第6期 定巍等：780MPa级热镀锌用TRP钢退火工艺及组织演变 ,757. 有明显的拐，点，这表明试样3在850C两相区温度 致A→F相变量产生差异.图5(d)是实验用钢在不 退火得到的奥氏体在冷却过程中发生了铁素体相 同两相区温度退火后经过在460℃保温10mn后的 变.图5(c)中试样2在800℃冷却下来的膨胀曲线 膨胀曲线.从膨胀曲线的变化可以得到，无论两相 上虽然有拐点，但是拐点不显著，表明试样2在冷却 区加热温度如何，贝氏体相变在等温开始阶段剧烈 过程中没有发生明显的铁素体相变，即使有相变，相 发生，大约在60s左右贝氏体相变基本结束，由图5 变量也很微小.试样2、3在冷却过程中表现出来的 (d)的膨胀曲线可以知道，试样1和试样2在460℃ 相变差异来自于两试样在两相区内加热温度的不 保温时间相差10s对贝氏体相变进行的程度会产 同.首先，850℃加热相比800C加热能获得更高的 生明显的影响，试样1贝氏体保温时间短，贝氏体相 A→F相变驱动力，高的驱动力导致高的相变速率； 变发生少，残余奥氏体平均碳含量增加有限，稳定性 其次，850C加热相比800C加热能获得更多量的奥 变差，试样最终组织中的马氏体量增多，从而导致试 氏体，850C加热，奥氏体的体积分数为48%，800C 样1的最终力学强度高于试样2而延伸率不如试 加热，奥氏体的体积分数为31%，不同奥氏体量导 样2 0.014 100 80 0.012 60 。一铁素体 器0.010 一奥氏体 40 20 0.008 0- 0.006 70075080085090095010001050 0060070080090010001100 温度℃ 温度它 0.010 -8009℃ 0.012 ….…-850℃ —800℃ 0.010 --850℃ 0.008 0.008 0.006 0.004 004.-r 0.002 400500600700800900 200 400600 800 温度℃ 温度 图5试样在热处理过程中的膨胀曲线和相变·(a)加热过程中的膨胀曲线：（山）在两相区不同温度下铁素体量和奥氏体量；()在不同两 相区温度退火后冷却过程中的膨胀曲线：(d)在不同两相区温度退火后在460C保温的膨胀曲线 Fig5 Diltometric curves and phase transfomation of smpes in heat treament (a)dilatmetric curve in heating (b)ferrite and austenite content of the sample n different ntereritical annealing (IA)temperatures (c)dilaiometric curve of samples in cooling after different IA iemperatures (d) dilatmetric curve of smpls n bainitic transomation at 460C after different IA tempemtures 3结论 20s变化为30s时，试样的抗拉强度由815.00MPa 变化到783.00MPa断后延伸率由24.20%变化到 (1)在800~850℃两相区保温60s随后快速 27.489%;采用850℃两相区加热温度、30s贝氏体等 冷却到460℃等温20~30s试样的综合力学性能可 温时间能得到最佳的综合力学性能：当两相区加热 以达到抗拉强度≥780.00MPa断后延伸率≥ 温度由800℃升高到850℃时，铁素体晶粒明显细化，适 24.00%,微观组织由铁素体、贝氏体、残余奥氏体和 当地提高两相区加热温度可以细化铁素体晶粒， 马氏体组成， (3)在贝氏体等温阶段，贝氏体相变速度很快， (2)当两相区加热温度由800℃升高到850℃， 60s后贝氏体相变基本完成.三个试样在贝氏体保 贝氏体保温时间为30s时，试样的抗拉强度由 温阶段结束后的冷却过程中，奥氏体量和奥氏体碳 783.00MPa增加到800.00MPa延伸率没有明显变 含量仍然会有变化，部分碳含量较低的亚稳奥氏体 化：当两相区加热温度为800℃，贝氏体保温时间由 发生马氏体相变第 6期 定 巍等： 780ＭＰａ级热镀锌用 ＴＲＩＰ钢退火工艺及组织演变 有明显的拐点‚这表明试样 3在 850℃两相区温度 退火得到的奥氏体在冷却过程中发生了铁素体相 变．