织均匀化。 再结晶退火：将冷变形后的金属加热到再结晶温度以上保持适当时间，然后缓慢冷却至室温的热处理工艺。其目的是使变形晶粒重新转变为均匀等轴晶粒，同时消除加工硬化和残留内应力，使钢的组织和性能恢复到冷变形前的状态。 去应力退火：在冷变形金属加热到再结晶温度以下某一温度，保温一段时间然后缓慢冷却至室温的热处理工艺。其主要目的是消除铸件、锻轧件、焊接件及机械加工工件中的残留内应力（主要是第一类内应力），以提高尺寸稳定性，减小工件变形和开裂的倾向。
冷轧双相钢连续退火组织的转变
第42卷 第11期 2007年11月 钢铁 Iron and Steel Vol.42,No.11 November 2007 冷轧双相钢连续退火组织的转变 邝 霜1, 康永林1, 于 浩1, 刘仁东2, 严 玲2 (1.北京科技大学材料科学与工程学院,北京100083; 2.鞍山钢铁集团公司技术中心,辽宁鞍山114001) 摘 要:采用光学显微镜与扫描电镜观察分析了实验钢冷轧组织在连续退火过程中的再结晶与相变规律,研究了过时效回火对双相钢显微组织的影响。实验表明,在连续退火初期的加热过程中,在600～720℃大量进行再结晶。加热速度对再结晶行为有较大影响,以10℃/s 加热,再结晶将持续到双相区。珠光体在低于720℃的加热过程中变化不明显,而铁素体晶界与晶内出现球状碳化物颗粒。双相区退火过程中,奥氏体首先在珠光体处形成,原铁素体晶界与晶内的碳化物颗粒也形成奥氏体岛。800℃保温后缓慢冷却至630～680℃可以得到合理比例的双相钢组织。当过时效温度大于300℃,马氏体分解,碳化物颗粒析出,将对双相钢性能产生不良影响。关键词:冷轧;双相钢;连续退火;过时效;显微组织 中图分类号:T G142.4 文献标识码:A 文章编号:04492749X (2007)1120065205 Experimental Study on Microstructure Evolution in Continuous Annealing of Cold 2Rolled Du al Phase Steels KUAN G Shuang 1, KAN G Y ong 2lin 1, YU Hao 1, L IU Ren 2dong 2, YAN Ling 2 (1.School of Materials Science and Engineering ,University of Science and Technology Beijing ,Beijing 100083, China ; 2.Technology Center ,Anshan Iron and Steel Corporation ,Anshan 114001,Liaoning ,China )Abstract :The recrystallization ,austenization and overaging of cold rolled strip during continuous annealing were in 2vestigated by optical microscopy and scanning electron microscopy.The experimental results show that recrystalliza 2tion of deformed ferrite is strongly influenced by heating rate and occurs mainly between 600℃and 720℃.When heated with 10℃/s ,recrystallization will continue in intercritical area.Pearlite changes inconspicuously during the heating process below 720℃,while there is lots of spherical cementite distributed at the ferrite grain boundaries as well as in the grains.During intercritical annealing ,austenite forms in pearlite area firstly and cementite particles in ferrite grains and at boundaries are also transformed into austenite island.Slow cooling down to 6302680℃after soaking at 800℃is advantageous to get reasonable proportion of two phases.When overaging temperature is over 300℃,martensite is decomposed into carbide ,which is harmf ul to mechanical properties of dual phase steels.K ey w ords :cold rolling ;dual phase steel ;continuous annealing ;overaging ;microstructure 作者简介:邝 霜(19812),男,博士生; E 2m ail :steelwarrior @ ; 修订日期:2007203226 铁素体2马氏体双相钢以其低屈强比、高初始加 工硬化速率、良好的强度和延性的配合等优点,已发展成为一种成形性良好的高强度新型冲压用钢,成为现代汽车用钢的重要组成部分[1]。