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CN116397158A - 一种热镀锌dh钢及其制备方法和汽车结构件 - Google Patents

一种热镀锌dh钢及其制备方法和汽车结构件 Download PDF

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CN116397158A
CN116397158A CN202211466815.XA CN202211466815A CN116397158A CN 116397158 A CN116397158 A CN 116397158A CN 202211466815 A CN202211466815 A CN 202211466815A CN 116397158 A CN116397158 A CN 116397158A
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刘华赛
韩赟
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陈斌
李飞
邱木生
邹英
韩龙帅
张伟
龙袁
姜英花
白雪
潘丽梅
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Shougang Group Co Ltd
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Shougang Group Co Ltd
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Abstract

本公开涉及一种热镀锌DH钢及其制备方法和汽车结构件，属于钢材制备技术领域，所述热镀锌DH钢包括钢基体以及附着于所述钢基体至少部分表面的镀锌层；所述钢基体的显微组织包括：铁素体、马氏体、贝氏体及残余奥氏体；所述马氏体包括：新鲜马氏体和回火马氏体；在所述钢基体的显微组织中，所述新鲜马氏体的体积分数＜10％。该热镀锌DH钢通过控制热镀锌DH钢的钢基体显微组织中新鲜马氏体和回火马氏体含量，将钢基体的显微组织中的大部分新鲜马氏体转变为回火马氏体，使新鲜马氏体的体积分数＜10％，从而降低铁素体和马氏体间的硬度差，达到改善热镀锌DH钢局部成形性能的目的。

Description

一种热镀锌DH钢及其制备方法和汽车结构件
技术领域
本公开涉及钢材制备技术领域，尤其涉及一种热镀锌DH钢及其制备方法和汽车结构件。
背景技术
DH钢(Dual Phase Steels with Improved Formability，简称为DH钢)，中文名全称为增强成形性双相钢。相比传统的DP钢(Dual-Phase钢，也称为铁素体-马氏体双相钢)，DH钢的组织中含有适量的残余奥氏体，这些残余奥氏体在变形过程中能持续产生TRIP(Transformation Induced Plasticity，相变诱导塑性)效应，故DH钢的总延伸率相比同等强度级别的传统DP钢而言有较大程度的提高。目前590～980MPa级的DH钢已在车身结构件上得到了批量应用。
虽然DH钢的延伸率有所提高，但常规镀锌工艺生产的DH钢普遍存在局部成形性能偏低的问题，难以兼具优良的整体成形性能和局部成形性能，在冲压复杂结构件的时候经常出现开裂的问题。
发明内容
本公开提供了一种热镀锌DH钢及其制备方法和汽车结构件，以解决现有DH钢存在局部成形性能差的技术问题。
第一方面，本公开提供了一种热镀锌DH钢，所述热镀锌DH钢包括钢基体以及附着于所述钢基体至少部分表面的镀锌层；
所述钢基体的显微组织包括：铁素体、马氏体、贝氏体及残余奥氏体；
所述马氏体包括：新鲜马氏体和回火马氏体；
在所述钢基体的显微组织中，所述新鲜马氏体的体积分数＜10％。
可选的，所述热镀锌DH钢包括：590MPa～1000MPa级中任一级别的热镀锌DH钢。
可选的，所述热镀锌DH钢的性能参数包括：扩孔率≥25％，纵向90度V弯半径＜R1.5。
可选的，在所述热镀锌DH钢为980MPa级热镀锌DH钢的情况下，
以质量分数计，所述980MPa级热镀锌DH钢的化学组分包括：C：0.17-0.23％；Si：0.3-0.9％；Mn：1.9-2.5％；Cr：0.1-0.6％；Al：0.6-1.0％；P≤0.02％；S≤0.01％；Nb：≤0.04％；Ti：≤0.04％；[Si]+[Al]≥0.8％；Fe。
可选的，以体积分数计，所述980MPa级热镀锌DH钢的钢基体显微组织包括：铁素体30％～50％，贝氏体5％～10％，残余奥氏体3％～10％，新鲜马氏体0％～10％，回火马氏体30％～50。
可选的，所述980MPa级热镀锌DH钢，所述铁素体的晶粒尺寸＜10μm，所述马氏体的晶粒尺寸＜5μm，所述贝氏体的晶粒尺寸＜5μm，所述残余奥氏体的晶粒尺寸＜1μm。
可选的，在所述热镀锌DH钢为780MPa级热镀锌DH钢的情况下，
以质量分数计，所述780MPa级DH钢的化学组分包括：C：0.15-0.19％；Si：0.3-0.8％；Mn：1.6-2.0％；Cr：0.1-0.5％；Al：0.5-0.9％；P≤0.02％；S≤0.01％；Nb：≤0.04％；Ti：≤0.04％；[Si]+[Al]≥0.8％；Fe；
可选的，以体积分数计，所述780MPa级热镀锌DH钢的钢基体显微组织包括：铁素体55％～70％，贝氏体5％～10％，残余奥氏体3％～8％，新鲜马氏体0％～5％，回火马氏体20％～35％；
