CN105401071A - 一种500MPa级轿车用镀锌双相钢及生产方法 - Google Patents

Abstract

一种500MPa级轿车用镀锌双相钢，其组分及wt%为：C：0.04～0.09％，Si：≤0.01％，Mn：1.0～2.0％，P：≤0.015％，S：≤0.010％，Als：0.01～0.08％，Mo：0.01~0.30%或Cr：0.02~0.9%，Nb：0.001~0.03%，N：≤0.005％；生产步骤：经冶炼、精炼及连铸后对铸坯加热；精轧；卷取；酸洗后冷轧；热镀锌；光整。本发明产品力学性能达到：屈服强度295～365MPa，抗拉强度515～558MPa，延伸率25~30%，n值0.165~0.18；产品可镀性好、镀层表面色泽均匀无缺陷，抑制层连续致密，锌层附着力达到球冲1级水平，锌层及钢基弯曲试验合格，能满足中高级轿车对高强结构件及外覆盖件的表面质量要求。

Description

一种500MPa级轿车用镀锌双相钢及生产方法

技术领域

本发明涉及一种汽车用镀锌钢及方法，具体地属于一种500MPa级轿车用镀锌双相钢及生产方法。

背景技术

随着汽车轻量化的不断发展及乘员安全性要求的不断提高，近年来高强钢在汽车白车身中的比例及用量快速增加，双相钢因其具有高强度、低屈强比和良好的成形性，越来越受到汽车工业界的青睐，在汽车上应用比例在不断提高。与冷轧双相钢相比，镀锌双相钢还具有优良的防腐性能，能保证汽车具有良好的耐锈蚀穿孔能力，目前主要应用于中高级轿车的结构件和加强件，高表面质量镀锌双相钢还可应用于轿车覆盖件。高表面质量镀锌双相钢在保证力学性能的前提下，基板可镀性、表面缺陷水平、锌层附着力级别等表面质量指标也有较高的要求。目前，在高表面质量镀锌双相钢的实际生产中，由于成分设计中Si元素含量偏高、部分关键工艺未进行严格控制等原因，漏镀、表面缺陷超标、锌层弯曲脱锌等问题时常发生。

经检索，中国专利申请号为201410536158.0的文献，其公开了“500MPa级冷轧双相钢及其生产方法”，采用C-Si-Mn-B成分体系生产生出了一种500MPa级冷轧双相钢，由于Si元素在退火过程中易在表面富集，因而不适合于生产高表面质量的镀锌双相钢。

发明内容

本发明针对现有技术存在的不足，提供一种屈服强度在295～365MPa，抗拉强度在515～558MPa，延伸率在25~30%，n值为0.165~0.18，可镀性好、镀层表面色泽均匀无缺陷且锌层附着力优良的轿车用镀锌双相钢及生产方法。

实现上述目的的措施：

一种500MPa级轿车用镀锌双相钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.04～0.09％，Si：≤0.01％，Mn：1.0～2.0％，P：≤0.015％，S：≤0.010％，Als：0.01～0.08％，Mo0.01~0.30%或Cr0.02~0.9%，Nb：0.001~0.03%，N：≤0.005％，其余为铁和其他不可避免杂质；金相组织为：铁素体和马氏体。

其在于：Mo与Cr复合添加，其中Cr的加入量按照0.2~0.3％Cr替代0.1%Mo计，并控制Cr+Mo≤1.0%。

生产一种500MPa级轿车用镀锌双相钢的方法，其步骤：

1）按所设定成分经冶炼、精炼及连铸成铸坯后对铸坯进行加热，加热温度在1200~1260℃；

2）进行精轧，控制其终轧温度在880～920℃；

3）进行卷取：卷取温度控制在570～610℃；

4）经酸洗后进行冷轧：酸洗温度控制在70～90℃，酸池的酸值不低于40g/l；控制冷轧总压下率在45～75％；并控制钢板表面反射率≤60％；

5）进行热镀锌：在确保进入退火炉前钢板表面洁净下，进行退火，控制退火温度在770～830℃，退火炉内露点控制在－40℃以下，氧含量≤3ppm；锌液温度控制在455～465℃，锌液中铝含量控制在0.18～0.23％，Fe%≤0.009%；

6）进行光整：光整延伸率控制在0.6～1.0％。

本发明中各元素的作用

C：双相钢中的碳不再以固溶强化为主，但仍显著地影响所有的相变过程，并控制最终的组织和力学性能，为保证对成品力学性能有利的较大铁素体析出区及马氏体相的形貌和硬度，碳含量不能过高；同时，钢中碳含量对热镀锌有显著的影响，含碳量越高，铁－锌反应就越剧烈，铁的重量损失越大，同时铁锌合金层越厚从而使镀锌层粘附性变坏并易造成锌表面出现锌瘤缺陷；另外碳含量对焊接性能也有很大的影响，焊装后整车的钢度虽然很大程度上取决于所用钢材的强度，但是由于零件与零件之间大多采用焊点连接，因而焊点的强度也是整车碰撞安全性的重要指标，出于此方面的考虑，很多汽车厂均希望双相钢的碳含量控制在0.1%以内。综合以上考虑，本发明碳含量范围设定为0.04～0.09％。