高品质冷轧双相钢采用先进的连续退火机组生产,其工艺过程包括加热、双相区保温、两段式冷却、等温过时效处理。连续退火各环节对双相钢组织性能有重要影响。因此,正确认识冷轧双相钢连续退火过程中显微组织的演变规律对制定合理的连续退火工艺参数有着重要意义。笔者通过实验室物理热模拟研究,分析了双相钢连续退火过程中的再结晶、相变规律,为冷轧双相钢组织、性能的控制提供一定的参考。 1 实验材料与实验方法 实验用钢的化学成分(质量分数,%)为C < 0107,Si <0.05,Mn <1.7,Als 0.02～0.07,N <0.007。采用200kg 真空感应炉冶炼并浇铸成厚度 为90mm 的铸坯,热轧板厚度为7mm ,终轧温度大 于880℃,卷取温度为690～720℃,水冷温降速率小于10℃/s 。热轧板经酸洗后冷轧,压下率为70%。 模拟连续退火在Gleeble 21500热模拟机上进行,实验工艺路线如图1所示。将试样以一定加热速度(1、5、10℃/s )加热到两相区,在550～720℃温度区间淬火以测定冷轧试样的再结晶情况,在750、780、800℃淬火以测定试样的奥氏体化,在800℃保温40、80s 后淬火测定等温奥氏体化过程,保温后的试样以10℃/s 缓冷到不同快冷温度时淬火以测定奥氏体向铁素体的转变情况。试样从快冷温度以45℃/s 的速度分别冷却到380、300、250℃等
钢的正火与退火
钢的退火与正火 常用的热处理工艺分为两大类： 预备热处理目的：消除坯料、半成品中的某些缺陷，为后续冷加工，最终热处理作组织准备。 最终热处理目的：使工件获得所要求的性能。 退火与正火的目的:消除钢材经热加工所引起的某些缺陷,或为以后的切削加工及最终热处理做好组织准备。 一、钢的退火 1、概念：将钢件加热到适当温度(Ac1以上或以下)，保持一定时间，然后缓慢冷却以获得近于平衡状态组织的热处理工艺称为退火。 2、目的： （1）降低硬度，提高塑性， （2）细化晶粒，消除组织缺陷 （3）消除内应力 （4）为淬火作好组织准备 3、类型：(根据加热温度可分为在临界温度（Ac1或Ac3）以上或以下的退火，前者又称相变重结晶退火，包括完全退火、扩散退火均匀化退火、不完全退火、球化退火；后者包括再结晶退火及去应力退火。) （1）完全退火： 1）概念：将亚共析钢（Wc＝0.3％~0.6％）加热到AC3+（30~50）℃，完全奥氏体化后，保温缓冷（随炉、埋入砂、石灰中），以获得接近平衡状态的组织的热处理工艺称为完全退火。 2）目的：细化晶粒、均匀组织、消除内应力、降低硬度、改善切削加工性能。 3）工艺：完全退火采用随炉缓冷可以保证先共析铁素体的析出和过冷奥氏体在Ar1以下较主温度范围内转变为珠光体。工件在退火温度下的保温时间不仅要使工件烧透，即工件心部达到要求的加热温度，而且要保证全部看到均匀化的奥氏体，达到完全重结晶。完全退火保温时间与钢材成分、工件厚度、装炉量和装炉方式等因素有关。 实际生产时，为了提高生产率，退火冷却至600℃左右即可出炉空冷。4）适用范围：中碳钢和中碳合金钢的铸，焊，锻，轧制件等。 注意事项：低碳钢和过共析钢不宜采用完全退火。低碳钢完全退火后硬度偏低，不利于切削加工。过共析钢加热至Accm以上奥氏体状态缓冷退火时，有网状二次渗碳体析出，使钢的强度、塑性和冲击韧性显著降低。 （2）球化退火 1）概念：使钢中碳化物球状化而进行的退火工艺称为球化退火。
退火、正火后钢的组织和性能2-4
2.4 退火、正火后钢的组织和性能 退火和正火所得到的均是珠光体型组织，或者说是铁素体和渗碳体的机械混合物。但是正火与退火比较时，正火的珠光体是在较大的过冷度下得到的，因而对亚共析钢来说，析出的先共析铁素体较少，珠光体数量较多(伪共析)，珠光体片间距较小．此外，由于转变温度较低，珠光体成核串较大，因而珠光体团的尺寸较小．对过共析钢来说，若与完全退火相比较，正火的不仅珠光体的片间距及团直径较小，而且可以抑制先共析网状渗碳体的析出，而完全退火的则有网状渗碳体存在。由于退火(主要指完全退火)与正火在组织上有上述差异，因而在性能上也不同。 对亚共析钢，若以40Cr钢为例，正火与退火相比较，正火的强度与韧性较高，塑性相仿。对过共析钢，完全退火的因有网状渗碳体存在，其强度、硬度、韧性均低于正火的。只有球化退火的，因其所得组织为球状珠兜体，故其综合性能忧于正火的。 在生产上对退火、正火工艺的选用，应该根据钢种、前后连接的冷、热加工工艺、以及最终零件使用条件等来进行。根据钢中含碳量不同，一般按如下原则选择： （1）含0．25％C以下的钢，在没有其它热处理工序时，可用正火来提高强度。 （2）对渗碳钢，用正火消除锻造缺陷及提高切削加工性能。但对含碳低于0．20％的钢，如前所述，应采用高温正火。对这类钢，只有形状复杂的大型铸件，才用退火消除铸造应力。 （3）对含碳0．25—0。50％的钢，一般采用正火。其中含碳0．25—0，35％钢，正火后其硬度接近于最佳切削加工的硬度。对含碳较高的钢，硬度虽稍高(200HB)，但由于正火生产率高，成本低，仍采用正火。只有对合金元素含量较高的钢才采用完全退火。 （4）对含碳0．50—0．75％的钢，一般采用完全退火。因为含碳量较高，正火后硬度太高，不利于切削加工，而退火后的硬度正好适宜于切削加工。此外，该类钢多在淬火、回火状态下使用，因此二般工序安排是以退火降低硬度，然后进行切削加工，最终进行淬火、回火。 （5）含碳0．75～1．0％的钢，有的用来制造弹簧，有的用来制造刀具。前者采用完全退火作预备热处理，后者则采用球化退火。诚然，当采用不完全退火法使渗碳体球化时，应先时