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CN113249648A - 一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢及其制备方法 - Google Patents

一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢及其制备方法 Download PDF

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CN113249648A CN202110408384.0A CN202110408384A CN113249648A CN 113249648 A CN113249648 A CN 113249648A CN 202110408384 A CN202110408384 A CN 202110408384A CN 113249648 A CN113249648 A CN 113249648A
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Abstract

本发明提供了一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢，属于汽车用先进高强钢制造技术领域，以质量分数计，所述复相钢的化学成分为：C：0.05％～0.12％，Si：0.05％～0.85％，Mn：1.4％～2.0％，Al：0.01％～0.08％，P：0～0.008％，S：0～0.001％，N：0～0.008％，成分A，成分B，成分C，其余为Fe及不可避免的杂质。该复相钢强度高、成形性好、耐蚀性优异，适用于各类汽车底盘零部件的制造。本发明还提供了一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的制备方法。

Description

一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢及其制备方法
技术领域
本发明属于汽车用先进高强钢制造技术领域，特别涉及一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢及其制备方法。
背景技术
近年来，先进高强钢在车身上的应用种类、使用比例和强度级别逐渐提高。在这些高强度钢中，复相钢因具有较高的强塑性以及优良的翻边、折弯和扩孔性能，广泛用于各类对局部成形能力要求较高的零部件制造，如座椅滑轨、底盘结构件和悬挂件等。其中，底盘类零件属于非表面件，对钢板的表面质量要求不高，但对折弯和扩孔等局部成形性能要求非常高，故通常用热轧复相钢制造。随着汽车工业的技术进步，车辆的使用年限逐步提高，对车身零件的服役寿命提出了更高要求。除了要求零件具有较高的疲劳性能外，还要求具备优异的耐蚀性能。底盘类零件常年暴露于外部，在大气环境下会加快失效，常规热轧或酸洗复相钢板已无法满足耐蚀性要求。而若采用冷轧镀锌复相钢代替热轧复相钢，又无法达到底盘类零件严苛的局部成形性要求。因此，在保证力学性能和局部成形性能不降低的前提下，大幅提高热轧复相钢的耐蚀性能是当前高附加值复相钢开发的重要课题。
发明内容
为了解决上述技术问题，本发明提供了一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢，该复相钢强度高、成形性好、耐蚀性优异，适用于各类汽车底盘零部件的制造。
本发明还提供了一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的制备方法。
本发明通过以下技术方案实现：
本申请提供一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢，以质量分数计，所述复相钢的化学成分为：
C：0.05％～0.12％，Si：0.05％～0.85％，Mn：1.4％～2.0％，Al：0.01％～0.08％，P：0～0.008％，S：0～0.001％，N：0～0.008％，成分A，成分B，成分C，其余为Fe及不可避免的杂质；
所述双相钢的微观组织以面积率计包括：40％～60％的铁素体，35％～60％的粒状贝氏体和岛状马氏体，0～5％的残余奥氏体；
所述双相钢以0.5μm步长所测定的显微硬度差≤200kgf/mm2的比例≥90％。
可选的，以质量分数计，所述成分A包括以下成分中的至少一种：
Cr：0.05％～0.5％，Mo：0.005％～0.3％。