可选的，所述780MPa级热镀锌DH钢，所述铁素体的晶粒尺寸＜10μm，所述马氏体的晶粒尺寸＜5μm，所述贝氏体的晶粒尺寸＜5μm，所述残余奥氏体的晶粒尺寸＜1μm。
可选的，在所述热镀锌DH钢为590MPa级热镀锌DH钢的情况下，
以质量分数计，所述590MPa级DH钢的化学组分包括：C：0.12-0.16％；Si：0.2-0.6％；Mn：1.3-1.7％；Cr：0-0.3％；Al：0.5-0.9％；P≤0.02％；S≤0.01％；Nb：≤0.04％；Ti：≤0.04％；[Si]+[Al]≥0.8％；Fe；
可选的，以体积分数计，所述590MPa级DH钢的显微组织包括：铁素体70％～85％，贝氏体0％～5％，残余奥氏体3％～10％，新鲜马氏体0％～5％，回火马氏体10％～20％；
可选的，所述590MPa级热镀锌DH钢，其特征在于，所述铁素体的晶粒尺寸＜10μm，所述马氏体的晶粒尺寸＜5μm，所述贝氏体的晶粒尺寸＜5μm，所述残余奥氏体的晶粒尺寸＜1μm。
第二方面，本公开提供了一种热镀锌DH钢的制备方法，用以制备第一方面所述的热镀锌DH钢，包括：
将酸洗冷轧后得到的带钢于第一预设温度下进行均热；
将均热后的带钢进行缓冷至第二预设温度；
将缓冷后的带钢进行闪冷至第三预设温度；
将闪冷后的带钢于第四预设温度下进行时效，后进行热镀锌，得到所述热镀锌DH钢。
可选的，所述第一预设温度不低于760℃，且，不超过所述热镀锌DH钢的Ac3温度线以下50℃；
所述第二预设温度为660℃～740℃；
所述第三预设温度介于所述热镀锌DH钢的Ms温度-200℃和所述热镀锌DH钢的Ms温度-50℃之间；
所述第四预设温度介于所述第三预设温度和所述第三预设温度+150℃之间。
第三方面，本公开提供了一种汽车结构件，所述汽车结构件中至少部分结构件由第一方面所述的热镀锌DH钢制得。
可选的，所述汽车结构件包括边梁、横梁、支柱、油箱支架、防撞件、吸能盒、中央通道、前纵梁、门槛梁和汽车板中的至少一种。
本公开实施例提供的上述技术方案与现有技术相比具有如下优点：
本公开实施例提供了一种热镀锌DH钢，该热镀锌DH钢的钢基体显微组织中新鲜马氏体含量低，通过控制钢基体显微组织中新鲜马氏体和回火马氏体含量，将钢基体显微组织中的大部分新鲜马氏体转变为回火马氏体，使新鲜马氏体的体积分数＜10％，从而降低铁素体和马氏体间的硬度差，达到改善热镀锌DH钢局部成形性能的目的，从而获得兼具优良整体成形性能和局部成形性能的热镀锌DH钢。
附图说明
此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本公开的实施例，并与说明书一起用于解释本公开的原理。
为了更清楚地说明本公开实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，对于本领域普通技术人员而言，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1示出了本公开实施例提供的一种热镀锌DH钢的制备方法中退火的过程示意图；
图2示出了本公开实施例提供的一种热镀锌DH钢的钢基体的典型显微组织图；
图3示出了本公开中汽车结构件的种类示意图。
具体实施方式
为使本公开实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本公开实施例中的附图，对本公开实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本公开的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本公开中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本公开保护的范围。
除非另有特别说明，本公开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。
DH钢(Dual Phase Steels with Improved Formability，简称为DH钢)，中文名全称为增强成形性双相钢，在DP钢(Dual-Phase钢，也称为马氏体双相钢)显微组织的基础上，多了残余奥氏体。残余奥氏体在变形过程中产生TRIP(Transformation InducedPlasticity，相变诱导塑性)效应，可以克服DP钢延伸率不足的缺点，从而提升材料的成形能力。但常规镀锌工艺生产的DH钢存在局部成形性能不足的问题，难以兼具优良整体成形性能和局部成形性能。相关现有技术具体如下：
本公开实施例提供的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：
第一方面，本公开提供了一种热镀锌DH钢，所述热镀锌DH钢包括钢基体以及附着于所述钢基体至少部分表面的镀锌层；
所述钢基体的显微组织包括：铁素体、马氏体、贝氏体及残余奥氏体；
所述马氏体包括：新鲜马氏体和回火马氏体；
在所述钢基体的显微组织中，所述新鲜马氏体的体积分数＜10％。
本公开实施例提供了一种热镀锌DH钢，该热镀锌DH钢的钢基体显微组织中新鲜马氏体含量低，通过控制钢基体显微组织中新鲜马氏体和回火马氏体含量，将钢基体显微组织中的大部分新鲜马氏体转变为回火马氏体，可使新鲜马氏体的体积分数＜10％，从而降低铁素体和马氏体间的硬度差，达到改善DH钢局部成形性能(所述局部成形性能主要具体包括折弯性能和扩孔性能)的目的，从而获得兼具优良整体成形性能(所述整体成形性能主要具体包括延伸率)和局部成形性能的DH钢。
