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CN113584375A - 一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢及其生产方法 - Google Patents

一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢及其生产方法 Download PDF

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CN113584375A CN202110646887.1A CN202110646887A CN113584375A CN 113584375 A CN113584375 A CN 113584375A CN 202110646887 A CN202110646887 A CN 202110646887A CN 113584375 A CN113584375 A CN 113584375A
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Abstract

本发明公开了一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢及其生产方法，属于热镀锌汽车高强钢技术领域。双相钢其主要化学元素组成及质量百分比为：C：0.05～0.09％，Si：0.05～0.20％，Mn：0.9～1.5％，Cr：0.15～0.45％，Mo：0.10～0.50％，Ti：0.01～0.05％，Als：0.01～0.08％，B：0.0005～0.0065％，Nb：0.01～0.05％，Cu：0.05～0.80％，Ni：0.05～0.90％，P≤0.020％，S≤0.010％，N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。生产出扩孔率为41.5～69.0％的600MPa级合金化热镀锌双相钢，适合翻边扩孔成型性能要求高的复杂汽车零部件。

Description

一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢 及其生产方法
技术领域
本发明属于热镀锌汽车用高强钢技术领域，更具体地说，涉及一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢及其生产方法。
背景技术
21世纪以来，中国汽车工业一直呈现出高速发展的良好态势，自2009年起，中国汽车产销量连续蝉联全球第一。但汽车产业作为重要的能源消耗行业，已成为我国大气环境污染最重要的源头之一。因此，应用先进高强钢是提高汽车安全性能、实现整车轻量化以达到节能减排效果的最有效途径。
随着汽车外覆盖件对耐腐蚀性能的要求越来越高，镀锌汽车板的应用前景越来越广。电镀锌汽车板表面质量最好，但镀层厚度不够，耐腐蚀性能不足够好。同时，电镀锌工艺对环境污染较大，不能满足环保要求。热镀锌汽车板的耐腐蚀性能更优，但纯锌镀层的焊接性能、涂装性能较差。合金化退火工艺是将纯锌镀层带钢在合金化炉内加热至一定温度，基板的铁与纯锌层的锌发生相变反应，生成浅灰色的锌-铁合金镀层。该镀层较纯锌镀层，具有更优良的耐腐蚀性能、焊接性能、涂装性能。
在热镀锌汽车用高强钢技术领域，600MPa级合金化热镀锌双相钢具有出色的强塑性匹配，优良的耐腐蚀性能、焊接性能、涂装性能，成为汽车制造主机厂结构件和加强件的首选钢材。各大钢铁企业都在持续探索600MPa级合金化热镀锌双相钢生产成本更低、耐腐蚀性能更好、力学性能更优、表面质量更稳定的生产工艺技术。
扩孔率是评价合金化热镀锌双相钢成型性能的关键指标，尤其是翻边扩孔成型性能。合金化热镀锌双相钢的硬质相马氏体强度极高，软质相铁素体强度相对很低，两种相强度差很大，且无中间强度过渡相，两相组织塑性变形协调性差，这使得合金化热镀锌双相钢的扩孔率普遍较低。较低的扩孔率使得合金化热镀锌双相钢在进行翻边扩孔成型工艺时，材料极容易出现开裂现象。因此，在保证合金化热镀锌双相钢屈服强度、抗拉强度、延伸率性能指标的前提下，尽可能提高合金化热镀锌双相钢的扩孔率，进而提高其翻边扩孔成型性能，具有极其重要的实际应用价值。
中国专利公开号为CN 109852900 A的专利文献公开了“一种具有不同屈强比的600MPa级热镀锌双相钢及其生产方法”，其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C：0.070～0.120％，Si≤0.05％，Mn：1.50～1.90％，Alt：0.030～0.070％，Cr 0.15～0.35％，Mo 0.13～0.24％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.005％，O≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。该发明专利工艺流程为板坯加热、热轧、冷却及卷曲、酸轧、热镀锌、光整，通过合理的化学元素及其含量设计与有效的各工序关键工艺参数控制，以实现采用同一种化学元素组成体系生产出表面质量良好的不同屈强比的600MPa级热镀锌双相钢，从而满足不同汽车制造商主机厂的特殊力学性能要求的小批量订货需求。该发明专利所涉及热镀锌工序工艺控制的快冷段温度465±5℃，热浸镀锌温度465±5℃，这对于0.60～0.80mm厚度的薄带钢是根本无法实现工艺控制要求的，因为，带钢出退火炉至热浸镀锌，其间有几十米的下行段，在长达几十秒的运行过程中，薄带钢的温度会快速降低，直接导致热浸镀锌温度明显偏低，从而显著影响成品力学性能及锌层表面质量。同时，该发明专利产品中Mn元素含量均值高达1.80％，对于600MPa级热镀锌双相钢而言，Mn含量过高易产生带状组织，影响组织均匀性，会显著降低热镀锌双相钢的翻边扩孔成型性能。