可选的，以质量分数计，所述成分B包括以下成分中的至少一种：
Cu：0.01％～0.05％，Ni：0.01％～0.05％。
可选的，以质量分数计，所述成分C包括以下成分中的至少一种：
Nb：0.001％～0.04％，Ti：0.01％～0.12％。
基于同一发明构思，本申请还提供一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的制备方法，所述制备方法包括：
获得所述800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的板坯；
将所述板坯进行轧前加热、粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，获得热轧板卷；
将所述热轧板卷进行开卷酸洗，获得酸洗板；
将所述酸洗板进行热镀锌铝镁，后冷却，获得所述800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢；
其中，所述轧后冷却采用前段水冷+后段空冷模式，前段水冷冷却速率为30℃/s～60℃/s，前段水冷结束温度为550℃～600℃，后段空冷冷却速率为10℃/s～20℃/s，空冷结束温度为450℃～500℃。
可选的，所述轧前加热的温度为1230℃～1270℃，加热时间为210min～260min。
可选的，所述粗轧的结束温度为1040℃～1100℃，所述精轧的终轧温度为880℃～940℃，所述卷取的温度为450℃～500℃，所述热轧板卷的厚度为2.0～3.5mm。
可选的，所述开卷酸洗中，破鳞延伸率为0.5％～0.7％，平整轧制力为2000N～4000N。
可选的，所述热镀锌铝镁包括：
将酸洗板预热至210℃～230℃，后以15℃/s～25℃/s的加热速率加热至610℃～660℃均热保温，均热时间30s～50s；
均热结束后以8℃/s～16℃/s的冷却速率冷却至420℃～440℃，后进行镀锌铝镁，控制镀层厚度为7μm～17μm。
可选的，所述板坯厚度为220mm-250mm。
本发明中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：
1.本发明一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢，对复相钢的化学成分进行改进，通过相变强化和析出强化，可以获得均匀细小和比例合适的显微组织，复相钢的屈服强度≥710MPa，抗拉强度≥800MPa，断后延伸率(A80)≥16％，扩孔率≥65％，具有优良的强塑性能和局部成形性能，适合各种具有复杂形状的底盘类零件成形。
2.本发明一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的制备方法，采用前段水冷+后段空冷的两段式冷却模式，即在钢板出末道轧机后
进行水冷，而后关闭冷却水进行空冷，与现有工艺采用的“水冷+空冷+水冷”三段式冷却相比，可降低热轧板冷却温度不均匀性，且更易控制卷取温度并获得良好的板形，因此更适合高强复相钢生产，并对复相钢进行热镀锌铝镁，由于Al、Mg与Zn元素的协同作用，使得锌铝镁镀层比纯锌镀层具有更突出的耐蚀性能，并且具有非常优异的切口耐蚀性。
上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术手段，而可依照说明书的内容予以实施，并且为了让本发明的上述和其它目的、特征和优点能够更明显易懂，以下特举本发明的具体实施方式。
附图说明
为了更清楚地说明本申请中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。
图1是本发明实施例1制得的800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的金相组织图；
图2是本发明实施例1制得的800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的扫描电镜组织图；
图3是本发明实施例1制得的800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的工程应力-应变曲线；
图4是本发明对比例3制得的热基锌铝镁镀层复相钢的扫描电镜组织图；
图5是本发明一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的制备方法的流程图。
具体实施方式