相较于现有技术，本公开实施例提供的热镀锌DH钢更加注重提高其局部成形性能，通过降低热镀锌DH钢显微组织中的新鲜马氏体含量，在保证优良整体成形性的同时，获得了优良的局部成形能力，满足了如汽车制造等领域的复杂零件的成形要求。
本公开中，“在所述热镀锌DH钢的钢基体显微组织中，所述新鲜马氏体的体积分数＜10％。”应当理解为：在所有不同强度级别的热镀锌DH钢的显微组织中，新鲜马氏体的体积分数的最高不超过10％；同时，相较于现有技术，针对于某一特定的相同的强度级别的DH钢，和/或，热镀锌DH钢，本公开实施例提供的热镀锌DH钢显微组织中新鲜马氏体的体积分数更低，从而实现了某一特定的相同的强度级别的DH钢的局部成形性能提高的目的。
本公开中，新鲜马氏体具体是指在终冷过程中形成的、没有经过回火的马氏体；回火马氏体具体是指快冷阶段形成的马氏体、在时效段经过明显回火后变成回火马氏体。
本公开中，对于所述热镀锌DH钢中镀锌层的厚度以及化学成分并不作特定的限制，可根据实际使用需求以及现有技术公开的关于镀锌层技术内容进行制备得到。
作为本公开实施例的一种实施方式，所述热镀锌DH钢包括：590MPa～1000MPa级中任一级别的热镀锌DH钢。
本公开中，在一些具体实施例中，所述热镀锌DH钢的级别可以为以下任意一种：590MPa级热镀锌DH钢、600MPa级热镀锌DH钢、650MPa级热镀锌DH钢、700MPa级热镀锌DH钢、750MPa级热镀锌DH钢、780MPa级热镀锌DH钢、800MPa级热镀锌DH钢、850MPa级热镀锌DH钢、900MPa级热镀锌DH钢、980MPa级热镀锌DH钢等。
本公开中，关于热镀锌DH钢的级别，以“980MPa级热镀锌DH钢”举例来说，所述“980MPa级热镀锌DH钢”可具体理解为热镀锌DH钢的抗拉强度≥980MPa。
作为本公开实施例的一种实施方式，所述热镀锌DH钢为980MPa级热镀锌DH钢；
以体积分数计，所述980MPa级热镀锌DH钢的钢基体显微组织包括：铁素体30％～50％，贝氏体5％～10％，残余奥氏体3％～10％，新鲜马氏体0％～10％，回火马氏体30％～50％。
在本公开实施例中的一些其他实施方式，所述热镀锌DH钢为780MPa级热镀锌DH钢；
以体积分数计，所述780MPa级热镀锌DH钢的钢基体显微组织包括：铁素体55％～70％，贝氏体5％～10％，残余奥氏体3％～8％，新鲜马氏体0％～5％，回火马氏体20％～35％。
在本公开实施例中的一些其他实施方式，所述热镀锌DH钢为590MPa级热镀锌DH钢；
以体积分数计，所述590MPa级热镀锌DH钢的钢基体显微组织包括：铁素体70％～85％，贝氏体0％～5％，残余奥氏体3％～10％，新鲜马氏体0％～5％，回火马氏体10％～20％。
本公开中，当热镀锌DH钢的强度级别较低时(如590MPa级热镀锌DH钢)，常规镀锌组织中的新鲜马氏体总体较少，材料的局部成形性能仍能处于较高水平。相较于现有技术，当DH钢为590MPa级热镀锌DH钢时，本公开实施例提供的590MPa级热镀锌DH钢的显微组织中新鲜马氏体含量更少，所提供的590MPa级DH钢材料的局部成形性能更佳。
作为本公开实施例的一种实施方式，所述铁素体的晶粒尺寸＜10μm，所述马氏体的晶粒尺寸＜5μm，所述贝氏体的晶粒尺寸＜5μm，所述残余奥氏体的晶粒尺寸＜1μm。
本公开中，通过控制显微组织中铁素体、马氏体、贝氏体和残余奥氏体的晶粒尺寸为上述参数时，其作用是保证钢材的强度位于合理的范围。
作为本公开实施例的一种实施方式，所述热镀锌DH钢的钢基体包括以下化学组分：C、Si、Mn、Cr、Al、P、S、Nb、Ti、Fe及不可避免的杂质；
其中，所述DH钢的化学成分中的Si和Al的质量分数满足关系式一：[Si]+[Al]≥0.8％；
所述关系式一中，[Si]表示Si的质量分数，[Al]表示Al的质量分数。
本公开中，通过控制热镀锌DH钢的化学成分中的Si和Al的质量分数满足关系式一：[Si]+[Al]≥0.8％；其作用是保证DH钢的延伸率满足要求。
另外，相较于现有技术，本公开中热镀锌DH钢的化学成分设计中可不添加Mo等昂贵合金元素，在保证DH钢材料的优异性能的同时，成本更低。但在一些具体实施例中，本公开可根据如现有技术一(中国专利CN 202010928571.7)等，通过加入Mo等昂贵合金元素实现进一步提高DH钢材料的性能。
作为本公开实施例的一种实施方式，所述热镀锌DH钢为980MPa级热镀锌DH钢；以质量分数计，所述980MPa级热镀锌DH钢的化学组分包括：
C：0.17-0.23％；Si：0.3-0.9％；Mn：1.9-2.5％；Cr：0.1-0.6％；Al：0.6-1.0％；P≤0.02％；S≤0.01％；Nb：≤0.04％；Ti：≤0.04％；[Si]+[Al]≥0.8％；Fe。
作为本公开实施例的一种优选方式，当热镀锌DH钢为980MPa级热镀锌DH钢时，所述980MPa级热镀锌DH钢的化学组分包括：C：0.17-0.23％；Si：0.3-0.9％；Mn：1.9-2.5％；Cr：0.1-0.6％；Al：0.6-1.0％；P≤0.02％；S≤0.01％；Nb：≤0.04％；Ti：≤0.04％；Fe。相较于现有技术，本公开中DH钢的化学成分设计中可不添加Mo等昂贵合金元素，在保证DH钢材料的优异性能(包括强度性能、整体成形性能和局部成形性能等)的同时，成本更低。
