CN101348885A - 一种1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法，冷轧热镀锌用高强钢板技术领域。冷轧热镀锌用双相钢的化学成分质量百分比：C：0.06％～0.18％，Si≤0.1％，Mn：1.2％～2.5％，Mo：0.05％～0.5％，Cr：0.05％～0.6％，Al：0.005％～0.05％，Nb：0.01％～0.06％，Ti：0.01％～0.05％，P≤0.02％，S≤0.01％，N≤0.005；余量为铁及不可避免地杂质。本发明采用Cr、Mo来代替Si，以扩大奥氏体+铁素体两相区，提高双相钢的淬透性。同时，通过添加Nb、Ti细化晶粒来提高钢的强度、韧性，使钢具有良好的可焊性、使用性，强度级别可以达到1000MPa以上。

Description

一种1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及冷轧热镀锌用高强钢板技术领域，提供了一种1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法。

背景技术

为了减轻汽车自重，实现其节能、环保、安全的目的，双相钢等先进高强钢的研究与开发成为各国学者们的关注热点。双相钢具有低的屈强比、高的初始加工硬化率、较高的碰撞能量吸收能力、良好的强度与延性的匹配等优点，是一种成形性良好的高强度新型冲压用钢。双相钢在汽车的辅助零件、车身结构、悬架、底盘等中都有较多的应用，其中以车身结构的用量最大。在ULSAB计划和ULSAB-AVC计划中，双相钢占整个车身结构的74％。

镀锌钢板能保证汽车具有良好的耐锈蚀穿孔能力，近十年来，在汽车车身上的使用量大幅度增加，特别是高强度汽车用深冲镀锌钢板。汽车内、外板和结构件大量地使用镀锌钢板，其使用量平均占80％以上，不少车型百分之百的使用镀锌板。长期以来，由于我国镀锌板生产尚存在诸多问题，我国轿车用镀锌板多为进口，尤其是高档轿车的镀锌板。因此，为满足我国汽车行业对高品质镀锌钢板的迫切需求，尤其是先进高强度热镀锌双相钢的开发相当必要。目前，强度级别为1000MPa的冷轧热镀锌双相钢在国内尚属空白。

发明内容

本发明的目的在于提供一种1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法，采用Cr、Mo来代替Si，以扩大奥氏体+铁素体两相区，提高双相钢的淬透性。同时，通过添加Nb、Ti细化晶粒来提高钢的强度、韧性，使钢具有良好的可焊性、使用性。

本发明针对热镀锌线工艺特点，在钢中添加少量Cr元素，用以改善临界区退火时所形成的奥氏体岛的淬透性，促进碳向奥氏体扩散，降低铁素体的屈服强度，更有利于获得低屈强比的双相钢。同时，向钢中复合添加适量微合金元素Nb和Ti，形成细小的二相粒子，细化晶粒尺寸，从而提高钢板力学性能。

通过制定合理的工艺参数可以有效利用合金元素，最大限度的提高双相钢的综合性能，因此高强度双相钢的成分设计与工艺参数的制定应相互结合。

镀锌线与连续退火生产线相比，冷却能力较低，而且还要经过锌锅，所以冷轧热镀锌双相钢与冷轧连退双相钢在合金设计上存在明显的差别。传统的冷轧连退双相钢主要是C-Si-Mn系，并且由于连退生产线的冷却速度足够大，完全可以通过Si、Mn的添加来提高淬透性。冷轧热镀锌双相钢的成分设计主要考虑以下问题：一是要添加足够量的合金元素来提高基板的淬透性，满足镀锌线的冷却速度；二是要考虑基板的可镀性和焊接性能，添加的元素数量和种类加大，必将影响到材料的焊接性，增加生产成本。

本发明采用Cr、Mo来代替Si，以扩大奥氏体+铁素体两相区，提高双相钢的淬透性。本发明的化学成分质量百分比：

C：0.06％～0.18％，Si≤0.10％，Mn：1.20％～2.50％，Mo：0.05％～0.50％，Cr：0.05％～0.60％，Al：0.005％～0.05％，Nb：0.01％～0.06％，Ti：0.01％～0.05％，P≤0.02％，S≤0.01％，N≤0.005％，余量为铁及不可避免杂质。

进一步优化为(质量百分比)：C：0.08％～0.14％，Si≤0.06％，Mn：1.60％～2.10％，Mo：0.15％～0.40％，Cr：0.20％～0.40％，Al：0.005％～0.03％，Nb：0.01％～0.03％，Ti：0.01％～0.02％，P≤0.015％，S≤0.008％，N≤0.004％，余量为铁及不可避免杂质。