下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。
在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。
除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。
还需要说明的是，本发明中的术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。
需要说明的是，在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。
本申请提供的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：
根据本发明一种典型的实施方式，提供一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢，以质量分数计，所述复相钢的化学成分为：
C：0.05％～0.12％，Si：0.05％～0.85％，Mn：1.4％～2.0％，Al：0.01％～0.08％，P：0～0.008％，S：0～0.001％，N：0～0.008％，成分A，成分B，成分C，其余为Fe及不可避免的杂质；
所述双相钢的微观组织以面积率计包括：40％～60％的铁索体，35％～60％的粒状贝氏体和岛状马氏体，0～5％的残余奥氏体；
所述双相钢以0.5μm步长所测定的显微硬度差≤200kgf/mm2的比例≥90％。
本发明中，对复相钢的化学成分进行改进，通过相变强化和析出强化，可以获得均匀细小和比例合适的显微组织，复相钢的屈服强度≥710MPa，抗拉强度≥800MPa，断后延伸率(A80)≥16％，扩孔率≥65％，具有优良的强塑性能和局部成形性能，适合各种具有复杂形状的底盘类零件成形。
作为一种可选的实施方式，以质量分数计，所述成分A包括以下成分中的至少一种：
Cr：0.05％～0.5％，Mo：0.005％～0.3％。
作为一种可选的实施方式，以质量分数计，所述成分B包括以下成分中的至少一种：
Cu：0.01％～0.05％，Ni：0.01％～0.05％。
作为一种可选的实施方式，以质量分数计，所述成分C包括以下成分中的至少一种：
Nb：0.001％～0.04％，Ti：0.01％～0.12％。
本发明化学成分的控制原理如下：
[C：0.05％～0.12％]
C是一种间隙原子，通过间隙固溶强化提高基体组织的硬度和强度。另外，C是一种提高淬透性的元素，可促进贝氏体、马氏体等硬相组织形成。为了获得不低于800MPa的抗拉强度，C含量不能低于0.05％；然而，C含量过高又会损害成形性能和焊接性能，因此本发明将C含量控制在0.05％～0.12％。
[Si：0.05％～0.85％]
Si是重要的铁素体形成元素，可促进铁素体相变，推迟珠状体形成。Si具有较强的固溶强化效果，可提高铁素体的硬度和强度，降低软硬相之间的硬度差，对提升扩孔性能有利。然而，Si含量过高会导致热轧板卷表面质量恶化，易导致漏镀和锌铝镁镀层粘附性不合等表面缺陷，故本发明中将Si含量控制在0.05％～0.85％。
[Mn：1.4％～2.0％]
Mn可通过固溶强化提高基体组织的强度，还可以提高淬透性，促进贝氏体和马氏体相变，是保证复相钢高屈服和抗拉强度的重要组成元素。因此，控制Mn含量在1.4％及以上。然而，Mn含量过高时，不仅会过度生成马氏体，还易导致Mn偏析，造成组织不均匀，从而有损成形性能，故设定钢中Mn含量不超过2.0％。
[Al：0.01％～0.08％]
Al是钢中重要的脱氧元素，可减少钢中的氧化物夹杂，对提高复相钢的局部成形性能有利。不过，Al含量过高会增加钢水粘度，易造成连铸水口堵塞，因此必须控制Al含量在合理范围之内，本发明设定Al含量在0.01％～0.08％之间。
[P：0～0.008％]
作为间隙固溶原子，P可适当提高钢板强度，但也易在晶界偏聚而恶化塑性和成形性，故设定P含量上线为0.008％。
[S：0～0.001％]
S易与Mn结合形成粗大的MnS夹杂，恶化钢板的扩孔、翻边等成形性能，故设定S含量上限为0.001％。
[N：0～0.008％]
N不可避免的存在钢中，通常为有害的杂质元素，为了降低其对材料性能的不利影响，需控制其含量在0.008％以下。
[Cr：0.05％～0.5％和Mo：0.005％～0.3％中的至少一种]
Cr和Mo都是提高淬透性的元素，可推迟珠光体相变、促进贝氏体生成，有利于提高复相钢强度；另外Mo可使贝氏体区左移，从而扩大卷取温度窗口。但是，当Cr含量超过0.5％或Mo含量超过0.3％时，会过度生成马氏体，降低材料的成形性能，同时也会大幅增加材料成本。因此，为了获得良好的材料性能且不显著增加成本，可选择添加Cr：0.05％～0.5％和Mo：0.005％～0.3％中的至少一种。