在本公开实施例中的一些其他实施方式，所述热镀锌DH钢为780MPa级热镀锌DH钢；以质量分数计，所述780MPa级热镀锌DH钢的化学组分包括：C：0.15-0.19％；Si：0.3-0.8％；Mn：1.6-2.0％；Cr：0.1-0.5％；Al：0.5-0.9％；P≤0.02％；S≤0.01％；Nb：≤0.04％；Ti：≤0.04％；[Si]+[Al]≥0.8％；Fe。
作为本公开实施例的一种优选方式，当热镀锌DH钢为780MPa级热镀锌DH钢；以质量分数计，所述780MPa级热镀锌DH钢的化学组分包括：C：0.15-0.19％；Si：0.3-0.8％；Mn：1.6-2.0％；Cr：0.1-0.5％；Al：0.5-0.9％；P≤0.02％；S≤0.01％；Nb：≤0.04％；Ti：≤0.04％；Fe。相较于现有技术，本公开中热镀锌DH钢的化学成分设计中可不添加Mo等昂贵合金元素，在保证DH钢材料的优异性能(包括强度性能、整体成形性能和局部成形性能等)的同时，成本更低。
在本公开实施例中的一些其他实施方式，所述热镀锌DH钢为590MPa级热镀锌DH钢；以质量分数计，所述590MPa级热镀锌DH钢的化学组分包括：
C：0.12-0.16％；Si：0.2-0.6％；Mn：1.3-1.7％；Cr：0-0.3％；Al：0.5-0.9％；P≤0.02％；S≤0.01％；Nb：≤0.04％；Ti：≤0.04％；[Si]+[Al]≥0.8％；Fe。
作为本公开实施例的一种优选方式，当所述热镀锌DH钢为590MPa级热镀锌DH钢；以质量分数计，所述590MPa级热镀锌DH钢的化学组分包括：C：0.12-0.16％；Si：0.2-0.6％；Mn：1.3-1.7％；Cr：0-0.3％；Al：0.5-0.9％；P≤0.02％；S≤0.01％；Nb：≤0.04％；Ti：≤0.04％；Fe。相较于现有技术，本公开中热镀锌DH钢的钢基体化学成分设计中可不添加Mo等昂贵合金元素，在保证DH钢材料的优异性能(包括强度性能、整体成形性能和局部成形性能等)的同时，成本更低。
综上所述，本公开实施例第一方面提供了一种兼具优良整体成形性能和局部成形性能的热镀锌DH钢，具体来说，所述热镀锌DH钢的性能参数包括：扩孔率≥25％，纵向V弯半径＜R1.5。解决了常规镀锌工艺生产的DH钢普遍存在局部成形性能偏低的问题，满足了冲压复杂结构件的使用需求。同时，钢基体化学成分设计中可不添加Mo等昂贵合金元素，在保证热镀锌DH钢材料的优异性能(包括强度性能、整体成形性能和局部成形性能等)的同时，成本更低。
本公开中，所述热镀锌DH钢的性能参数包括：扩孔率≥25％，纵向V弯半径＜R1.5。具体来说，当所述热镀锌DH钢的强度等级较低时，如590MPa级热镀锌DH钢，扩孔率最高可达70％，纵向V弯半径可低至R0.5；当所述热镀锌DH钢的强度等级较高时，如980MPa级热镀锌DH钢，扩孔率最高可达30％，纵向V弯半径可低至R0.5。
本公开中，扩孔率是一种评价高强钢扩孔性能的指标，检测方法及标准具体为GB/T24524-2009。
本公开中，V弯半径是一种评价高强钢折弯性能的指标，检测方法及标准具体为GB/T232-1999。
第二方面，本公开提供了一种热镀锌DH钢的制备方法，用以制备第一方面所述的热镀锌DH钢，所述制备方法包括：钢水冶炼、连铸、热轧、酸洗、冷轧、退火和热镀锌；
所述退火的过程包括：
将酸洗冷轧后得到的带钢于第一预设温度下进行均热；
将均热后的带钢进行缓冷至第二预设温度；
将缓冷后的带钢进行闪冷至第三预设温度；
将闪冷后的带钢于第四预设温度下进行时效，得到所述热镀锌DH钢的钢基体。
本公开实施例提供了一种热镀锌DH钢的制备方法，用以制备第一方面所述的热镀锌DH钢。相较于现有技术，本公开实施例提供的热镀锌DH钢的制备方法，核心内容在于：通过控制退火工艺的过程，针对不同强度级别的热镀锌DH钢，于预设温度下进行均热、缓冷、闪冷和时效，从而达到控制组织中的新鲜马氏体含量，将组织中的大部分新鲜马氏体转变为回火马氏体，从而降低铁素体和马氏体间的硬度差，达到改善局部成形性能的目的。
本公开中，所述制备方法包括：钢水冶炼、连铸、热轧、酸洗、冷轧、退火和热镀锌，具体来说：
将含有与所述热镀锌DH钢的钢基体相同化学成分的钢水进行冶炼，后连铸，得到铸坯；
将所述铸坯依次进行热轧、酸洗、冷轧和退火处理后，得到所述热镀锌DH钢的钢基体；
将所述热镀锌DH钢的钢基体进锌锅镀锌，镀锌完成后以现有工艺冷却，得到热镀锌DH钢。
作为本公开实施例的一种实施方式，所述第一预设温度不低于760℃，且，不超过所述DH钢的Ac3温度线以下50℃。
本公开中，控制第一预设温度不低于760℃，且，不超过所述DH钢Ac3温度线以下50℃的作用是在均热过程中获得所需的相比例。
本公开中，所述Ac3线，是指带钢加热时的完全奥氏体化温度；所述“DH钢的Ac3温度线以下50℃”应当理解为DH钢的Ac3线所对应的温度值减去50之后的温度值。
作为本公开实施例的一种实施方式，所述第二预设温度为660℃～740℃。
本公开中，控制第二预设温度为660℃～740℃的作用是调节组织中的铁素体含量。在一些具体实施例中，所述第二预设温度可为660℃、670℃、680℃、690℃、700℃、710℃、720℃、730℃、740℃等。
作为本公开实施例的一种实施方式，所述第三预设温度介于(所述DH钢的Ms温度-200℃)和(所述DH钢的Ms温度-50℃)之间。
本公开中，控制所述第三预设温度介于(所述DH钢的Ms温度-200℃)和(所述DH钢的Ms温度-50℃)之间的作用是获得所需的回火马氏体含量，控制组织相比例。
