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CN105950998B - 一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢及其制备方法 - Google Patents

一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢及其制备方法 Download PDF

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CN105950998B CN201610542806.2A CN201610542806A CN105950998B CN 105950998 B CN105950998 B CN 105950998B CN 201610542806 A CN201610542806 A CN 201610542806A CN 105950998 B CN105950998 B CN 105950998B
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Abstract

本发明属于高强度汽车用钢技术领域，具体涉及一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢及其制备方法。本发明一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢，由以下重量百分比成分组成：C：0.05～0.10％，Si：0.20～0.60％，Mn：1.40～1.90％，Cr：0.20～0.70％，Mo：0.20～0.50％，Al：0.02～0.06％，Ti：0.020～0.050％，Nb：0.010～0.040％，B：0.0010～0.0030％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.006％，余量为Fe及不可避免杂质。本发明1000MPa级低碳热镀锌双相钢，具有高成形性能、焊接性能，优良镀锌性能和力学性能：其屈服强度为630～700MPa，抗拉强度为1010～1050MPa，伸长率为11～14％。

Description

一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢及其制备方法
技术领域
本发明属于高强度汽车用钢技术领域，具体涉及一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢及其制备方法。
背景技术
随着汽车轻量化技术的发展，汽车用钢朝着高强钢方向发展已成为必然趋势。双相钢具有低屈服强度、高抗拉强度和优良塑性等特点，成为汽车用首选高强钢，其用量预计在汽车用先进高强钢中将超过70％。随着国内汽车板产能的不断释放，高强钢市场的竞争也越来越激烈，低成本高性能的双相钢已经成为各企业追求的目标，受到极大关注。国内某汽车厂对1000MPa级热镀锌双相钢的碳当量(表征焊接性能)，要求C≤0.10％、Ceq＝C+Si/30+Mn/20+2P+4S≤0.24，所以双相钢的生产难度明显增加。
专利(CN 101348885A)公开了一种1000MPa热冷轧镀锌双相钢及其制造方法，其优选化学成分百分比为：C：0.08～0.14％，Si≤0.06％，Mn：1.60～2.10％，Cr：0.20～0.40％，Mo：0.15～0.40％，Nb：0.01～0.03％，Ti：0.01～0.02％，Al：0.005～0.03％，P≤0.015％，S≤0.008％，N≤0.004％，余量为Fe及不可避免杂质；通过800～900℃终轧、600～700℃卷取、780～840℃保温、10～20℃/s快冷、450-470℃快冷并进行热镀锌，得到了抗拉强度大于1000MPa的热镀锌双相钢。尽管通过其化学成分和制备方法得到优良综合力学性能的热镀锌双相钢，但其C、Mn含量较高，使其焊接性能明显降低，无法满足汽车厂对碳当量Ceq＝C+Si/30+Mn/20+2P+4S≤0.24的要求。
专利(CN 104561812A)公开了一种1000MPa热高铝镀锌双相钢及其制造方法，其优选化学成分百分比为：C：0.14～0.16％，Si≤0.05％，Mn：1.70～1.90％，Cr：0.40～0.60％，Mo：0.20～0.30％，Al：0.70～0.90％，P≤0.009％，S≤0.003％，N≤0.005％，余量为Fe及不可避免杂质；通过800～850℃终轧、600～700℃卷取、760～840℃保温、620～690℃缓冷、15～22℃/s快冷、450～470℃快冷并进行热镀锌，得到了抗拉强度大于1000MPa的高铝热镀锌双相钢。尽管通过其化学成分和制备方法得到优良综合力学性能和表面质量的热镀锌双相钢，但其C、Mn含量较高，使其焊接性能明显降低，无法满足汽车厂的要求C≤0.10％；同时由于铝含量较高，使得生产难度明显加大，尤其是高铝堵水口的问题。