[Cu：0.01％～0.05％和Ni：0.01％～0.05％中的至少一种]
Cu具有提高钢的强度和耐蚀性的效果，并且可显著消除钢中S的有害作用。Ni与Cu对钢质量性能的作用是相互影响的，一般情况下二者同时存在于钢中，Ni也是提高钢耐大气腐蚀性的元素。本发明主要利用二者提高钢的耐蚀性这一特征，但为了不显著增加合金成本，对添加上限做了限定，可选择添加Cu：0.01％～0.05％和Ni：0.01％～0.05％中的至少一种。
[Nb：0.001％～0.04％和Ti：0.01％～0.12％中的至少一种]
Nb和Ti都是较强的碳氮化物形成元素，可通过析出强化提高铁素体组织的硬度和强度，这样不仅可以提高复相钢的屈服强度，还可以缩小铁素体和贝氏体、马氏体之间的硬度差，有利于扩孔、折弯等局部成形性能提升，因此本发明添加Nb和Ti中的至少一种。但是，Nb含量过高时会显著提高再结晶温度，使得热轧过程部分进入未再结晶区，导致形成沿轧制方向变形带，进而损害局部成形性能；Ti含量超过0.12％时，析出效果达到饱和。另外，Nb和Ti是较昂贵的微合金元素，过量添加会导致成本增加，故本发明限定Nb含量在0.001％～0.04％之间，Ti含量在0.01％～0.12％之间。
下面对本发明微观组织的限定范围进行说明：
[铁素体：40％～60％]
铁素体强度低、硬度小，易于变形，在变形过程中承担大部分应变，是保证复相钢塑性和成形性的重要组成相。当铁素体比例小于40％时，钢板的强度提高，但塑性和成形性变差；当铁素体比例超过60％时，难以保证800MPa的抗拉强度。
[粒状贝氏体和岛状马氏体：35％～60％]
贝氏体和马氏体是复相钢中保证强度的硬相组织。粒状贝氏体和岛状马氏体总和小于35％时，无法保证800MPa以上的抗拉强度，且由于硬相比例较低，硬相组织会高度富碳，导致显微硬度显著提高，加大了软硬相之间的硬度差，变形过程中易导致裂纹萌生，降低扩孔性能。粒状贝氏体和岛状马氏体比例大于60％时，钢板的断后延伸率大幅降低，全局成形性不足。
[残余奥氏体：0～5％]
本发明800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢板，添加了较多的C、Mn、Cr和Mo等奥氏体稳定化元素，在卷取过程中，随着贝氏体和马氏体的形成，奥氏体稳定化元素逐渐向未转变奥氏体富集，导致其稳定性提高，最终形成残余奥氏体。残余奥氏体通过TRIP效应，可适当提高断后延伸率，但含量过高时会增加延迟开裂的风险，因此本发明限定残余奥氏体含量在5％以内。
[以0.5μm步长测定的显微硬度差≤200kgf/mm2的比例≥90％]
钢中软硬相组织之间硬度差过大，意味着二者变形协调能力差，变形过程中在两相界面处易萌生裂纹，导致局部成形性能下降。因此，在以0.5μm步长测定显微硬度时，本发明需保证有90％以上的测试结果满足显微硬度差在200kgf/mm2以下，以降低扩孔开裂风险。
根据本发明另一种典型的实施方式，提供一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的制备方法，如图5所示，所述制备方法包括：
S1.获得所述800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的板坯；
S2.将所述板坯进行轧前加热、粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，获得热轧板卷；
S3.将所述热轧板卷进行开卷酸洗，获得酸洗板；
S4.将所述酸洗板进行热镀锌铝镁，后冷却(以5～8℃/s的冷却速率冷却至80℃以下)，获得所述800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢；
其中，所述轧后冷却采用前段水冷+后段空冷模式，前段水冷冷却速率为30℃/s～60℃/s，前段水冷结束温度为550℃～600℃，后段空冷冷却速率为10℃/s～20℃/s，空冷结束温度为450℃～500℃。
本发明中，采用前段水冷+后段空冷的两段式冷却模式，即在钢板出末道轧机后进行水冷，而后关闭冷却水进行空冷，与现有工艺采用的“水冷+空冷+水冷”三段式冷却相比，可降低热轧板冷却温度不均匀性，且更易控制卷取温度并获得良好的板形，因此更适合高强复相钢生产，并对复相钢进行热镀锌铝镁，由于Al、Mg与Zn元素的协同作用，使得锌铝镁镀层比纯锌镀层具有更突出的耐蚀性能，并且具有非常优异的切口耐蚀性。