中国专利公开号为CN 110983196 A的专利文献公开了“一种600MPa级热轧镀锌高扩孔钢及其生产方法”，其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C：0.05～0.1％，Si：0.1～0.2％，Mn 0.9～1.6％，Ti 0.03～0.08％，Al 0.01～0.4％，P 0.01～0.1％，Nb 0.01～0.05％，S≤0.015％，其余为Fe及不可避免的杂质。该发明专利工艺流程为铁水预处理、转炉冶炼、精炼、连铸、热轧、平整、酸洗、热镀锌，产品中Al含量很高，氧化铝夹杂增多，损害钢的塑性，降低冶炼可浇性。同时，该发明专利P含量过高，作为固溶在钢中的有害杂质元素，会显著降低钢的韧性，且P有明显的偏析倾向，不容易通过热处理工艺消除。而600MPa级热镀锌汽车用高强钢对炼钢工序钢坯纯净度的要求是非常高的。Al、P元素含量过高，显著影响钢坯的纯净度。该发明专利600MPa级热轧镀锌高扩孔钢的显微组织由80～90％的铁素体和10～20％的贝氏体组成，无马氏体相组织。同时，该发明专利产品中添加了含量过高的昂贵的合金元素，增加了生产成本，影响产品的市场竞争力。
中国专利公开号为CN 105603325 B的专利文献公开了“一种600MPa级含钒热镀锌双相钢及其制备方法”，其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C：0.04～0.10％，Si：0.10～0.60％，Mn 1.30～1.90％，Cr 0.10～0.50％，Mo 0.05～0.25％，Al 0.01～0.06％，P≤0.020％，S≤0.015％，N≤0.006％，其余为Fe及不可避免的杂质。该发明专利工艺流程为冶炼、热轧、酸轧、热镀锌退火，通过添加微量V、Si降低合金元素Cr、Mo的含量。该发明专利产品抗拉强度均值为620MPa，钢的强度不够高，已经不能满足汽车加强件及防撞件的抗凹性能要求。
中国专利公开号为CN 105506467 B的专利文献公开了“一种600MPa级轿车用镀锌双相钢及其生产方法”，其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C 0.04～0.09％，Si≤0.01％，Mn 1.0～2.5％，Als 0.01～0.08％，Mo 0.01～0.30％或Cr 0.02～0.09％，Nb0.001～0.03％，P≤0.015％，S≤0.010％，N≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质。该发明专利工艺流程为冶炼、精炼、连铸、铸坯加热、精轧、卷曲、酸洗、冷轧、热镀锌、光整，产品中Mn元素含量均值高达1.65％，对于600MPa级热镀锌双相钢而言，Mn含量过高易产生带状组织，降低组织均匀性，降低热镀锌双相钢的翻边扩孔成型性能。热轧工序的卷曲温度均值接近580℃，细化晶粒的作用不明显。同时，该发明专利热镀锌工序的连续退火温度均值＞810℃，会产生过多的贝氏体组织，降低钢的强度，产品抗拉强度最大值只有650MPa，已经不能满足汽车加强件及防撞件的抗凹性能要求。
中国专利公开号为CN 110093491 A的专利文献公开了“一种冷轧热镀锌双相钢及其制造方法”，其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C 0.14～0.18％，Si 0.20～0.40％，Mn 1.50～1.90％，Cr 0.30～0.60％，Ti 0.010～0.030％，Als 0.02～0.06％，P≤0.020％，S≤0.012％，N≤0.007％，其余为Fe及不可避免的杂质。该发明专利工艺流程为冶炼、铸造、热轧、酸洗、冷轧、带钢加热及冷却、热镀锌，产品Cr元素含量均值高达0.525％，会显著影响连铸工序的铸坯表面质量，进而影响热镀锌工序的热浸镀锌时的表面浸润性，降低热镀锌成品的表面质量。Mn元素含量均值高达1.65％，钢中易产生带状组织，降低组织均匀性，降低热镀锌成品的翻边扩孔成型性能。
在热镀锌汽车用高强钢技术领域，600MPa级合金化热镀锌双相钢的翻边扩孔成型性能明显低于600MPa级冷轧双相钢裸板(无镀层)，更低于600MPa级热轧双相钢裸板(无镀层)，已经实现工业化大批量生产的，且在汽车制造商主机厂处大量应用的600MPa级合金化热镀锌双相钢的扩孔率普遍小于35.0％(按照国标GB/T 15825.4-2008规定要求进行测试)，甚至更低。