Si：对于热镀锌双相钢来讲，Si元素在退火时容易在带钢表面富集氧化形成SiO₂氧化膜，很难被氢气还原，从而降低了镀锌浸润性，造成漏镀、针孔、锌层附着力不合等镀层缺陷，同时Si元素对镀锌板的点焊性能也有不良影响，因此为了最大限度的降低硅对表面质量的影响，本发明要求将Si元素含量控制在0.01％以内。

Mn：Mn作为扩大γ相区的元素，是典型的奥氏体稳定化元素，可延迟珠光体和贝氏体的形成，提高钢的淬透性，促进快冷冷却过程中形成马氏体，并起到固溶强化和细化铁素体晶粒的作用，但Mn在退火过程中会在钢带表面被氧化和沉积，过量Mn将会恶化镀锌浸润性，因此本发明将Mn含量控制在1.0~2.0%范围内。

P、S：S、P为杂质元素，P易于发生偏析，使双相钢发生相界脆化，引起脆性断裂，S对焊接性能有不利影响，同时形成夹杂物会降低钢材的疲劳性能，因此本发明要求P≤0.015％，S≤0.010％。

Als：铝是为了脱氧而添加的，当Als含量不足0.010%时，不能发挥其效果；另一方面，由于添加多量的铝容易形成氧化铝团块，所以，规定Als上限为0.08%。

Mo、Cr：添加Mo、Cr会使CCT曲线明显右移，强烈抑制珠光体和贝氏体转变，有利于在连续热镀锌生产线中地获得马氏体组织。但Mo合金的价格较昂贵，为降低成本，也可用Cr来代替部分Mo，一般来讲0.1%Mo可用0.2~0.3％Cr进行替代；另外，由于Cr、Mo氧化物的生成吉布斯自由能比Mn、Si、P等氧化物的高，所以在热镀锌退火时不易发生表面氧化，也没有表面偏析现象，因此不会影响锌液的浸润性，但必须满足Cr+Mo≤1.0%的条件。

Nb：Nb对晶粒细化、相变行为、奥氏体中C富集发挥显著作用。固溶状态的Nb延迟热变形过程中静态和动态再结晶和奥氏体向铁素体的相变，从而扩大再结晶温度和Ac3之间的温度范围，为在未再结晶区精轧温度确定提供了便利。Nb在细化铁素体晶粒的同时也促进了马氏体相的细化及均匀分布，极大地提高钢的性能均匀性，但添加过量的Nb会导致铁素体中析出Nb的碳氮化物，显著提高成品的屈服强度，对冲压成形不利且增加不必要的成本，因此本发明要求将Nb的含量控制在0.001~0.03%范围内。

N：N在钢中越少越好，故要求N≤0.005％

本发明的工艺中，

之所以将铸坯加热温度控制在1200~1260℃，其原因是在此温度范围内可以保证所有合金元素均固溶，并保证后续精轧温度的控制；

之所以将精轧温度控制在880～920℃，其原因是终轧温度低于880℃以下，热轧温度稍微波动就有可能进入两相区轧制，容易产生混晶组织，这种不均匀的晶组织具有遗传性，即使通过冷轧及退火也不容易消除，组织的不均匀性除了会对力学性能的均匀性产生影响外，也会对镀锌表面的均匀性产生影响；

之所以将卷取温度控制在570～610℃，其原因是热轧卷曲温度过高，容易导致热轧基板晶粒粗大并出现带状组织，通过降低卷曲温度可有效提高热轧基板组织的均匀性，使热轧基板的晶粒细腻均匀，从而改善热轧带状组织，进而减小冷轧再结晶晶粒尺寸，使得冷轧退火组织更加均匀。

之所以将酸洗温度控制在70～90℃，酸池的酸值要求不低于40g/l，其原因是有效保证热轧板表面的氧化铁皮彻底清洗干净，避免残留氧化铁皮经酸轧后压入基体，造成漏镀或其他表面质量的产生。

之所以限定压下率在45～75％，其原因是通过冷轧，钢板的形变储能增加，晶粒被压扁、压碎，伸长的铁素体与珠光体相互交错，有利于铁素体晶粒的再结晶细化及奥氏体的形成，但冷轧压下率太大，变形抗力增大，增加了轧机的负荷，浪费能源；

之所以将冷轧出口钢板的表面反射率控制在≤60％，是因反射率低表明钢板表面残油残铁水平较低，有利于后续镀锌的清洗并最终改善镀层表面质量；

之所以将退火温度控制在770～830℃，其原因是为了控制铁素体和奥氏体的体积分数，进而控制马氏体及铁素体的比例，并最终控制成品的力学性能，温度过低则碳化物没有完全溶解、温度过高则奥氏体体积分数会相应增加，两者均会导致奥氏体的淬透性降低，从而降低成品中马氏体的体积分数，最终导致成品抗拉强度偏低或屈服强度偏高。