本发明合金成分设计的理由如下：

C：碳是重要的固溶强化元素，是获得高强度双相钢的保证。如果其含量过低，退火时奥氏体的含量就会减少，生成的马氏体量也随之减少，难以达到1000MPa级，所以其含量不能低于0.08％。而碳含量过高，铁-锌反应就会剧烈，铁的重量损失加大，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。所以其含量一般不超过0.14％。

Si：硅可以扩大Fe-C相图的α+γ区，使临界区处理的温度范围加宽，改善双相钢的工艺性能，有利于保持双相钢强度、延性等性能的稳定性和重现性。然而，高的Si含量有害于板材表面质量，对于热镀锌双相钢来说，Si含量太高时会直接影响基板的可镀性，同时该元素也是受焊接性限制的主要元素之一。通过限制Si含量，也能够避免在热轧表面出现红鳞，其含量优选为≤0.06％。

Mn：优选为1.60％～2.10％。锰是扩大奥氏体区的元素，在中间缓冷阶段延迟珠光体和贝氏体的形成，提高钢的淬透性，从而促进在缓冷结束后的强制冷却过程中形成马氏体。但当含锰量较低时，铁素体相变后的残余奥氏体不稳定，在冷却过程中容易相变为贝氏体组织，不能得到双相钢要求的铁素体和马氏体组织；如果含锰量过高，将会过分稳定奥氏体，抑制硅元素促进铁素体析出的作用，使铁素体析出量变少，残余奥氏体的含碳量减少，反而降低了缓冷后钢的淬透性。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，所以还必须添加其他元素。

Mo：钼优选为0.15％～0.40％，以部分代替Si、Mn。可以提高临界区加热所形成的奥氏体岛的淬透性，对珠光体转变的抑制作用非常明显，对于热镀锌双相钢来讲，Mo相对其他添加元素有很多优点：首先，由于Mo氧化物的标准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；其次，Mo不会延迟镀锌板的合金化反应，使其可以在较低温度下进行，因而可以减少合金化镀层中的相及镀层的粉化量；最后，添加Mo会使CCT曲线明显右移，且扩大铁素体区域，从而避免了冷却时发生珠光体转变，有利于在连续热镀锌生产线中成功地获得马氏体双相钢组织。

Cr：优选为钼0.20％～0.40％，以部分代替Si、Mn。Cr是中强碳化物形成元素，显著提高钢的淬透性，不仅能强烈推迟珠光体转变和贝氏体转变，而且扩大了“卷取窗口”。Cr虽是弱固溶强化元素，但能增大奥氏体的过冷能力，从而细化组织、得到强化效果。Cr是扩大奥氏体亚稳区窗口的温度范围最有效的元素。

Al：铝对临界区加热时奥氏体形态的影响与Si相似，Al还可以形成AlN析出，起到一定的细化晶粒作用。

Nb：铌是一种强碳化物形成元素，铌和碳的亲和力大于钒，在钢铁材料中常用铌进行微合金化，主要是利用铌与碳结合形成弥散的碳化物，这种含铌的碳化物形成温度较高，可能在高温钢水中存在，而且其晶格常数与奥氏体相近，可以作为奥氏体的结晶核心，加入微量的铌可以细化凝固组织，另外在热处理过程中析出碳化铌一般呈细小弥散分布，有利于弥散强化，并且可以阻止高温奥氏体长大。

Ti：钛的作用与铌相似，是强碳化物元素，有利于细化晶粒。

S：硫作为残余及有害元素，除了能改善钢的切削加工性外，对钢的延伸、冲击韧性及热加工都十分不利。所以S一定要控制在0.008％以下。

P：磷是一种有害元素，严重地破坏了钢的冲击韧性，对钢的热加工及焊接性也不利。同样，P也要严格控制在0.015％以下。

本发明的制备工艺为：首先根据设计化学成分进行冶炼，铸造坯料锻造成板坯，进行热轧，热轧终轧温度为800～900℃，优选的终轧温度为860～890℃，卷取温度为600～700℃；热轧板经过酸洗后冷轧成冷轧薄板，冷轧压下率选择60％～75％；冷轧钢板经过模拟镀锌退火后制成钢板，退火温度为780～840℃，退火时间为40～100s，从退火温度冷至锌池温度的冷却速度CR1为10～20℃/s；镀锌段温度为450～470℃，镀锌时间为5～20s，镀锌后的冷却速度CR2为8～20℃/s冷却至室温，从而获得1000MPa级的冷轧热镀锌双相钢。