综上所述，现有发明主要单方面考虑了双相钢的力学性能，没有综合考虑成形性能、镀锌性能和焊接性能等因素。
发明内容
本发明所要解决的技术问题是提供一种镀锌表面质量好，成型性能、力学性能和焊接性能良好的1000MPa级热镀锌双相钢。
本发明一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢，由以下重量百分比成分组成：C：0.05～0.10％，Si：0.20～0.60％，Mn：1.40～1.90％，Cr：0.20～0.70％，Mo：0.20～0.50％，Al：0.02～0.06％，Ti：0.020～0.050％，Nb：0.010～0.040％，B：0.0010～0.0030％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.006％，余量为Fe及不可避免杂质。
进一步的，作为更优选的技术方案，上述一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢，由以下重量百分比成分组成：C：0.07～0.10％，Si：0.30～0.50％，Mn：1.60～1.90％，Cr：0.40～0.70％，Mo：0.30～0.50％，Al：0.02～0.05％，Ti：0.030～0.050％，Nb：0.020～0.040％，B：0.0020～0.0030％，P≤0.012％，S≤0.002％，N≤0.0040％，余量为Fe及不可避免杂质。
上述一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢，其屈服强度为630～700MPa，抗拉强度为1010～1050MPa，伸长率为11～14％。
本发明还提供一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢的制备方法。
上述一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢的制备方法，包括以下步骤：
a、冶炼工艺：根据上述1000MPa级低碳热镀锌双相钢的重量百分比成分进行冶炼，铸造成板坯；
b、热轧工艺：将板坯经过加热、除磷、热轧和层流冷却处理后，得到热轧卷；其中，精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为850～950℃，卷取温度为600～700℃；
c、酸扎工艺：将热轧卷经过酸洗、冷轧，制备得到冷轧薄带钢；其中，冷轧压下率为40～60％；
d、热镀锌退火工艺：将冷轧薄带钢经过热镀锌退火处理后，制备得到热镀锌双相冷轧钢；其中，炉内保护气氛露点温度为-10～-60℃，退火温度为810～850℃，从退火温度快速冷却至锌池炉鼻温度440～460℃，其快冷速率CR1为10～50℃/s，镀锌时间为5～25s，镀锌后以4～10℃/s的终冷速率CR2冷却至室温。
进一步的，作为更优选的技术方案，上述一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢的制备方法，其中b步骤中精轧开轧温度为1050～1070℃。
进一步的，作为更优选的技术方案，上述一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢的制备方法，其中c步骤中冷轧压下率为51～53％。
进一步的，作为更优选的技术方案，上述一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢的制备方法，其中d步骤中炉内温度＜750℃，炉内保护气氛露点温度为-10～-30℃；炉内温度≥750℃时，炉内保护气氛露点温度为-25～-60℃。
进一步的，作为更优选的技术方案，上述一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢的制备方法，其中d步骤中退火温度为830～840℃，快冷速率CR1为35～45℃/s，镀锌时间为8～12s，终冷速率CR2为6～8℃/s。
与现有发明相比，本发明具有如下有益效果：