现有技术没有公开过如何采用钛硼铌铜镍微合金化的低碳-低硅-低锰化学成分设计、低温卷曲工艺及高温缓冷工艺，配合合理的工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→合金微调站→LF炉精炼→RH炉精炼→连铸炼钢→热轧→酸洗冷轧→连续退火→热浸镀锌→过时效→光整，来综合提高600MPa级合金化热镀锌双相钢的翻边扩孔成型性能。
发明内容
1.要解决的问题
针对现有技术的600MPa级合金化热镀锌双相钢产品翻边扩孔成型性能较差的问题，本发明提供一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢，在传统600MPa级合金化热镀锌双相钢的基础之上，采用钛硼铌铜镍微合金化的低碳-低硅-低锰化学成分设计、低温卷曲工艺、高温缓冷工艺、热镀锌工序的工艺按厚度等级精确控制，配合合理的工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→合金微调站→LF炉精炼→连铸炼钢→热轧→酸洗冷轧→连续退火→热浸镀锌→合金化→过时效→光整，消除带状组织，提高钢板组织和性能的均匀性；细化硬质相晶粒，综合提高钢的强度和韧性；细化、强化铁素体，降低软质相铁素体与硬质相马氏体之间的强度差；在软质相铁素体和硬质相马氏体之间引入适量中间强度的起缓冲过渡作用的粒状贝氏体组织，从而生产出产品扩孔率为41.5～69％的600MPa级合金化热镀锌双相钢，同时钢的表面涂镀质量良好，适合作为翻边扩孔成型性能要求高的复杂成型汽车零部件。
本发明的另一目的在于提供一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢的生产方法。
2.技术方案
为了解决上述问题，本发明所采用的技术方案如下：
一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢，其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C：0.05～0.09％，Si：0.05～0.20％，Mn：0.9～1.5％，Cr：0.15～0.45％，Mo：0.10～0.50％，Ti：0.01～0.05％，Als：0.01～0.08％，B：0.0005～0.0065％，Nb：0.01～0.05％，Cu：0.05～0.80％，Ni：0.05～0.90％，P≤0.020％，S≤0.010％，N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C：0.06～0.08％，Si：0.10～0.15％，Mn：1.0～1.25％，Cr：0.20～0.45％，Mo：0.15～0.25％，Ti：0.01～0.025％，Als：0.02～0.06％，B：0.0005～0.0035％，Nb：0.01～0.035％，Cu：0.08～0.60％，Ni：0.09～0.50％，P≤0.020％，S≤0.010％，N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，所述热镀锌双相钢其热轧卷的显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体。
进一步地，所述热镀锌双相钢含体积百分比为55.5～69.5％的多边形铁素体、体积百分比为18～28％的板条状马氏体及体积百分比为12.5～16.5％的粒状贝氏体，平均晶粒度为10.5～12。为了保证产品抗拉强度达到600MPa强度等级，板条状马氏体体积百分比不能小于18％，且为了保证产品延伸率不低于25.0％，板条状马氏体体积百分比不能超过28％。在软质相铁素体和硬质相马氏体之间引入适量中间强度的起缓冲过渡作用的粒状贝氏体组织，保证获得更高的翻边扩孔成型性能。热镀锌工序采用预氧化-还原工艺保证钢的表面涂镀质量良好。
进一步地，所述热镀锌双相钢的厚度为0.60～2.50mm，屈服强度为380～410MPa，抗拉强度为660～695MPa，延伸率为25.0～31.5％，n值为0.18～0.20，扩孔率为41.5～69.0％。
本发明还提供了一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢的生产方法，所述生产方法包括以下步骤：
(1)铁水预处理；
(2)转炉冶炼；
(3)合金微调站；
(4)LF炉精炼；
(5)连铸炼钢；
(6)热轧；
(7)酸洗冷轧；
(8)连续退火；
(9)热浸镀锌；
(10)合金化；
(11)合金化热镀锌卷过时效；
(12)光整。
进一步地，所述步骤(1)中，前扒渣亮面≥70.0％，后扒渣亮面≥80.0％，铁水脱硫目标[S]≤0.010％。
进一步地，所述步骤(2)中，转炉终点温度1625～1660℃，出钢时全程吹氩，进行脱氧合金化，出钢完成后及时进行挡渣操作。
进一步地，所述步骤(3)中，进站钢水温度1560～1600℃，根据定氧结果调整Als含量至0.02～0.06％。