本发明优选的终轧温度为860～880℃，优选的热轧卷取温度为650～690℃；优选的退火温度为800～830℃；优选的退火时间为40～80s；从退火温度至锌池温度的冷速CR1优选为12～17℃/s；镀锌时间优选为5～10s；镀锌后的冷却速度CR2优选为10～15℃/s。

附图说明

图1为本发明退火工艺示意图。

具体实施方式

本发明的实施例化学成分如表1所示。

表1化学成分(质量百分数)

编号	C	Si	Mn	P	S	Al	Cr	Mo	Nb	Ti	N
												1	0.12	0.05	1.81	0.006	0.005	0.01	0.33	0.33	0.026	0.015	0.0035
2	0.10	0.05	1.90	0.010	0.004	0.02	0.40	0.30	0.030	0.016	0.0040

表2主要工艺参数与力学性能

实施例	退火温度/℃	保温时间/s	屈服强/MPa	抗拉强度/MPa	屈强比	延伸率
							1	820	80	598	1022	0.58	9.5％

2	820	40	688	1156	0.59	10.0％
							3	820	60	655	1084	0.60	11.3％
4	820	80	680	1106	0.60	12.2％

如图1所示本发明双相钢的再结晶退火温度优选为820℃。温度太低，碳化物没有完全溶解到奥氏体中，影响淬透性和基板的延展性，同时奥氏体量减少，马氏体量也随之减少，进而影响强度。而退火温度升高，奥氏体中合金元素和C的含量下降，也会影响其淬透性。

本发明的保温时间为80s。保温时间太短，生成的奥氏体量过少，在随后的冷却过程中，马氏体体积分数也少，则强度达不到1000MPa；而保温时间延长，会增加生产的成本。一般工业生产上，应在保证双相钢良好性能的前提下，尽可能采用短的保温时间。

从退火温度至锌池温度的冷却速度CR1大于12℃。冷速过小，容易发生珠光体转变，降低基板的强度；冷速过大又容易生成贝氏体，影响基板的延展性。镀锌后的冷却速度CR2优选为大于10℃/s。冷速小容易发生贝氏体转变，产生非马氏体组织，降低基板的强度。

Claims (9)

1、一种1000MPa级冷轧热镀锌双相钢，其特征在于，化学成分质量百分比为：C：0.06％～0.18％，Si≤0.10％，Mn：1.20％～2.50％，Mo：0.05％～0.50％，Cr：0.05％～0.60％，Al：0.005％～0.05％，Nb：0.01％～0.06％，Ti：0.01％～0.05％，P≤0.02％，S≤0.01％，N≤0.005％；余量为铁及不可避免杂质。

2、如权利要求1所述的热镀锌双相钢，其特征在于，化学成分质量百分比为：C：0.08％～0.14％，Si≤0.06％，Mn：1.60％～2.10％，Mo：0.15％～0.40％，Cr：0.20％～0.40％，Al：0.005％～0.03％，Nb：0.01％～0.03％，Ti：0.01％～0.02％，P≤0.015％，S≤0.008％，N≤0.004％，余量为铁及不可避免杂质。

3、一种制造权利要求1所述热镀锌双相钢的方法：制备工艺为：其特征在于，首先根据设计的化学成分进行冶炼，铸造坯料锻造成板坯，进行热轧，热轧终轧温度为800～900℃，卷取温度为600～700℃；热轧板经过酸洗后冷轧成冷轧薄板，冷轧压下率选择60％～75％；冷轧钢板经过模拟镀锌退火后制成钢板，退火温度为780～840℃，退火时间为40～100s，从退火温度冷至锌池温度的冷却速度CR1为10～20℃/s；镀锌段温度为450～470℃，镀锌时间为5～20s，镀锌后的冷却速度CR2为8～20℃/s冷却至室温，从而获得1000MPa级的冷轧热镀锌双相钢。

4、如权利要求3所述的制造方法，其特征在于，终轧温度为860～880℃。

5、如权利要求3所述的制造方法，其特征在于，热轧卷取温度为650～690℃。

6、如权利要求3所述的制造方法，其特征在于，退火温度为800～830℃，退火时间为40～80s。

7、如权利要求3所述的制造方法，其特征在于，从退火温度至锌池温度的冷速CR1为12～17℃/s。

8、如权利要求3所述的制造方法，其特征在于，镀锌时间为5～10s。

9、如权利要求3所述的制造方法，其特征在于，镀锌后的冷却速度CR2为10～15℃/s。

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