本公开中，Ms具体是指所述DH钢中奥氏体向马氏体转变的开始温度；所述DH钢的Ms温度-200℃具体是指所述DH钢中奥氏体向马氏体转变的开始温度值减去200所得差的温度值；所述DH钢的Ms温度-50℃具体是指所述DH钢中奥氏体向马氏体转变的开始温度值减去50所得差的温度值。
作为本公开实施例的一种实施方式，所述第四预设温度介于所述第三预设温度和(所述第三预设温度+150℃)之间。
本公开中，控制所述第四预设温度介于所述第三预设温度和(所述第三预设温度+150℃)之间的作用是控制马氏体的回火程度。
本公开中，所述第三预设温度+150℃具体是指所述第三预设温度值加上150所得和的温度值。
作为本公开实施例的一种实施方式，所述热轧的工艺参数包括：铸坯加热温度为1150℃-1250℃。
本公开中，控制铸坯加热温度为1150℃-1250℃的作用是组织均匀化及微合金元素的固溶。
作为本公开实施例的一种实施方式，所述冷轧的工艺参数包括：冷轧压下率为35％-70％。
本公开中，控制冷轧压下率为35％-70％的作用是加热轧板冷轧至所需的厚度。
综上所述，本公开实施例第二方面提供了一种热镀锌DH钢的制备方法，用以制备第一方面所述的热镀锌DH钢，更具体来说，提供了一种提高热镀锌增强成形性双相钢局部成形性能的退火工艺，其关键在于，控制组织中的新鲜马氏体含量，将组织中的大部分新鲜马氏体转变为回火马氏体，从而降低铁素体和马氏体间的硬度差，达到改善局部成形性能的目的，可适用于不同强度级别(包括第一方面所述的热镀锌DH钢)的热镀锌DH钢。在一些具体实施例中，得到的热镀锌DH钢的退火工艺，可在转炉冶炼、板坯连铸、热轧、酸洗冷轧工艺后采用热镀锌工艺产线上进行热镀锌DH钢制备过程中的退火工序，具体过程包括：将酸洗冷轧后得到的带钢升温至两相区均热，均热温度介于760℃～Ac3-50℃；缓冷温度介于660℃～740℃；缓冷后闪冷至Ts点，Ts介于Ms温度-200℃至Ms温度-50℃点之间；闪冷后快速升温至Th进行时效，Th介于Ts和Ts+150℃之间，时效时间介于0.5～2min；时效完成后将带钢快速升温至460℃并进锌锅镀锌，镀锌完成后以正常工艺冷却。
第三方面，本公开提供了一种汽车结构件，所述汽车结构件中至少部分结构件由第一方面所述的热镀锌DH钢制得。
本公开实施例提供的汽车结构件由于采用一方面所述的热镀锌DH钢制得，各方面均可满足汽车结构件的使用标准。
作为本公开实施例的一种实施方式，所述汽车结构件包括边梁、横梁、支柱、油箱支架、防撞件、吸能盒、中央通道、前纵梁、门槛梁和汽车板中的至少一种。
本公开中，所述汽车结构件的具体类型如图3所示。所述横梁包括顶盖横梁、地板横梁等；支柱包括A柱等；汽车板包括门外板等。
下面结合具体的实施例，进一步阐述本公开。应理解，这些实施例仅用于说明本公开而不用于限制本公开的范围。下列实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照国家标准测定。若没有相应的国家标准，则按照通用的国际标准、常规条件、或按照制造厂商所建议的条件进行。
下述实施例提供了一种热镀锌DH钢的制备方法，包括转炉冶炼、板坯连铸、热轧、酸洗冷轧、退火、热镀锌；其中，采用热镀锌工艺产线上进行DH钢制备过程中的退火工序，如图1所示，退火工序具体过程包括：将酸洗冷轧后得到的带钢升温至两相区均热，均热温度介于760℃
～Ac3-50℃；缓冷温度介于660℃～740℃；缓冷后闪冷至Ts点，Ts介于Ms温度-200℃至Ms温度-50℃点之间；闪冷后快速升温至Th进行时效，Th介于Ts和Ts+150℃之间，时效时间介于0.5～2min；时效完成后将带钢快速升温至460℃并进锌锅镀锌，镀锌完成后以正常工艺冷却，制得热镀锌DH钢；所述热镀锌DH钢的级别包括590～980MPa级热镀锌DH钢。
实施例1-5(实施例1-5分别对应编号1-3、1-4、1-5、1-6、1-7)和对比例1-2(对比例1-2分别对应编号1-1和1-2)提供了一种590MPa级热镀锌增强成形性双相钢的制备方法，具体包括：
(1)钢水经过转炉冶炼，采用连铸方式获得。实施例1-5(实施例1-5分别对应编号1-3、1-4、1-5、1-6、1-7)和对比例1-2(对比例1-2分别对应编号1-1和1-2)中连铸坯实际化学成分如表1所示。
表1DH590的化学成分
C,％ Si,％ Mn,％ Al,％ P,％ S,％ Nb,％ A3,℃ Ms,℃
0.11 0.6 1.3 0.52 0.011 0.003 0.02 915 427
(2)上述连铸坯经机清后热装入炉，连铸坯加热温度为1150-1250℃，热轧终轧温度为900℃，卷取温度为620℃。热轧板进一步经冷轧得到冷硬带钢,冷轧变形量为50％。
板坯加热温度介于1150-1250℃是为了组织均匀化及微合金元素的固溶。终轧温度设定为900℃主要是为了保证获得良好热轧组织,终轧温度过高晶粒可能变得粗大,终轧温度过低可能出现混晶。卷取温度定为620℃是综合考虑了冷轧轧机负荷和冷轧成品卷表面质量的影响，卷取温度过低冷轧会变得困难，卷取温度过高成品卷表面质量会变差。冷轧压下率设为50％也是基于两方面考虑。若压下率过低则不利于获得较细小的组织，材料屈服强度会偏低；若压下率过高则轧机负荷会偏大，不利于板型控制。
(3)将上述冷硬带钢进行退火和热镀锌处理。带钢加热至780～820℃均热，后缓冷至680～720℃，然后闪冷至Ms点以下以获得获得部分马氏体组织，再快速升温至Ms点以上进行时效处理。具体退火工艺和力学性能、局部成形性能见表2所示。
1-1#实施例为常规镀锌工艺；1-2～1-7#工艺使用感应加热分别在时效段和入锌锅前对带钢进行升温，只是退火工艺有所不同。