进一步地，所述步骤(4)中，出站钢水温度单开1565～1580℃，连浇1560～1576℃，连浇处理时间≤90.0min，钢包底吹系统采用全程吹氩，每批合金加入后强搅时间≥3.0min，弱搅时间≥5.0min，加强造白渣操作，使钢包顶渣充分还原，调整化学元素含量至目标值。
进一步地，所述步骤(5)中，中间包钢水温度控制在液相线目标温度以上15～30℃，结晶器液面变化范围控制在±5mm，连铸机投用动态轻压下，铸坯优先采用热装轧制。
进一步地，所述步骤(6)中，六机架连轧，一次、二次出入口高压除鳞，板坯加热温度1200～1260℃，在炉保温时间2.5～5.0h，终轧温度860～900℃，卷曲温度465～515℃，采用前段冷却工艺，获得显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体的热轧卷；板坯加热温度>1200℃，更有利于消除铸坯缺陷，降低钢的变形抗力，若板坯加热温度过高，热轧卷表面会生成很多氧化铁皮，影响热镀锌工序成品表面质量；若终轧温度<860℃，会导致铁素体+奥氏体两相区轧制，会使得轧制负荷过大，易造成热轧钢板的组织及性能不均匀；采用低温卷曲工艺，是为了通过控冷获得显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体的热轧卷，细化晶粒，获得细小而均匀的微观组织，综合提高钢的强度和塑韧性。
进一步地，所述步骤(7)中，热轧带钢经过盐酸槽酸洗，去除带钢表面氧化铁皮，常规酸洗后进行冷轧，压下率为50.0～69.0％，若压下率﹥69.0％，设备能力不够；若压下率﹤50.0％，变形储能增加不足，细化晶粒效果不明显。
进一步地，所述步骤(8)中，为有效清洗镀前带钢表面轧制油、铁粉等杂质，带钢经过预清洗段碱洗槽内碱洗脱脂、电解清洗段碱洗槽内碱洗脱脂，再预热至190～250℃，运行至退火炉进行回复再结晶连续退火，当0.60mm≤带钢厚度<1.00mm时，加热段退火温度780±10℃，均热段退火温度775±5℃，生产线速度105±10m/min；当1.00mm≤带钢厚度<1.50mm时，加热段退火温度785±10℃，均热段退火温度780±5℃，生产线速度100±5m/min；当1.50mm≤带钢厚度<2.00mm时，加热段退火温度790±10℃，均热段退火温度785±5℃，生产线速度95±5m/min；当2.00mm≤带钢厚度<2.25mm时，加热段退火温度795±10℃，均热段退火温度790±5℃，生产线速度90±5m/min；当2.25mm≤带钢厚度<2.50mm时，加热段退火温度800±5℃，均热段退火温度790±5℃，生产线速度85±5m/min；调整通入退火炉内预热段至加热段的水蒸气含量，控制加热段露点温度范围在0～25℃，抑制带钢表面Si、Mn元素的表面富集，提高带钢表面的浸润性；带钢充分完成回复再结晶后进行缓冷，缓冷温度控制在690～710℃，缓冷后进行快冷，快冷温度控制在490～505℃；退火炉内还原性气体H2体积百分含量为5.0～10.0％(余量为N2)。
进一步地，所述步骤(9)中，锌液铝含量为0.10～0.15％，铁含量为0.025～0.035％(余量为Zn和不可避免的杂质)，热镀锌温度为465～480℃，镀后冷却温度控制在395～415℃。
进一步地，所述步骤(10)中，当0.60mm≤带钢厚度<1.00mm时，主感应加热器功率1350±50kW，边部感应加热器功率180±10kW；当1.00mm≤带钢厚度<1.50mm时，主感应加热器功率1400±50kW，边部感应加热器功率190±10kW；当1.50mm≤带钢厚度<2.00mm时，主感应加热器功率1450±50kW，边部感应加热器功率200±10kW；当2.00mm≤带钢厚度<2.25mm时，主感应加热器功率1550±50kW，边部感应加热器功率210±10kW；当2.25mm≤带钢厚度<2.50mm时，主感应加热器功率1600±50kW，边部感应加热器功率215±10kW。
进一步地，所述步骤(11)中，合金化热镀锌卷过时效温度控制在255～325℃，保温时间为15～25min，为了进行低温回火处理，在保证马氏体组织不发生转变的前提，综合提高力学性能，尤其是提升热镀锌卷的塑韧性，降低镀层表面的孔隙率，提高镀层的耐腐蚀性能，增强镀层和基体的界面结合力。
进一步地，所述步骤(12)中，当0.60mm≤厚度<1.00mm时，光整延伸率为0.2±0.05％；当1.00mm≤厚度<1.50mm时，光整延伸率为0.3±0.05％；当1.50mm≤厚度<2.00mm时，光整延伸率为0.4±0.05％；当2.00mm≤厚度<2.25mm时，光整延伸率为0.5±0.05％；当2.25mm≤厚度<2.50mm时，光整延伸率为0.6±0.05％；以消除屈服平台，调整位错数量和密度，提高钢的屈服强度，控制板形，赋予镀层表面粗糙度，有利于后续涂装质量。
本发明公开的一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢的各化学元素作用及其含量控制原因如下：
C：C是钢铁材料中最基本且最有效的固溶强化元素，对获得足够的强度是必要的，但是碳含量过高，钢铁材料塑韧性会降低，同时会损害翻边扩孔成型性能及焊接性能，因此，本发明将C含量控制在0.06～0.08％。