(1)高成形性能和焊接性能：Mn含量降低，B含量增加，可以提高钢的淬透性，并降低C提高Si含量以保证奥氏体充分富碳，将明显改善热镀锌双相钢成形性能和焊接性能；
(2)优良镀锌性能：采用预氧化还原工艺改善表面镀锌质量；
(3)优异的力学性能：本发明1000MPa级低碳热镀锌双相钢的屈服强度为630～700MPa，抗拉强度为1010～1050MPa，伸长率为11～14％。
附图说明
图1为本发明热镀锌双相钢的退火工艺示意图；
图2为本发明热镀锌双相钢的微观组织形貌图；
图3为本发明热镀锌双相钢的表面镀锌质量图。
具体实施方式
本发明一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢，由以下重量百分比成分组成：C：0.05～0.10％，Si：0.20～0.60％，Mn：1.40～1.90％，Cr：0.20～0.70％，Mo：0.20～0.50％，Al：0.02～0.06％，Ti：0.020～0.050％，Nb：0.010～0.040％，B：0.0010～0.0030％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.006％，余量为Fe及不可避免杂质。
进一步的，作为更优选的技术方案，上述一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢，由以下重量百分比成分组成：C：0.07～0.10％，Si：0.30～0.50％，Mn：1.60～1.90％，Cr：0.40～0.70％，Mo：0.30～0.50％，Al：0.02～0.05％，Ti：0.030～0.050％，Nb：0.020～0.040％，B：0.0020～0.0030％，P≤0.012％，S≤0.002％，N≤0.0040％，余量为Fe及不可避免杂质。
碳：C作为双相钢最重要的组分之一，决定了钢板的强度、塑性和成形性能。C是钢铁材料中固溶强化效果最明显的元素，钢中固溶C含量增加0.1％，其强度可提高约450MPa。C含量过低时，奥氏体的稳定性和马氏体淬硬性下降，导致强度偏低，双相钢中一般不低于0.02％；C含量过高时，双相钢的塑性和焊接性能下降，双相钢中一般不高于0.15％。因此，本发明C含量为0.05～0.10％，优选为0.07～0.10％。
硅：Si能固溶于铁素体和奥氏体中提高钢的强度，其作用仅次于C、P，较Mn、Cr、Ti和Ni等元素强；Si还可以抑制铁素体中碳化物的析出，使固溶C原子充分向奥氏体中富集，从而提高其稳定性。然而，Si含量过高时，Si在加热炉中形成的表面氧化铁皮很难去除，增加了除磷难度；同时在退火过程中易向表面富集形成SiO2，从而导致漏镀等表面缺陷。因此，本发明Si含量为0.20～0.60％，优选为0.30～0.50％。
锰：Mn是良好的脱氧剂和脱硫剂，也是钢中常用的固溶强化元素，双相钢中一般不低于1.20％。Mn既可与C结合形成多种碳化物起到沉淀强化的作用，也可溶于基体中增强固溶强化效果。Mn易与S结合形成高熔点化合物MnS，从而消除或削弱由于FeS引起的热脆现象，改善钢的热加工性能。Mn可以提高奥氏体稳定性，使C曲线右移，从而显著降低马氏体的临界冷却速率。但Mn含量过高时，易在退火过程中向表面富集，形成大量锰化物，从而导致表面镀锌质量下降。因此，在本发明中Mn含量为1.40～1.90％，优选为1.60～1.90％。
铬：Cr可以显著延迟珠光体和贝氏体转变，从而使奥氏体充分转变为马氏体组织。由于Cr较Mo具有明显的成本优势，所以大量添加于热镀锌双相钢中。因此，在本发明中，Cr含量为0.20～0.70％，优选为0.40～0.70％。
钼：Mo与Cr作用相似，明显迟珠光体和贝氏体转变，从而获得高体积分数的马氏体，以保证热镀锌双相钢的强度。另外，Mo氧化物吉布斯自由能与Fe氧化物相当，故Mo不会影响双相钢的表面镀锌质量，但其价格较昂贵。因此，在本发明中，Mo含量为0.20～0.50％，优选为0.30～0.50％。
钛、铌：Ti、Nb在双相钢中主要以TiN、TiC、NbC形式存在，具有显著晶粒细化和弥散沉淀强化的作用。在热镀锌退火加热过程中，未溶解TiN、TiC、NbC颗粒可以钉扎铁素体晶界，从而起到细化晶粒的作用；退火温度增加至两相区时，NbC溶解温度较低，故充分溶解于基体中，同时固溶C原子向奥氏体中富集以提高其稳定性；在冷却过程中，铁素体中的NbC将重新析出，从而生产明显的沉淀强化。因此，在本发明中，Ti含量为0.020～0.050％，优选为0.030～0.050％；Nb含量为0.010～0.040％，优选为0.020～0.040％。