本发明中，前段水冷的冷却速率为30℃/s～60℃/s，原因在于水冷的目的是使热轧后的钢板快速进入铁素体转变区，水冷速度小于30℃/s时，热轧组织有长大倾向，且无法在预定时间内达到水冷终点温度(550℃～600℃)，水冷速度大于60℃/s时，无法准确控制水冷终点温度且易出现板形不良。
本发明中，前段水冷结束温度为550℃～600℃，原因在于控制水冷终点温度主要是为了得到40％～60％的铁素体，温度低于550℃时，铁素体比例过低，温度高于600℃时，空冷过程形成的铁素体将超高60％。后段空冷冷却速率为10℃/s～20℃/s，低于10℃/s时，生成的铁素体量过大，高于20℃/s时，将导致铁素体相变不完全。
作为一种可选的实施方式，所述轧前加热的温度为1230℃～1270℃，加热时间为210min～260min。
本申请中，轧前加热温度控制在1230℃～1270℃，这是由于本发明添加了较高含量的Nb、Ti等微合金元素，若加热温度过低，微合金元素溶解不充分，无法在热轧及卷取过程中形成有效的析出强化效果，加热温度过高，会导致晶粒粗大，对钢板的局部成形性能不利；加热时间控制在210min～260min，这是由于加热时间小于210min时，微合金元素固溶不充分，钢板轧制过程中变形抗力过大，加热时间大于260min时，组织长大粗化，导致最终钢板抗拉强度不足。
作为一种可选的实施方式，所述粗轧的结束温度为1040℃～1100℃，所述精轧的终轧温度为880℃～940℃，所述卷取的温度为450℃～500℃，所述热轧板卷的厚度为2.0～3.5mm。
本申请中，粗轧结束温度为1040℃～1100℃的好处是可以给精轧阶段提供更宽的温度窗口，低于该范围时，精轧入口温度过低，影响精轧的轧制节奏，，高于该范围时，奥氏体晶粒粗大，将影响最终力学性能。终轧温度控制在880℃～940℃，这是由于终轧温度大于940℃时，奥氏体晶粒粗大，使得冷却和卷取过程中形成的铁素体和贝氏体晶粒尺寸增大，易导致钢板抗拉强度不足；终轧温度低于880℃时，热轧将进入未再结晶区，导致最终组织呈明显的条带状，组织不均匀导致钢板扩孔性能下降；另外，终轧温度过低也会导致热轧板变形抗力增大，将增加热轧机轧制负荷。
本申请中，卷取温度为450℃～500℃，卷取温度大于500℃时，贝氏体回火明显，将导致热轧基板强度不足，卷取温度小于450℃时，马氏体比例增大，导致相邻相之间硬度差增大，影响钢板的成形性能。
作为一种可选的实施方式，所述开卷酸洗中，破鳞延伸率为0.5％～0.7％，平整轧制力为2000N～4000N。
本申请中，破鳞机延伸率为0.5％～0.7％，破鳞机延伸率低于0.5％时，无法有效消除钢板表面的鳞状氧化铁皮，影响后续的镀锌效果，破鳞机延伸率高于0.7％时，钢板容易出现边浪缺陷；平整轧制力为2000N～4000N，平整轧制力低于2000N时，无法保证良好的板形质量，平整轧制力高于4000N时，钢板的屈服强度会明显提高，导致屈强比过高，在钢板冲压过程中容易开裂。
作为一种可选的实施方式，所述热镀锌铝镁包括：
将酸洗板预热至210℃～230℃，后以15℃/s～25℃/s的加热速率加热至610℃～660℃均热保温，均热时间30s～50s；
均热结束后以8℃/s～16℃/s的冷却速率冷却至420℃～440℃，后进行镀锌铝镁，控制镀层厚度为7μm～17μm。
本申请中，酸洗板预热温度为210℃～230℃的好处是可以消除钢板内应力，降低急速加热开裂风险。加热速率为15℃/s～25℃/s的好处是有利于调控显微组织状态，低于15℃/s时，加热阶段时间较长，组织回复严重且易造成渗碳体析出，高于25℃/s时，将增加设备负荷，且易造成表面和心部组织加热速率差异过大，引起性能不均。。
本申请中，均热温度为610℃～660℃，热基锌铝镁镀层复相钢的设计原则是，在热轧阶段完成微观组织调控，而在镀锌过程不改变组织类型及比例，仅改变钢板的表面状态，均热温度低于610℃时，镀液与钢板表面之间的化学作用比较弱，易出现漏镀和锌流纹等表面缺陷，均热温度高于660℃时，贝氏体和马氏体回火严重，甚至出现部分分解，导致钢板的抗拉强度下降。
本申请中，均热时间为30s～50s，均热时间小于30s时，Nb和Ti的碳氮化物析出不充分，无法有效提高铁素体基体组织的强度和硬度，均热时间超过50s时，贝氏体和马氏体过度回火，易分解形成碳化物，不利于钢板的成形性能。