Si：Si在碳化物中的溶解度极小，能有效抑制碳化物的形成，有利于形成富碳奥氏体，且随残余奥氏体保留至室温，显著提高铁素体的纯净度。Si元素含量增加，抗拉强度明显提高，但Si含量过高，带钢表面可镀性会变差。本发明将Si含量控制在0.10～0.15％。
Mn：Mn是显著提高钢的抗拉强度和屈服强度的重要固溶强化元素，能提高钢的淬透性，扩大γ相区，稳定奥氏体，降低马氏体开始转变温度Ms，增加残余奥氏体含量。但Mn含量过高会使得钢材极容易在连铸工序形成带状组织，这种带状组织不易消除，降低组织均匀性，影响镀锌成品的塑韧性，尤其会显著降低镀锌成品的翻边扩孔成型性能。因此，本发明将Mn含量控制在1.0～1.25％。
Cr：Cr能显著提高钢的淬透性，Cr含量过低会使得镀锌成品强度不足、影响钢的耐腐蚀性能，但是，Cr含量超过0.45％会显著影响铸坯表面质量，同时，Cr含量过高，会显著影响贝氏体组织的生成，而本发明专利工艺设计需要引入一定量的贝氏体组织。因此，本发明将Cr含量控制在0.20～0.45％。
Mo：Mo是一种能显著提高钢的淬透性的强化元素，可明显延缓冷却时珠光体的形成。Mo含量过高会降低钢材的韧性，且其价格较为昂贵。综合考虑，本发明将Mo含量控制在0.15～0.25％。
Ti：Ti为强碳氮化物形成元素，与C、N元素形成TiC、TiN，既起析出强化作用，又能细化硬质相晶粒，综合提高钢板的强度和韧性。细化、强化铁素体，降低软质相铁素体与硬质相马氏体的强度差，提高钢板的翻边扩孔成型性能。同时，Ti的存在使得化学活性强的B避免与N反应，从而使得B以固溶形式存在。为控制生产成本，本发明将Ti含量控制在0.01～0.025％。
Als：Al能促进铁素体的生成，提高铁素体的稳定性，抑制残余奥氏体内C元素的转移，稳定残余奥氏体。如果Al含量过高，钢材的焊接性能、热加工性能会变差。因此，本发明将Al含量控制在0.02～0.06％。
B：B作为能显著提高奥氏体的淬透性的微量元素，抑制P元素在晶界处偏析，强化晶界，提高钢的韧性，显著提高钢板的成型性能，尤其能提高钢板的翻边扩孔成型性能。但其含量过高会抑制珠光体和贝氏体转变，而本发明专利工艺设计需要引入一定量的贝氏体组织，综合考虑，本发明将B含量控制在0.0005～0.0035％。
Nb：Nb作为细化晶粒和析出强化的重要微合金化元素，极易与C、N元素形成稳定的碳氮化物Nb(C、N)，碳氮化物析出相对位错的钉扎及对晶界迁移的阻止作用，进而起到细化晶粒、综合提高钢板强度及韧性的作用。细化、强化铁素体，降低软质相铁素体与硬质相马氏体的强度差，提高钢板的翻边扩孔成型性能。但Nb元素添加量过低或者过高，对提高强度和韧性的贡献都不明显。同时，其价格较高，综合考虑，本发明将Nb含量控制在0.01～0.035％。
Cu：Cu作为析出强化元素，能提高钢的屈服强度，提高钢板组织和性能的均匀性，降低韧脆转变温度，有利于提高钢板的翻边扩孔成型性能。Cu与Cr协同作用，能显著提高钢的耐腐蚀性能。但Cu含量过高，连铸板坯在加热过程中容易出现Cu元素偏析，降低钢的热加工性能，出现铜脆现象，同时钢表面生成很黏的氧化铁皮，影响镀锌成品表面质量。同时，Cu是一种贵重金属。综合考虑，本发明将Cu含量控制在0.08～0.60％。
Ni：Ni是形成和稳定奥氏体的重要合金元素，其不溶于碳化物而全部进入奥氏体，扩大γ相区，降低钢的临界冷却速度，提高钢的淬透性，尤其与Cr同时添加，对提高钢的淬透性的作用极强，综合提高钢板的强度和韧性。细化、强化铁素体，降低软质相铁素体与硬质相马氏体的强度差，提高钢板的翻边扩孔成型性能。提高钢的高温抗氧化性能和耐腐蚀性能，但Ni属于贵重金属，为降低生产成本，Ni的添加量不宜过高，综合考虑，本发明将Ni含量控制在0.09～0.50％。
P：P为固溶在钢中的有害杂质元素，会显著降低钢的韧性。同时P有明显的偏析倾向，不容易通过热处理工艺消除。本发明将P含量控制在0.020％以下。
S：S是钢中的有害杂质元素，能使钢材具有热脆性，显著降低钢的韧性、延展性，因此，本发明将S含量控制在0.010％以下。
N：N能提高钢材的强度和焊接性能，但其不利于夹杂物的控制，因此，本发明将N含量控制在0.005％以下。
3.有益效果
相比于现有技术，本发明的有益效果为：
(1)采用钛硼铌铜镍微合金化的低碳-低硅-低锰化学成分设计和低温卷曲工艺，细化硬质相晶粒，综合提高钢的强度和韧性；细化、强化铁素体，降低软质相铁素体与硬质相马氏体之间的强度差，获得高表面质量的翻边扩孔成型性能增强的600MPa级合金化热镀锌双相钢；
(2)消除带状组织，提高钢板组织和性能的均匀性，获得平均晶粒度为10.5～12的细小均匀组织，显著提高600MPa级合金化热镀锌双相钢的翻边扩孔成型性能；
(3)采用高温缓冷工艺，在软质相铁素体和硬质相马氏体之间引入适量中间强度的起缓冲过渡作用的粒状贝氏体组织，显著提高软质相铁素体和硬质相马氏体之间的塑性变形协调性，显著提高600MPa级合金化热镀锌双相钢的翻边扩孔成型性能；
(4)配合合理的工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→合金微调站→LF炉精炼→连铸炼钢→热轧→酸洗冷轧→连续退火→热浸镀锌→合金化→过时效→光整，增强铜的析出强化作用，综合提高钢的强度和韧性，提高钢板组织和性能的均匀性，显著提高600MPa级合金化热镀锌双相钢的翻边扩孔成型性能；