图 5（ｃ）中试样 2在 800℃冷却下来的膨胀曲线 上虽然有拐点‚但是拐点不显著‚表明试样 2在冷却 过程中没有发生明显的铁素体相变‚即使有相变‚相 变量也很微小．试样 2、3在冷却过程中表现出来的 相变差异来自于两试样在两相区内加热温度的不 同．首先‚850℃加热相比 800℃加热能获得更高的 Ａ→Ｆ相变驱动力‚高的驱动力导致高的相变速率； 其次‚850℃加热相比 800℃加热能获得更多量的奥 氏体‚850℃加热‚奥氏体的体积分数为 48％‚800℃ 加热‚奥氏体的体积分数为 31％‚不同奥氏体量导 致 Ａ→Ｆ相变量产生差异．图 5（ｄ）是实验用钢在不 同两相区温度退火后经过在 460℃保温 10ｍｉｎ后的 膨胀曲线．从膨胀曲线的变化可以得到‚无论两相 区加热温度如何‚贝氏体相变在等温开始阶段剧烈 发生‚大约在60ｓ左右贝氏体相变基本结束．由图5 （ｄ）的膨胀曲线可以知道‚试样 1和试样 2在 460℃ 保温时间相差 10ｓ‚对贝氏体相变进行的程度会产 生明显的影响‚试样 1贝氏体保温时间短‚贝氏体相 变发生少‚残余奥氏体平均碳含量增加有限‚稳定性 变差‚试样最终组织中的马氏体量增多‚从而导致试 样 1的最终力学强度高于试样 2‚而延伸率不如试 样 2． 图 5 试样在热处理过程中的膨胀曲线和相变 ∙（ａ） 加热过程中的膨胀曲线；（ｂ） 在两相区不同温度下铁素体量和奥氏体量；（ｃ） 在不同两 相区温度退火后冷却过程中的膨胀曲线；（ｄ）在不同两相区温度退火后在 460℃保温的膨胀曲线 Ｆｉｇ．5 Ｄｉｌａｔｏｍｅｔｒｉｃｃｕｒｖｅｓａｎｄｐｈａｓｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｓａｍｐｌｅｓｉｎｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔ：（ａ） ｄｉｌａｔｏｍｅｔｒｉｃｃｕｒｖｅｉｎｈｅａｔｉｎｇ；（ｂ） ｆｅｒｒｉｔｅａｎｄａｕｓｔｅｎｉｔｅｃｏｎｔｅｎｔ ｏｆｔｈｅｓａｍｐｌｅｉｎｄｉｆｆｅｒｅｎｔｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌａｎｎｅａｌｉｎｇ（ＩＡ） ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ；（ｃ） ｄｉｌａｔｏｍｅｔｒｉｃｃｕｒｖｅｏｆｓａｍｐｌｅｓｉｎｃｏｏｌｉｎｇａｆｔｅｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔＩＡｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ；（ｄ） ｄｉｌａｔｏｍｅｔｒｉｃｃｕｒｖｅｏｆｓａｍｐｌｅｓｉｎｂａｉｎｉｔｉｃｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎａｔ460℃ ａｆｔｅｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔＩＡｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ 3 结论 （1） 在 800～850℃两相区保温 60ｓ‚随后快速 冷却到 460℃等温 20～30ｓ‚试样的综合力学性能可 以达到 抗 拉 强 度 ≥ 780∙00ＭＰａ‚断 后 延 伸 率 ≥ 24∙00％‚微观组织由铁素体、贝氏体、残余奥氏体和 马氏体组成． （2） 当两相区加热温度由 800℃升高到 850℃‚ 贝氏体保温时间为 30ｓ时‚试样的抗拉强度由 783∙00ＭＰａ增加到 800∙00ＭＰａ‚延伸率没有明显变 化；当两相区加热温度为 800℃‚贝氏体保温时间由 20ｓ变化为 30ｓ时‚试样的抗拉强度由 815∙00ＭＰａ 变化到 783∙00ＭＰａ‚断后延伸率由 24∙20％变化到 27∙48％；采用 850℃两相区加热温度、30ｓ贝氏体等 温时间能得到最佳的综合力学性能；当两相区加热 温度由800℃升高到850℃时‚铁素体晶粒明显细化‚适 当地提高两相区加热温度可以细化铁素体晶粒． （3） 在贝氏体等温阶段‚贝氏体相变速度很快‚ 60ｓ后贝氏体相变基本完成．三个试样在贝氏体保 温阶段结束后的冷却过程中‚奥氏体量和奥氏体碳 含量仍然会有变化‚部分碳含量较低的亚稳奥氏体 发生马氏体相变． ·757·