本申请中，冷却速率为8℃/s～16℃/s的好处是低于8℃/s时，钢板在高温区停留时间较长，贝氏体和马氏体组织进一步分解，影响抗拉强度，高于16℃/s时，不易控制冷却终点温度和带钢入锌锅温度，影响镀锌效果。镀层厚度为7μm～17μm，这是由于镀层厚度主要由汽车零件的防腐要求和服役寿命决定，在一般大气腐蚀条件下，厚度小于7μm时，零件的防腐年限较短，在车辆使用周期内易锈蚀，镀层厚度大于17μm时，会造成防腐能力浪费且增加材料成本。
作为一种可选的实施方式，所述板坯厚度为220mm-250mm。
本申请中，板坯厚度为220mm-250mm mm的好处是有利于调控轧制节奏和总压下率，小于220mm时，对于厚规格产品，轧制总压下率不足，且会降低生产效率；大于250mm时，板坯过厚，易造成钢板表层和心部组织性能上的差异。
下面将结合实施例、对比例及实验数据对本申请一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢及其制备方法进行详细说明。
实施例
一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢，通过以下方法制备：
(1)获得237mm厚的板坯。
(2)热轧：将板坯加热至1230℃～1270℃，加热时间为210min～260min，后进行粗轧、精轧，其中，所述粗轧的结束温度为1040℃～1100℃，所述精轧的终轧温度为880℃～940℃。
(3)轧后冷却和卷取：采用前段水冷+后段空冷模式，前段水冷冷却速率为30℃/s～60℃/s，前段水冷结束温度为550℃～600℃，后段空冷冷却速率为10℃/s～20℃/s，空冷结束温度为450℃～500℃，卷取温度为450℃～500℃，热轧板卷的厚度为2.0～3.5mm。
(4)酸洗：开卷酸洗，破鳞机延伸率为0.5％～0.7％，平整轧制力为2000N～4000N。
(5)将上述酸洗板在连续热镀锌铝镁产线进行镀锌铝镁，之后冷却至室温，具体工艺为：
将酸洗板预热至210℃～230℃，后以15℃/s～25℃/s的加热速率加热至610℃～660℃均热保温，均热时间30s～50s；均热结束后以8℃/s～16℃/s的冷却速率冷却至420℃～440℃(锌锅温度)，后进行镀锌铝镁，控制镀层厚度为7μm～17μm。
基于上述制备方法，本发明提供9个典型的实施例，并提供5个对比例，各实施例及对比例的板坯化学成分如表1所示，热轧、冷却和酸洗工艺参数如表2所示，热镀锌铝镁工艺参数如衰3所示。
表1各实施例和对比例的化学成分及含量(wt％)
组别 C Si Mn Al P S N Cr Mo Cu Ni Nb Ti
实施例1 0.075 0.65 1.72 0.03 0.007 0.0005 0.006 0.35 - 0.048 0.05 - 0.068
实拖例2 0.05 0.6 2.0 0.05 0.008 0.001 0.006 0.5 0.01 0.035 0.035 - 0.075
实施例3 0.095 0.5 1.9 0.04 0.006 0.0008 0.007 0.2 0.15 0.015 0.025 0.015 0.085
实施例4 0.12 0.85 1.4 0.08 0.008 0.0006 0.008 0.2 0.25 - 0.04 0.02 0.12
实施例5 0.096 0.25 1.75 0.05 0.007 0.0005 0.006 - 0.3 0.05 0.025 0.035 0.049
实施例6 0.08 0.05 1.65 0.07 0.006 0.0008 0.007 0.05 0.2 0.01 - 0.04 -
实施例7 0.07 0.6 1.8 0.06 0.005 0.0008 0.006 0.4 0.1 - 0.03 0.02 0.055
实施例8 0.06 0.45 1.85 0.03 0.007 0.001 0.008 0.1 0.28 0.03 0.02 0.03 0.09
实施例9 0.1 0.5 1.5 0.06 0.007 0.0007 0.006 0.25 0.3 0.05 0.03 - 0.105
对比例1 0.07 0.65 <u>0.8</u> 0.04 0.008 0.0005 0.005 0.4 - 0.04 0.04 - 0.11
对比例2 0.095 0.35 1.8 0.05 0.007 0.0006 0.007 - 0.3 0.05 0.025 - -
对比例3 0.08 0.45 1.77 0.03 0.006 0.0007 0.008 0.25 0.2 0.03 0.04 0.01 0.08
对比例4 0.08 0.35 1.68 0.06 0.006 0.0008 0.007 0.05 0.2 0.01 - 0.03 0.06