硼：B在钢中部分以BN形成存在，部分固溶原子形式固溶于基体中。在退火过程中，B易偏聚至奥氏体晶界处，抑制铁素体析出，同时B能够显著增加奥氏体的淬透性，最终得到高体积分数马氏体。因此，在本发明中，B含量为0.0010～0.0030％，优选为0.0020～0.0030％。
铝：Al是钢中常见的脱氧剂，同时可以形成AlN钉扎晶界，从而起到细化晶粒的作用；另外，Al与Si作用相似，可以抑制碳化物析出，从而使奥氏体充分富碳。因此，本发明中Al含量为0.02～0.06％，优选为0.02～0.05％。
上述一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢，其屈服强度为630～700MPa，抗拉强度为1010～1050MPa，伸长率为11～14％。
本发明一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢，其微观组织主要由铁素体、马氏体和贝氏体组成，具有低屈服强度、高抗拉强度、优良塑性、低生产成本、低碳当量和良好镀锌表面质量等特点。
本发明还提供一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢的制备方法。
上述一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢的制备方法，包括以下步骤：
a、冶炼工艺：根据上述1000MPa级低碳热镀锌双相钢的重量百分比成分进行冶炼，铸造成板坯；
b、热轧工艺：将板坯经过加热、除磷、热轧和层流冷却处理后，得到热轧卷；其中，精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为850～950℃，卷取温度为600～700℃；
c、酸扎工艺：将热轧卷经过酸洗、冷轧，制备得到冷轧薄带钢；其中，冷轧压下率为40～60％；
d、热镀锌退火工艺：将冷轧薄带钢经过热镀锌退火处理后，制备得到热镀锌双相冷轧钢；其中，炉内保护气氛露点温度为-10～-60℃，退火温度为810～850℃，从退火温度快速冷却至锌池炉鼻温度440～460℃，其快冷速率CR1为10～50℃/s，镀锌时间为5～25s，镀锌后以4～10℃/s的终冷速率CR2冷却至室温。
进一步的，作为更优选的技术方案，上述一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢的制备方法，其中b步骤中精轧开轧温度为1050～1070℃。
进一步的，作为更优选的技术方案，上述一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢的制备方法，其中c步骤中冷轧压下率为51～53％。
进一步的，作为更优选的技术方案，上述一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢的制备方法，其中d步骤中炉内温度＜750℃，炉内保护气氛露点温度为-10～-30℃，可以使表面进行预氧化形成铁氧化物薄膜；炉内温度≥750℃时，炉内保护气氛露点温度为-25～-60℃，是为了使表面还原为纯铁，从而明显改善热镀锌双相钢的表面镀锌质量。
进一步的，作为更优选的技术方案，上述一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢的制备方法，其中d步骤中退火温度为830～840℃，快冷速率CR1为35～45℃/s，镀锌时间为8～12s，终冷速率CR2为6～8℃/s。
本发明采用低C、Mn以保证热镀锌双相钢的优良焊接性能；以微量B来替代部分Mn以延迟珠光体和贝氏体转变，提高热镀锌双相钢淬透性；Ti、Nb晶粒细化和析出强化来提高其强度和韧性；采用低成本Si抑制碳化物析出使奥氏体充分富碳以提高其强度，并结合预氧化还原工艺改善其表面镀锌质量。本发明制备的热镀锌双相钢成形性能、焊接性能和镀锌性能优良，具有显著的经济效益和社会效益。
下面结合实施例对本发明的具体实施方式做进一步的描述，并不因此将本发明限制在所述的实施例范围之中。
实施例1
本发明提供的1000MPa级低碳热镀锌双相钢制备方法，具有工艺如下：
(1)经过冶炼工艺，制备了如下表1所示化学成分的双相钢板坯：
表1双相钢化学成分(wt.％)
(2)将铸坯经过加热、除磷、热轧和层流冷却后获得热轧卷，其中精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为850～950℃，卷取温度为600～700℃；具体热轧工艺参数如下表2所示：
表2热轧主要工艺参数
编号 加热温度/℃ 精轧温度/℃ 终轧温度/℃ 卷取温度/℃ 热轧厚度/mm