表2DH590在不同热镀锌工艺(退火工艺)下的力学性能和局部成形性能
Figure BDA0003956563480000111
由表2可知，1-1#的常规镀锌工艺处理后，带钢的力学性能合格，扩孔率为43％，纵向V弯半径为R1.5。可见，由于强度级别低，DH590内的新鲜马氏体含量少，其对局部成形性能的影响还不算显著。1-2#工艺下，快冷温度/时效温度分别为410℃/450℃后，由于快冷温度高于[Ms温度-200,Ms温度-50]的温度区间，使得带钢的力学性能及局部成形性能无明显改善。工艺1-3#下，快冷温度/时效温度分别为250℃/410℃，快冷后可获得大量的一次马氏体；由于时效温度高于[Ts,Ts+150℃]的区间，一次马氏体回火充分，导致硬度和强度下降过多，虽然带钢的局部成形性能显著改善，但带钢的抗拉强度过低。工艺1-4#的快冷和时效温度合理，不仅带钢的力学性能合格，且局部成形性能有显著改善。1-5#工艺由于均热温度过低，均热后奥氏体含量过少，导致屈服和抗拉强度过低。1-6#工艺缓冷温度过低，导致基体内硬相比例偏少，从而导致抗拉强度过低。1-7#工艺由于时效时间过长，导致一次马氏体回火得过于充分，导致带钢的屈服和抗拉强度偏低。
实施例6-10(实施例6-10分别对应编号2-3、2-4、2-5、2-6、2-7)和对比例3-4(对比例3-4分别对应编号2-1和2-2)提供了一种780MPa级热镀锌增强成形性双相钢的制备方法，具体包括：
(1)钢水经过转炉冶炼,采用连铸方式获得。实施例6-10(实施例6-10分别对应编号2-3、2-4、2-5、2-6、2-7)和对比例3-4(对比例3-4分别对应编号2-1和2-2)中连铸坯实际化学成分如表3所示。
表3DH780的化学成分
Figure BDA0003956563480000112
Figure BDA0003956563480000121
(2)上述连铸坯经机清后热装入炉，连铸坯加热温度为1150-1250℃，热轧终轧温度为900℃，卷取温度为580℃。热轧板进一步经冷轧得到冷硬带钢,冷轧变形量为50％。
板坯加热温度介于1150-1250℃是为了组织均匀化及微合金元素的固溶。终轧温度设定为900℃主要是为了保证获得良好热轧组织,终轧温度过高晶粒可能变得粗大,终轧温度过低可能出现混晶。卷取温度定为580℃是综合考虑了冷轧轧机负荷和冷轧成品卷表面质量的影响，卷取温度过低冷轧会变得困难，卷取温度过高成品卷表面质量会变差。冷轧压下率设为50％也是基于两方面考虑。若压下率过低则不利于获得较细小的组织，材料屈服强度会偏低；若压下率过高则轧机负荷会偏大，不利于板型控制。
(4)将上述冷硬带钢进行退火和热镀锌处理。带钢加热至800～840℃均热，后缓冷至680～720℃，然后闪冷至Ms点以下以获得获得部分马氏体组织，再快速升温至Ms点以上进行时效处理。具体退火工艺和力学性能、局部成形性能见表4所示。
表4DH780在不同热镀锌工艺(退火工艺)下的力学性能和局部成形性能
Figure BDA0003956563480000122
由表4可知，2-1#对比例为常规镀锌工艺；2-2#～2-7#工艺使用感应加热分别在时效段和入锌锅前对带钢进行升温，但退火工艺有所不同。
2-1#的常规镀锌工艺处理后，带钢的力学性能合格，扩孔率为19％，纵向V弯半径为R2。可以看到，常规镀锌工艺下，随着强度级别的提高，DH钢的局部成形性能是下降的。2-2#工艺下，快冷/时效温度分别为380℃/450℃，快冷温度高于[Ms温度-200,Ms温度-50]的温度区间，带钢的力学性能及局部成形性能无明显改善。工艺2-3#下，快冷/时效温度分别为240℃/400℃，时效温度高于[Ts,Ts+150℃]的区间，虽然局部成形性能显著改善，但带钢的抗拉强度过低。工艺2-4#的快冷和时效温度合理，快冷/时效温度分别为240℃/320℃，实测力学性能合格；相比常规镀锌工艺而言，除延伸率有明显提高外，且局部成形性能也有显著改善。2-5#工艺由于均热温度过低，导致屈服和抗拉强度过低。2-6#工艺缓冷温度过低，也导致抗拉强度过低。2-7#工艺由于时效时间过长，导致带钢的强度过低。
实施例11-15(实施例11-15分别对应编号3-3、3-4、3-5、3-6、3-7)和对比例5-6(对比例5-6分别对应编号3-1和3-2)提供了一种980MPa级热镀锌增强成形性双相钢的制备方法，具体包括：
(1)钢水经过转炉冶炼,采用连铸方式获得。实施例11-15(实施例11-15分别对应编号3-3、3-4、3-5、3-6、3-7)和对比例5-6(对比例5-6分别对应编号3-1和3-2)中连铸坯实际化学成分如表5所示。
表5DH980的化学成分
C,％ Si,％ Mn,％ Al,％ P,％ S,％ Nb,％ A3,℃ Ms,℃
0.19 0.71 2.2 0.75 0.012 0.005 0.02 885 367
(2)上述连铸坯经机清后热装入炉，连铸坯加热温度为1150-1250℃，热轧终轧温度为900℃，卷取温度为650℃。热轧板进一步经冷轧得到冷硬带钢,冷轧变形量为50％。
板坯加热温度介于1150-1250℃是为了组织均匀化及微合金元素的固溶。终轧温度设定为900℃主要是为了保证获得良好热轧组织,终轧温度过高晶粒可能变得粗大,终轧温度过低可能出现混晶。卷取温度定为650℃是综合考虑了冷轧轧机负荷和冷轧成品卷表面质量的影响，卷取温度过低冷轧会变得困难，卷取温度过高成品卷表面质量会变差。冷轧压下率设为50％也是基于两方面考虑。若压下率过低则不利于获得较细小的组织，材料屈服强度会偏低；若压下率过高则轧机负荷会偏大，不利于板型控制。
