CN115181885A - 590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢及快速热处理制造方法 - Google Patents

590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢及快速热处理制造方法 Download PDF

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Abstract

590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢及快速热处理制造方法，该钢成分质量百分比为：C 0.045～0.105％，Si 0.1～0.4％，Mn1.0～1.5％，P≤0.02％，S≤0.006％，Al 0.02～0.055％，还可含有Cr、Mo、Ti、Nb、V中的一种或两种，且Cr+Mo+Ti+Nb+V≤0.3％，余量为Fe和其它不可避免的杂质。热镀锌步骤包括：快速加热～短时保温～快速冷却～热镀铝锌～快速冷却(热镀铝锌AZ产品)；快速加热～短时保温～快速冷却～热镀锌铝镁～快速冷却(热镀锌铝镁AM产品)。本发明通过快速热处理改变退火过程中变形组织的回复、铁素体再结晶及奥氏体相变过程，增加结晶形核点，缩短晶粒长大时间，在提高热处理效率的同时提高了材料的强度和成形性能(n90值)，扩展了材料性能区间范围。

Description

590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢及快速热 处理制造方法
技术领域
本发明属于材料快速热处理技术领域，特别涉及一种590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢(包括热镀铝锌AZ产品和热镀锌铝镁AM产品)及快速热处理制造方法。
背景技术
随着人们对能源节约以及材料服役安全意识的逐步提高，很多汽车制造商选择高强钢作为汽车用材，其中汽车的排气***就要求材料具有高强度高韧性高耐蚀特性，同时还需要一定的耐热特性；同时家电产品及建筑用材不仅对基板材料要高强减薄而且要求涂镀层具有良好的耐蚀性，可见汽车、家电、建筑等领域涂镀产品的耐蚀性、抗凹陷性、耐久强度、大变形冲击强度和安全性要求越来越高。
在汽车用热镀锌高强钢中，热镀锌双相钢应用最为广泛并且应用前景最好。低碳低合金热镀锌双相钢具有屈强点低、初始加工硬化速率高以及强度和塑性匹配性好等特点，成为目前广泛使用的强度高、成形性好的汽车结构冲压用钢。
然而随着对钢制品耐腐蚀性能要求的不断提高，热镀纯锌已经渐渐的不能满足要求，迫切需要开发新的高耐蚀镀层品种。因此，耐腐蚀更优的热镀铝锌、热镀锌铝镁镀层研究越来越多。相应的，热镀铝锌、热镀锌铝镁高强钢产品也应运而生。
目前，针对热镀铝锌、热镀锌铝镁镀层双相钢开发的主要手段是通过添加合金元素、调整临界退火工艺中均热温度、时间和冷速而改变热镀双相钢的组织性能。
中国专利CN201710994660.X公开了“550MPa级结构用热镀铝锌钢板及其制备方法”，化学成分为C：0.02-0.07％，Si≤0.03％，Mn：0.15-0.30％，P≤0.020％，Si≤0.020％，Nb：0.015-0.030％，Als：0.020-0.070％，采用55-60％的低冷轧压下率进行冷轧，屈服强度在550MPa以上，抗拉强度为560MPa，伸长率在10％左右，此专利提出的钢板具有伸长率较低，而屈强比较高的问题，会对后续加工过程产生影响。
中国专利CN102363857B公布了“一种屈服强度550MPa结构用彩涂板的生产方法”，其中Ti、Nb最多分别为0.05％和0.045％，其屈服强度Rp0.2达到550-600MPa；抗拉强度Rm为560-610MPa，断后伸长率A80mm≥6％，强化方式主要通过低温退火保持大部分未再结晶的带状组织，提高强度，但塑性较差，同样对成型产生影响。