DP1 1250 1050 850～900 550～600 4.0
DP2 1250 1070 900～950 600～700 2.8
(3)将热轧卷酸洗后，冷轧成薄带钢，其中DP1和DP2的冷轧压下率分别为51.3％和53.5％。
(4)将冷轧薄带钢经热镀锌退火工艺处理后制成所需产品，其中退火温度为810～850℃，从退火温度快速冷却至锌池炉鼻温度440～460℃，其快冷速率CR1为10～50℃/s，镀锌时间为5～25s，镀锌后以4～10℃/s的终冷速率CR2冷却至室温。具体热镀锌退火工艺参数如表3所示：
表3热镀锌退火主要工艺参数
编号 退火温度/℃ 快冷速率/℃/s 镀锌时间/s 终冷速率/℃/s
DP1 830 35 12 6.5
DP2 840 45 8 8
经上述工艺制备的热镀锌双相钢其微观组织如图2所示，表面镀锌质量如图3所示，其力学性能如下表4所示：
表4热镀锌双相钢力学性能
编号 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 伸长率A80/％ 屈强比 Ceq
DP1 641 1014 13.8 0.63 0.212
DP2 683 1036 12.2 0.66 0.232
CN 101348885A 655 1084 11.3 0.60 0.243
CN 104561812A 459 1020 13.0 0.47 0.273
注：Ceq＝C+Si/30+Mn/20+2P+4S≤0.24
结果表明，本发明制备的热镀锌双相钢微观组织由铁素体、马氏体和少量贝氏体组成，表面镀锌质量良好，其抗拉强度达到1000MPa。本发明热镀锌双相钢C、Mn含量较低，所以具有良好焊接性能，同时结合预氧化还原工艺后具有优良的成形性能、焊接性能和表面镀锌质量。

Claims (2)

1.一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢，其特征在于：由以下重量百分比成分组成：C：0.07～0.10％，Si：0.30～0.50％，Mn：1.60～1.90％，Cr：0.40～0.70％，Mo：0.30～0.50％，Al：0.02～0.05％，Ti：0.030～0.050％，Nb：0.020～0.040％，B：0.0020～0.0030％，P≤0.012％，S≤0.002％，N≤0.0040％，余量为Fe及不可避免杂质；
其性能为：其屈服强度为630～700MPa，抗拉强度为1010～1050MPa，伸长率为11～14％；
其制备方法为：包括以下步骤：
a、冶炼工艺：按所述1000MPa级低碳热镀锌双相钢的重量百分比成分进行冶炼，铸造成板坯；
b、热轧工艺：将板坯经过加热、除磷、热轧和层流冷却处理后，得到热轧卷；其中，精轧开轧温度为1050～1070℃，终轧温度为850～950℃，卷取温度为600～700℃；
c、酸轧工艺：将热轧卷经过酸洗、冷轧，制备得到冷轧薄带钢；其中，冷轧压下率为51～53％；
d、热镀锌退火工艺：将冷轧薄带钢经过热镀锌退火处理后，制备得到热镀锌双相冷轧钢；其中，炉内温度＜750℃，炉内保护气氛露点温度为-10～-30℃；炉内温度≥750℃时，炉内保护气氛露点温度为-25～-60℃，退火温度为830～840℃，从退火温度快速冷却至锌池炉鼻温度440～460℃，其快冷速率CR1为35～45℃/s，镀锌时间为8～12s，镀锌后以6～8℃/s的终冷速率CR2冷却至室温。
2.权利要求1所述一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于包括以下步骤：
a、冶炼工艺：根据权利要求1所述1000MPa级低碳热镀锌双相钢的重量百分比成分进行冶炼，铸造成板坯；
b、热轧工艺：将板坯经过加热、除磷、热轧和层流冷却处理后，得到热轧卷；其中，精轧开轧温度为1050～1070℃，终轧温度为850～950℃，卷取温度为600～700℃；
c、酸轧工艺：将热轧卷经过酸洗、冷轧，制备得到冷轧薄带钢；其中，冷轧压下率为51～53％；
d、热镀锌退火工艺：将冷轧薄带钢经过热镀锌退火处理后，制备得到热镀锌双相冷轧钢；其中，炉内温度＜750℃，炉内保护气氛露点温度为-10～-30℃；炉内温度≥750℃时，炉内保护气氛露点温度为-25～-60℃，退火温度为830～840℃，从退火温度快速冷却至锌池炉鼻温度440～460℃，其快冷速率CR1为35～45℃/s，镀锌时间为8～12s，镀锌后以6～8℃/s的终冷速率CR2冷却至室温。
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