(5)将上述冷硬带钢进行退火和热镀锌处理。带钢加热至820～860℃均热，后缓冷至680～740℃，然后闪冷至Ms点以下以获得获得部分马氏体组织，再快速升温至Ms点以上进行时效处理。具体退火工艺和力学性能、局部成形性能见表6所示。
表6DH980在不同热镀锌工艺(退火工艺)下的力学性能和局部成形性能
Figure BDA0003956563480000141
由表6可知，3-1#对比例为常规镀锌工艺；3-2#～3-7#工艺使用感应加热分别在时效段和入锌锅前对带钢进行升温，但退火工艺有所不同。
3-1#的常规镀锌工艺处理后，带钢的力学性能合格，扩孔率为14％，纵向V弯半径为R3。可以看到，强度级别增加至980MPa后，常规镀锌工艺下DH钢的局部成形性能进一步恶化。工艺3-2#下，快冷/时效温度分别为350℃/450℃，快冷温度高于[Ms温度-200,Ms温度-50]的温度区间，快冷后并不能产生明显的一次马氏体，带钢的力学性能及局部成形性能无明显改善。工艺3-3#下，快冷/时效温度分别为220℃/380℃，时效温度高于[Ts,Ts+150℃]的区间，一次马氏体回火过于充分，虽然局部成形性能显著改善，但带钢的抗拉强度低于下限要求。工艺3-4#的快冷/时效温度分别为220℃/330℃，既能产生大量一次马氏体，又避免了一次马氏体过分回火；相比常规镀锌工艺而言，除延伸率显著提高外，且局部成形性能也有明显改善。3-5#工艺由于均热温度过低，导致屈服和抗拉强度过低。3-6#工艺缓冷温度过低，也导致屈服和抗拉强度过低。2-7#工艺由于时效时间过长，导致一次马氏体回火得过于充分，带钢强度低于下限。
本公开实施例所得的兼具优良整体成形性能和局部成形性能的980MPa级增强成形性双相钢的典型显微组织如图2所示。
本公开的各种实施例可以以一个范围的形式存在；应当理解，以一范围形式的描述仅仅是因为方便及简洁，不应理解为对本公开范围的硬性限制；因此，应当认为所述的范围描述已经具体公开所有可能的子范围以及该范围内的单一数值。例如，应当认为从1到6的范围描述已经具体公开子范围，例如从1到3，从1到4，从1到5，从2到4，从2到6，从3到6等，以及所述范围内的单一数字，例如1、2、3、4、5及6，此不管范围为何皆适用。另外，每当在本文中指出数值范围，是指包括所指范围内的任何引用的数字(分数或整数)。
在本公开中，在未作相反说明的情况下，使用的方位词如“上”和“下”具体为附图中的图面方向。另外，在本公开说明书的描述中，术语“包括”“包含”等是指“包括但不限于”。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。在本文中，“和/或”，描述关联对象的关联关系，表示可以存在三种关系，例如，A和/或B，可以表示：单独存在A，同时存在A和B，单独存在B的情况。其中A，B可以是单数或者复数。在本文中，“至少一个”是指一个或者多个，“多个”是指两个或两个以上。“至少一种”、“以下至少一项(个)”或其类似表达，是指的这些项中的任意组合，包括单项(个)或复数项(个)的任意组合。例如，“a,b,或c中的至少一项(个)”，或，“a,b,和c中的至少一项(个)”，均可以表示：a,b,c,a-b(即a和b),a-c,b-c,或a-b-c，其中a,b,c分别可以是单个，也可以是多个。
以上所述仅是本公开的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本公开。对这些实施例的多种修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本公开的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本公开将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所申请的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims (16)

1.一种热镀锌DH钢，其特征在于，包括钢基体以及附着于所述钢基体至少部分表面的镀锌层；
所述钢基体的显微组织包括：铁素体、马氏体、贝氏体及残余奥氏体；
所述马氏体包括：新鲜马氏体和回火马氏体；
在所述钢基体的显微组织中，所述新鲜马氏体的体积分数＜10％。
2.根据权利要求1所述的热镀锌DH钢，其特征在于，所述热镀锌DH钢包括：590MPa～1000MPa级中任一级别的热镀锌DH钢。
3.根据权利要求1所述的热镀锌DH钢，其特征在于，所述热镀锌DH钢的性能参数包括：扩孔率≥25％，纵向90度V弯半径＜R1.5。
4.根据权利要求1～3任一项所述的热镀锌DH钢，其特征在于，在所述热镀锌DH钢为980MPa级热镀锌DH钢的情况下，
以质量分数计，所述980MPa级热镀锌DH钢的化学组分包括：C：0.17-0.23％；Si：0.3-0.9％；Mn：1.9-2.5％；Cr：0.1-0.6％；Al：0.6-1.0％；P≤0.02％；S≤0.01％；Nb：≤0.04％；Ti：≤0.04％；[Si]+[Al]≥0.8％；Fe。
5.根据权利要求1～3任一项所述的热镀锌DH钢，其特征在于，在所述热镀锌DH钢为980MPa级热镀锌DH钢的情况下，
以体积分数计，所述980MPa级热镀锌DH钢的钢基体显微组织包括：铁素体30％～50％，贝氏体5％～10％，残余奥氏体3％～10％，新鲜马氏体0％～10％，回火马氏体30％～50。