(5)热镀锌工序的工艺按厚度等级精确控制，实现不能厚度产品的性能稳定；在强度满足国家标准GB/T 2518-2019要求的前提下，显著提高600MPa级合金化热镀锌双相钢的翻边扩孔成型性能，产品扩孔率为41.5～69.0％，更适合作为翻边扩孔成型性能要求高的复杂成型汽车零部件。
附图说明
图1为本发明600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢的SEM显微组织图片(F:铁素体，M:马氏体，B:贝氏体)。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明进行进一步说明。
本发明的一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢其主要化学元素组成及质量百分比含量如表1所示。
表1实施例和对比例的化学元素组成及质量百分比(wt％)
Figure BDA0003109436580000091
Figure BDA0003109436580000101
注：表1中序号1～12为本发明的优选实施例1～12。
本发明的一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢的生产方法，包括以下步骤：
(1)铁水预处理，前扒渣亮面≥70.0％，后扒渣亮面≥80.0％，铁水脱硫目标[S]≤0.010％；
(2)转炉冶炼，转炉终点温度1625～1660℃，出钢时全程吹氩，进行脱氧合金化，出钢完成后及时进行挡渣操作；
(3)合金微调站，进站钢水温度1560～1600℃，根据定氧结果调整Als含量至0.02～0.06％；
(4)LF炉精炼，出站钢水温度单开1565～1580℃，连浇1560～1576℃，连浇处理时间≤90.0min，钢包底吹系统采用全程吹氩，每批合金加入后强搅时间≥3.0min，弱搅时间≥5.0min，加强造白渣操作，使钢包顶渣充分还原，调整化学元素含量至目标值；
(5)连铸炼钢，中间包钢水温度控制在液相线目标温度以上15～30℃，结晶器液面变化范围控制在±5mm，连铸机投用动态轻压下，铸坯优先采用热装轧制；
(6)热轧，六机架连轧，一次、二次出入口高压除鳞，板坯加热温度1200～1260℃，在炉保温时间2.5～5.0h，终轧温度860～900℃，卷曲温度465～515℃，采用前段冷却工艺，获得显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体的热轧卷；
(7)酸洗冷轧，热轧卷常规酸洗后进行冷轧，压下率为50.0～69.0％；
(8)连续退火，为有效清洗镀前带钢表面轧制油、铁粉等杂质，带钢经过预清洗段碱洗槽内碱洗脱脂、电解清洗段碱洗槽内碱洗脱脂，再预热至190～250℃，运行至退火炉进行回复再结晶连续退火，钢卷在退火炉内加热段温度为770～805℃，均热段温度为770～795℃，加热保温后进行缓冷，缓冷温度控制在690～710℃，缓冷后进行快冷，快冷温度控制在490～505℃，生产线速度80～115m/min；在这里值得说明的是，根据带钢的不同厚度选择不同的退火温度和生产线速度，以消除不同厚度冷硬卷的纤维组织，使得不同厚度冷硬卷都能充分完成回复再结晶，从而实现不同厚度产品的性能稳定；当0.60mm≤带钢厚度<1.00mm时，加热段退火温度780±10℃，均热段退火温度775±5℃，生产线速度105±10m/min；当1.00mm≤厚度<1.50mm时，加热段退火温度785±10℃，均热段退火温度780±5℃，生产线速度100±5m/min；当1.50mm≤厚度<2.00mm时，加热段退火温度790±10℃，均热段退火温度785±5℃，生产线速度95±5m/min；当2.00mm≤厚度<2.25mm时，加热段退火温度795±10℃，均热段退火温度790±5℃，生产线速度90±5m/min；当2.25mm≤厚度<2.50mm时，加热段退火温度800±5℃，均热段退火温度790±5℃，生产线速度85±5m/min；调整通入退火炉内预热段至加热段的水蒸气含量，控制加热段露点温度范围在0～25℃，抑制带钢表面Si、Mn元素的表面富集，提高带钢表面的浸润性；带钢充分完成回复再结晶后进行缓冷，缓冷温度控制在690～710℃，缓冷后进行快冷，快冷温度控制在490～505℃；退火炉内还原性气体H2体积百分含量为5.0～10.0％(余量为N2)。
(9)热浸镀锌，锌液铝含量为0.10～0.15％，铁含量为0.025～0.035％(余量为Zn和不可避免的杂质)，热镀锌温度为465～480℃，镀后冷却温度控制在395～415℃，生产线速度为80～100m/min；