对比例5 0.09 0.15 1.95 0.07 0.008 0.0005 0.006 0.15 0.15 - 0.03 0.03 0.06
本发明各实施例和对比例的化学成分包含表1中元素，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
表2各实施例和对比例的热轧、冷却和酸洗工艺参数
Figure BDA0003021802770000101
Figure BDA0003021802770000111
表3各实施例和对比例的连续热镀锌铝镁工艺参数
Figure BDA0003021802770000112
Figure BDA0003021802770000121
相关实验：
将实施例1-9和对比例1-5制得的双相钢进行组织检测和力学性能检测，检测结果如表4所示。
相关测试方法：
组织检测：准备用于显微组织观察的试样，用体积比为4％的硝酸酒精溶液腐蚀，在金相显微镜下观察并获取图像，其中铁素体呈亮白色，贝氏体、马氏体及残余奥氏体呈灰黑色，以此求出铁素体的面积率；利用电子背散射衍射(EBSD)测定残余奥氏体的面积率，以整体100％面积减去铁素体和残余奥氏体的面积率，可得贝氏体和马氏体的面积率总和；利用FM-700显微维氏硬度计测定显微硬度差。
力学性能检测：利用ZWICK/Roell Z100拉伸试验机，按照GB/T228.1-2010标准检测屈服、抗拉强度和断后延伸率；利用ZWICK BUP1000成形试验机，按照ISO 16630-2003标准检测扩孔率。
表4各实施例和对比例的显微组织与力学性能
Figure BDA0003021802770000122
Figure BDA0003021802770000131
衰1-4中：实施例1-9采用本发明800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的制备方法，制得的双相钢的屈服强度≥710MPa，抗拉强度≥800MPa，断后延伸率(A80)≥16％，扩孔率≥65％，具有优良的强塑性能和局部成形性能，非常适合各种具有复杂形状的底盘类零件成形。
对比例1中，Mn含量不在本发明实施例的范围内，制得钢板的屈服强度只有683MPa，抗拉强度只有772MPa；
对比例2中，Nb、Ti含量不在本发明实施例的范围内，制得钢板的屈服强度只有635MPa，扩孔率只有63％；
对比例3中，终轧温度为840℃，不在本发明实施例的范围内，导致微观组织呈明显带状，制得钢板的扩孔率只有43％；
对比例4中，卷取温度为400℃，不在本发明实施例的范围内，造成马氏体比例偏高，导致显微硬度差低于200kgf/mm2的比例不足90％，制得钢板的扩孔率只有48％；
对比例5中，均热温度为700℃，不在本发明实施例的范围内，制得钢板的屈服强度只有685MPa，抗拉强度只有792MPa，扩孔率只有58％。
附图1-4的详细说明：
附图1和附图2共同表明，本发明800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢板的微观组织细小均匀，主要包含铁素体、粒状贝氏体和岛状马氏体。
附图3和衰4共同表明本发明复相钢板屈服强度≥710MPa，抗拉强度≥800MPa，断后延伸率(A80)≥16％，扩孔率≥65％。
附图4表明，本发明对比例3的微观组织极不均匀，沿轧制方向呈现明显的条带状。
本申请中的一个或多个技术方案，至少还具有如下技术效果或优点：
(1)本申请一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢，对复相钢的化学成分进行改进，通过相变强化和析出强化，可以获得均匀细小和比例合适的显微组织，复相钢的屈服强度≥710MPa，抗拉强度≥800MPa，断后延伸率(A80)≥16％，扩孔率≥65％，具有优良的强塑性能和局部成形性能，适合各种具有复杂形状的底盘类零件成形。
(2)本发明一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的制备方法，采用前段水冷+后段空冷的两段式冷却模式，即在钢板出末道轧机后进行水冷，而后关闭冷却水进行空冷，与现有工艺采用的“水冷+空冷+水冷”三段式冷却相比，可降低热轧板冷却温度不均匀性，且更易控制卷取温度并获得良好的板形，因此更适合高强复相钢生产，并对复相钢进行热镀锌铝镁，由于Al、Mg与Zn元素的协同作用，使得锌铝镁镀层比纯锌镀层具有更突出的耐蚀性能，并且具有非常优异的切口耐蚀性。
最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。
尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。

Claims (10)

1.一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢，其特征在于，以质量分数计，所述复相钢的化学成分为：
C：0.05％～0.12％，Si：0.05％～0.85％，Mn：1.4％～2.0％，Al：0.01％～0.08％，P：0～0.008％，S：0～0.001％，N：0～0.008％，成分A，成分B，成分C，其余为Fe及不可避免的杂质；
所述双相钢的微观组织以面积率计包括：40％～60％的铁素体，35％～60％的粒状贝氏体和岛状马氏体，0～5％的残余奥氏体；
所述双相钢以0.5μm步长所测定的显微硬度差≤200kgf/mm2的比例≥90％。
2.根据权利要求1所述的一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢，其特征在于，以质量分数计，所述成分A包括以下成分中的至少一种：
Cr：0.05％～0.5％，Mo：0.005％～0.3％。
3.根据权利要求1所述的一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢，其特征在于，以质量分数计，所述成分B包括以下成分中的至少一种：
Cu：0.01％～0.05％，Ni：0.01％～0.05％。
4.根据权利要求1所述的一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢，其特征在于，以质量分数计，所述成分C包括以下成分中的至少一种：
Nb：0.001％～0.04％，Ti：0.01％～0.12％。
5.一种如权利要求1-4中任一项所述的800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括：
获得所述800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的板坯；
将所述板坯进行轧前加热、粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，获得热轧板卷；
将所述热轧板卷进行开卷酸洗，获得酸洗板；
将所述酸洗板进行热镀锌铝镁，后冷却，获得所述800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢；
其中，所述轧后冷却采用前段水冷+后段空冷模式，前段水冷冷却速率为30℃/s～60℃/s，前段水冷结束温度为550℃～600℃，后段空冷冷却速率为10℃/s～20℃/s，空冷结束温度为450℃～500℃。
6.根据权利要求5所述的一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的制备方法，其特征在于，所述轧前加热的温度为1230℃～1270℃，加热时间为210min～260min。
7.根据权利要求5所述的一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的制备方法，其特征在于，所述粗轧的结束温度为1040℃～1100℃，所述精轧的终轧温度为880℃～940℃，所述卷取的温度为450℃～500℃，所述热轧板卷的厚度为2.0～3.5mm。
8.根据权利要求5所述的一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的制备方法，其特征在于，所述开卷酸洗中，破鳞延伸率为0.5％～0.7％，平整轧制力为2000N～4000N。
9.根据权利要求5所述的一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的制备方法，其特征在于，所述热镀锌铝镁包括：
将酸洗板预热至210℃～230℃，后以15℃/s～25℃/s的加热速率加热至610℃～660℃均热保温，均热时间30s～50s；
均热结束后以8℃/s～16℃/s的冷却速率冷却至420℃～440℃，后进行镀锌铝镁，控制镀层厚度为7μm～17μm。
10.根据权利要求5所述的一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢的制备方法，其特征在于，所述板坯厚度为220mm-250mm。
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