之所以将退火炉内露点控制在－40℃以下，氧含量≤3ppm，其原因是保证钢板表面充分还原并提高钢板的浸润性；

之所以将锌液中铝含量控制在0.18～0.23％，Fe%≤0.009%，其原因是抑制锌液中顶底渣的形成，从而减少表面锌渣及辊印缺陷的产生，同时可以保证锌液中的铝与钢基之间形成致密连续的抑制层，从而提高镀层的附着力。

之所以将光整延伸率控制在0.7～1.0％，主要作用是调整成品板形、粗糙度和屈服强度。

本发明与现有技术相比，产品实物力学性能达到：屈服强度295～365MPa，抗拉强度515～558MPa，延伸率25~30%，n值0.165~0.18；产品可镀性好、镀层表面色泽均匀无缺陷，抑制层连续致密，锌层附着力达到球冲1级水平，锌层及钢基弯曲试验合格，能满足中高级轿车对高强结构件及外覆盖件的表面质量要求。

附图说明

图1为本发明镀锌双相钢的金相组织图；

图2为本发明镀锌双相钢抑制层形貌图；

图3为本发明500MPa级镀锌双相钢弯曲后表面形貌。

具体实施方式

下面对本发明予以详细描述：

表1为本发明各实施例及对比例的组分取值列表；

表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数取值列表；

表3为本发明各实施例及对比例的性能检测情况列表。

本发明各实施例均按照以下步骤生产：

1）按所设定成分经冶炼、精炼及连铸成铸坯后对铸坯进行加热，加热温度在1200~1260℃；

2）进行精轧，控制其终轧温度在880～920℃；

3）进行卷取：卷取温度控制在570～610℃；

4）经酸洗后进行冷轧：酸洗温度控制在70～90℃，酸池的酸值不低于40g/l；控制冷轧总压下率在45～75％；并控制钢板表面反射率≤60％；

5）进行热镀锌：在确保进入退火炉前钢板表面洁净下，进行退火，控制退火温度在770～830℃，退火炉内露点控制在－40℃以下，氧含量≤3ppm；锌液温度控制在455～465℃，锌液中铝含量控制在0.18～0.23％，Fe%≤0.009%；

6）进行光整：光整延伸率控制在0.6～1.0％。

说明：一下表1及表2中的取值并非对应关系

表1本发明各实施例及对比例的化学成分取值列表（wt%）

表2本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表

表3本发明各实施例及对比例的性能检测结果列表

从表3可以看出，本发明500MPa级镀锌双相钢在力学性能、镀层表面质量及锌层附着力优良，对比例1由于硅含量较高，虽然力学性能与实施例相近，但镀层表面质量及附着力不及实施例；实施例2虽然成分与实施例相近，但由于钢板表面反射率过高、锌液铝含量偏低及光整延伸率过高，导致成品屈服强度升高、延伸率n值降低，同时表面质量及镀层附着力也不及实施例。

实施例显示，本发明500MPa级镀锌双相钢产品实物力学性能达到：屈服强度295～365MPa，抗拉强度515～558MPa，延伸率25~30%，n值0.165~0.18；产品表面质量达到：镀层表面色泽均匀，表面无缺陷达到C级水平，抑制层连续致密，锌层附着力达到球冲1级水平，锌层弯曲试验合格，可满足中高级轿车对高强结构件及外覆盖件的表面质量要求。随着汽车轻量化的发展，该钢具有良好的市场前景。

本具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明技术方案的限制性实施。

Claims (3)

1.一种500MPa级轿车用镀锌双相钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.04～0.09％，Si：≤0.01％，Mn：1.0～2.0％，P：≤0.015％，S：≤0.010％，Als：0.01～0.08％，Mo0.01~0.30%或Cr0.02~0.9%，Nb：0.001~0.03%，N：≤0.005％，其余为铁和其他不可避免杂质；金相组织为：铁素体和马氏体。

2.如权利要求1所述的一种500MPa级轿车用镀锌双相钢，其特征在于：Mo与Cr复合添加，其中Cr的加入量按照0.2~0.3％Cr替代0.1%Mo计，并控制Cr+Mo≤1.0%。

3.生产如权利要求1所述的一种500MPa级轿车用镀锌双相钢的方法，其步骤：

1）按所设定成分经冶炼、精炼及连铸成铸坯后对铸坯进行加热，加热温度在1200~1260℃；

2）进行精轧，控制其终轧温度在880～920℃；

3）进行卷取：卷取温度控制在570～610℃；

4）经酸洗后进行冷轧：酸洗温度控制在70～90℃，酸池的酸值不低于40g/l；控制冷轧总压下率在45～75％；并控制钢板表面反射率≤60％；

5）进行热镀锌：在确保进入退火炉前钢板表面洁净下，进行退火，控制退火温度在770～830℃，退火炉内露点控制在－40℃以下，氧含量≤3ppm；锌液温度控制在455～465℃，锌液中铝含量控制在0.18～0.23％，Fe%≤0.009%；

6）进行光整：光整延伸率控制在0.6～1.0％。