(10)合金化，带钢镀锌后上行至合金化炉，合金化炉的主感应加热器功率1290～1650kW，边部感应加热器功率165～225kW，加热段出口温度535～545℃，均热段出口温度465～480℃；为了提高不同厚度带钢合金化程度的均匀性，合金化炉的加热功率也要按照厚度等级进行精确控制，当0.60mm≤厚度<1.00mm时，主感应加热器功率1350±50kW，边部感应加热器功率180±10kW；当1.00mm≤厚度<1.50mm时，主感应加热器功率1400±50kW，边部感应加热器功率190±10kW；当1.50mm≤厚度<2.00mm时，主感应加热器功率1450±50kW，边部感应加热器功率200±10kW；当2.00mm≤厚度<2.25mm时，主感应加热器功率1550±50kW，边部感应加热器功率210±10kW；当2.25mm≤厚度<2.50mm时，主感应加热器功率1600±50kW，边部感应加热器功率215±10kW；
(11)过时效，合金化热镀锌卷过时效温度控制在255～325℃，保温时间为15～25min；
(12)光整，光整延伸率≤0.65％，为了减小不同厚度成品屈服强度的差值，实现不同厚度成品的性能稳定，光整延伸率也要根据带钢厚度等级进行精确控制，当0.60mm≤厚度<1.00mm时，光整延伸率为0.2±0.05％；当1.00mm≤厚度<1.50mm时，光整延伸率为0.3±0.05％；当1.50mm≤厚度<2.00mm时，光整延伸率为0.4±0.05％；当2.00mm≤厚度<2.25mm时，光整延伸率为0.5±0.05％；当2.25mm≤厚度<2.50mm时，光整延伸率为0.6±0.05％。
具体实施过程为：
优选实施例1～12的化学元素组成及其含量精确控制如表1所示，按照铁水预处理→转炉冶炼→合金微调站→LF炉精炼→连铸炼钢的工艺路线冶炼浇注成坯，按照表2的工艺技术参数进行热轧、酸洗冷轧，再按表3的工艺技术参数进行连续退火、热浸镀锌、合金化、过时效、光整，得到成品性能如表4所示的翻边扩孔成型性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢产品。
表2实施例和对比例的热轧、酸洗冷轧工艺技术参数
Figure BDA0003109436580000121
表3实施例和对比例的热镀锌工序的工艺技术参数
Figure BDA0003109436580000131
表4实施例和对比例的热镀锌成品力学性能
Figure BDA0003109436580000141
注：力学性能(屈服强度、抗拉强度、延伸率)的测定方法采用国标GB/T 228.1-2010，试验类型编号为P6，试样方向为横向。表征翻边扩孔成型性能的关键性技术指标扩孔率的测定方法严格采用国标GB/T 15825.4-2008。
图1为本发明600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢的SEM显微组织图片，其中，“F”为多边形铁素体，“M”为板条状马氏体，“B”为粒状贝氏体。
上述结果表明，本发明技术方案适应性好，生产出的600MPa级低锰含镍热镀锌双相钢的平均晶粒度为10.5～12，钢中含体积百分比为55.5～69.5％的多边形铁素体、体积百分比为18～28％的板条状马氏体及体积百分比为12.5～16.5％的粒状贝氏体，屈服强度为380～410MPa，抗拉强度为660～695MPa，延伸率为25.0～31.5％，n值为0.18～0.20，12个优选实施例在强度满足国标GB/T 2518-2019要求的前提下，扩孔率达到41.5～69.0％。对比例1和对比例2的现有技术的传统600MPa级合金化热镀锌双相钢的扩孔率不能满足复杂的翻边扩孔成型工艺的汽车零部件的成型要求。
上述参照优选实施例对一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢及其生产方法进行的进一步说明，是说明性的而不是限定性的，可按照所限定范围列举出若干个实施例，因此，在属于本发明总体工艺技术方法构思下的任何技术改进及修改，均应属于本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢，其特征在于，所述热镀锌双相钢其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C：0.05～0.09％，Si：0.05～0.20％，Mn：0.9～1.5％，Cr：0.15～0.45％，Mo：0.10～0.50％，Ti：0.01～0.05％，Als：0.01～0.08％，B：0.0005～0.0065％，Nb：0.01～0.05％，Cu：0.05～0.80％，Ni：0.05～0.90％，P≤0.020％，S≤0.010％，N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢，其特征在于，其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C：0.06～0.08％，Si：0.10～0.15％，Mn：1.0～1.25％，Cr：0.20～0.45％，Mo：0.15～0.25％，Ti：0.01～0.025％，Als：0.02～0.06％，B：0.0005～0.0035％，Nb：0.01～0.035％，Cu：0.08～0.60％，Ni：0.09～0.50％，P≤0.020％，S≤0.010％，N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1或2所述的一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢，其特征在于，所述热镀锌双相钢含体积百分比为55.5～69.5％的多边形铁素体、体积百分比为18～28％的板条状马氏体及体积百分比为12.5～16.5％的粒状贝氏体，平均晶粒度为10.5～12。