6.根据权利要求5所述的热镀锌DH钢，其特征在于，所述铁素体的晶粒尺寸＜10μm，所述马氏体的晶粒尺寸＜5μm，所述贝氏体的晶粒尺寸＜5μm，所述残余奥氏体的晶粒尺寸＜1μm。
7.根据权利要求1～3任一项所述的热镀锌DH钢，其特征在于，在所述热镀锌DH钢为780MPa级热镀锌DH钢的情况下，以质量分数计，所述780MPa级DH钢的化学组分包括：C：0.15-0.19％；Si：0.3-0.8％；Mn：1.6-2.0％；Cr：0.1-0.5％；Al：0.5-0.9％；P≤0.02％；S≤0.01％；Nb：≤0.04％；Ti：≤0.04％；[Si]+[Al]≥0.8％；Fe。
8.根据权利要求1～3任一项所述的热镀锌DH钢，其特征在于，在所述热镀锌DH钢为780MPa级热镀锌DH钢的情况下，
以体积分数计，所述780MPa级热镀锌DH钢的钢基体显微组织包括：铁素体55％～70％，贝氏体5％～10％，残余奥氏体3％～8％，新鲜马氏体0％～5％，回火马氏体20％～35％。
9.根据权利要求8所述的热镀锌DH钢，其特征在于，所述铁素体的晶粒尺寸＜10μm，所述马氏体的晶粒尺寸＜5μm，所述贝氏体的晶粒尺寸＜5μm，所述残余奥氏体的晶粒尺寸＜1μm。
10.根据权利要求1～3任一项所述的热镀锌DH钢，其特征在于，在所述热镀锌DH钢为590MPa级热镀锌DH钢的情况下，
以质量分数计，所述590MPa级DH钢的化学组分包括：C：0.12-0.16％；Si：0.2-0.6％；Mn：1.3-1.7％；Cr：0-0.3％；Al：0.5-0.9％；P≤0.02％；S≤0.01％；Nb：≤0.04％；Ti：≤0.04％；[Si]+[Al]≥0.8％；Fe。
11.根据权利要求1～3任一项所述的热镀锌DH钢，其特征在于，在所述热镀锌DH钢为590MPa级热镀锌DH钢的情况下，
以体积分数计，所述590MPa级DH钢的显微组织包括：铁素体70％～85％，贝氏体0％～5％，残余奥氏体3％～10％，新鲜马氏体0％～5％，回火马氏体10％～20％。
12.根据权利要求11所述的热镀锌DH钢，其特征在于，所述铁素体的晶粒尺寸＜10μm，所述马氏体的晶粒尺寸＜5μm，所述贝氏体的晶粒尺寸＜5μm，所述残余奥氏体的晶粒尺寸＜1μm。
13.一种热镀锌DH钢的制备方法，用于制备权利要求1～6任一项所述的热镀锌DH钢，其特征在于，包括：将酸洗冷轧后得到的带钢于第一预设温度下进行均热；
将均热后的带钢进行缓冷至第二预设温度；
将缓冷后的带钢进行闪冷至第三预设温度；
将闪冷后的带钢于第四预设温度下进行时效；后进行热镀锌，得到所述热镀锌DH钢。
14.根据权利要求13所述的热镀锌DH钢的制备方法，其特征在于，所述第一预设温度不低于760℃，且不超过所述热镀锌DH钢的Ac3温度线以下50℃；
所述第二预设温度为660℃～740℃；
所述第三预设温度介于所述热镀锌DH钢的Ms温度-200℃和所述热镀锌DH钢的Ms温度-50℃之间；
所述第四预设温度介于所述第三预设温度和所述第三预设温度+150℃之间。
15.一种汽车结构件，其特征在于，所述汽车结构件中至少部分结构件由权利要求1～12任一项所述的热镀锌DH钢制得。
16.根据权利要求15所述的汽车结构件，其特征在于，所述汽车结构件包括边梁、横梁、支柱、油箱支架、防撞件、吸能盒、中央通道、前纵梁、门槛梁和汽车板中的至少一种。
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KR102060522B1 (ko) * 2012-03-30 2019-12-30 뵈스트알파인 스탈 게엠베하 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
WO2015151419A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板及びその製造方法
CN104109814B (zh) * 2014-08-08 2016-05-04 鞍钢蒂森克虏伯汽车钢有限公司 一种具有翻边特性冷轧热镀锌双相钢板及制造方法
CN111748746B (zh) * 2019-03-29 2022-06-28 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级TRIP型冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
CN115151673B (zh) * 2020-02-28 2024-04-19 杰富意钢铁株式会社 钢板、构件和它们的制造方法
CN111926246B (zh) * 2020-07-13 2021-11-19 首钢集团有限公司 一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢及其制备方法
CN111893379B (zh) * 2020-07-13 2022-01-18 首钢集团有限公司 一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢及其制造方法
CN113061810B (zh) * 2021-03-17 2022-05-17 山东钢铁集团日照有限公司 一种590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法

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