4.根据权利要求1或2所述的一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢，其特征在于，所述热镀锌双相钢扩孔率为41.5～69.0％，所述热镀锌双相钢的厚度为0.60～2.50mm。
5.根据权利要求1或2所述的一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢，其特征在于，所述热镀锌双相钢的屈服强度为380～410MPa，抗拉强度为660～695MPa，延伸率为25.0～31.5％，加工硬化指数n值为0.18～0.20。
6.一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢的生产方法，其特征在于，包括以下步骤：
(1)铁水预处理；
(2)转炉冶炼；
(3)合金微调站；
(4)LF炉精炼；
(5)连铸炼钢；
(6)热轧；
(7)酸洗冷轧；
(8)连续退火；
(9)热浸镀锌；
(10)合金化；
(11)合金化热镀锌卷过时效；
(12)光整。
7.根据权利要求7所述的一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢的生产方法，其特征在于，所述步骤(1)中，前扒渣亮面≥70.0％，后扒渣亮面≥80.0％，铁水脱硫目标[S]≤0.010％；所述步骤(4)中，每批合金加入后强搅时间≥3.0min，弱搅时间≥5.0min；所述步骤(5)中，连铸机投用动态轻压下，铸坯优先采用热装轧制；所述步骤(6)中，板坯加热温度1200～1260℃，在炉保温时间2.5～5.0h，终轧温度860～900℃，卷曲温度465～515℃，采用前段冷却工艺，获得显微组织为铁素体+贝氏体+珠光体的热轧卷；所述步骤(7)中，热轧卷常规酸洗后进行冷轧，压下率为50.0～69.0％。
8.根据权利要求7所述的一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢的生产方法，其特征在于，所述步骤(8)中，当0.60mm≤带钢厚度<1.00mm时，加热段退火温度780±10℃，均热段退火温度775±5℃，生产线速度105±10m/min；当1.00mm≤带钢厚度<1.50mm时，加热段退火温度785±10℃，均热段退火温度780±5℃，生产线速度100±5m/min；当1.50mm≤带钢厚度<2.00mm时，加热段退火温度790±10℃，均热段退火温度785±5℃，生产线速度95±5m/min；当2.00mm≤带钢厚度<2.25mm时，加热段退火温度795±10℃，均热段退火温度790±5℃，生产线速度90±5m/min；当2.25mm≤带钢厚度<2.50mm时，加热段退火温度800±5℃，均热段退火温度790±5℃，生产线速度85±5m/min。
9.根据权利要求7所述的一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢的生产方法，其特征在于，所述步骤(9)中，锌液铝含量为0.10～0.15％，铁含量为0.025～0.035％(余量为Zn和不可避免的杂质)，热镀锌温度为465～480℃，镀后冷却温度控制在395～415℃；所述步骤(10)中，当0.60mm≤带钢厚度<1.00mm时，主感应加热器功率1350±50kW，边部感应加热器功率180±10kW；当1.00mm≤带钢厚度<1.50mm时，主感应加热器功率1400±50kW，边部感应加热器功率190±10kW；当1.50mm≤带钢厚度<2.00mm时，主感应加热器功率1450±50kW，边部感应加热器功率200±10kW；当2.00mm≤带钢厚度<2.25mm时，主感应加热器功率1550±50kW，边部感应加热器功率210±10kW；当2.25mm≤带钢厚度<2.50mm时，主感应加热器功率1600±50kW，边部感应加热器功率215±10kW；所述步骤(11)中，合金化热镀锌卷过时效温度控制在255～325℃，保温时间为15～25min。
10.根据权利要求7所述的一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢的生产方法，其特征在于，所述步骤(12)中，当0.60mm≤厚度<1.00mm时，光整延伸率为0.2±0.05％；当1.00mm≤厚度<1.50mm时，光整延伸率为0.3±0.05％；当1.50mm≤厚度<2.00mm 时，光整延伸率为0.4±0.05％；当2.00mm≤厚度<2.25mm时，光整延伸率为0.5±0.05％；当2.25mm≤厚度<2.50mm时，光整延伸率为0.6±0.05％。
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