中国专利CN100529141C公开了“一种全硬质镀铝锌钢板及其生产方法”，该方法制备得到的钢板屈服强度达到600MPa以上，断裂延伸率≤7％，其Ti、Nb总含量0.15％-0.100％，退火温度控制在630-710℃，通过低温回复退火的方式获得全硬质钢板，该方法获得的钢板产品延伸率过低，不能满足目前加工对成型性能要求。
中国专利CN201911161556.8公开了“一种热浸镀锌铝镁高强钢、制备方法及应用”，热浸镀锌铝镁高强钢包括基材和基材表面的锌铝镁合金镀层，通过成分设计，以及在成分设计的基础上对于生产工艺过程控制，形成了CSP薄板坯连铸连轧生产线和普通热镀锌生产线为核心工艺的冶炼、热轧、冷轧、退火的工艺生产方案和核心生产技术。以上的热浸镀锌铝镁高强钢的屈服强度大于550MPa，延伸率＞17％。由于成形性较差，只适用于光伏支架、公路护栏等要求高耐蚀但成形性要求不高的行业。
中国专利CN106811686A公布了“表面质量好的高强锌铝镁镀层钢板及其制造方法”，钢板的化学成分包含C：0.09-0.18％，Si：0.40-1.60％，Mn：0.80-2.10％，S：0.001-0.008％，还可加入Cr：0.01-0.60％，和/或Mo：0.01-0.30％。镀层的化学成分为Al：1-14％，Mg：1.0-5.0％，其余为锌和不可避免杂质。该专利虽然提出了一种高强的锌铝镁镀层钢板生产方法，但其成本高，而且Si含量过高易出现表面质量问题，屈服强度过高，伸长率较低，影响后续加工和成型。
中国专利CN104419867A公布了“一种1250MPa级超高强锌铝镁镀层钢板及其生产方法”，钢板的化学成分重量百分数为：C：0.15～0.35％，Si：0.50～1.80％，Mn：2.0～5.0％，Mn/Si不小于2，其余为铁和不可避免的杂质；镀层的化学成分重量百分数为：Al：1～15％，Mg：1～5％，Al/Mg≥1，其余为Zn和不可避免的杂质。生产方法包括冶炼-连铸-热连轧-冷连轧-连续热浸镀工艺，按照本发明制造的高耐蚀超高强锌铝镁镀层钢板，强度为1250～1500MPa，断后伸长率为12～18％，耐蚀性为普通镀锌板的4倍以上，镀层180°5a弯曲时无裂纹、不剥落，满足高耐蚀高强度减量化需求。该专利虽然提出了一种高强锌铝镁镀层钢板的生产方法，但Si含量过高易出现表面质量问题，而且C含量过高，焊接性较差，影响后续加工和成型。
综上所述，目前热镀铝锌和热镀锌铝镁产品存在成本高，表面质量较差，强度或伸长率匹配不佳导致后续加工成型的问题。同时，以往受企业生产设备所限，绝大部分的相关研究都是基于现有加热装备的加热速率(5～20℃/s)对带钢进行加热完成再结晶和奥氏体化(中国专利CN104988391A)。近年来，横磁感应加热和新型直火加热等快速加热技术的开发，使快速热处理工艺得以工业化应用。冷轧带钢从室温开始将有可能实现在十几秒甚至几秒内完成奥氏体化过程，大大缩短了炉子加热段长度，提高了机组速度和生产效率。同时，在极短时间内所完成的再结晶和奥氏体化过程也将提供更加灵活及柔性化的组织设计，进而在无需改变合金成分以及轧制工艺的前提下改善材料性能。
以双相钢为代表的高耐蚀先进高强钢有着广阔的应用前景，而快速热处理技术又有着巨大的开发价值，两者的结合必将会为双相钢的开发提供更大的空间。
发明内容
本发明的目的在于提供一种590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢(包括热镀铝锌AZ和热镀锌铝镁AM产品)及快速热处理制造方法，通过快速加热控制退火过程中变形基体的回复、铁素体再结晶、奥氏体相变及晶粒长大等过程，在最后完成热处理后获得细小的铁素体组织及多形态的强化相组织，在材料强度大幅提高的同时韧性亦有所改善，获得双相钢的屈服强度为304～398MPa，抗拉强度为630～698MPa，延伸率为22.3～29.4％，强塑积15.3-19.4GPa％，应***化指数n90值大于0.21。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
590MPa级别高成形性热镀铝锌及热镀锌铝镁双相钢，其化学成分质量百分比为：C：0.045～0.105％，Si：0.1～0.4％，Mn：1.0～1.5％，P≤0.02％，S≤0.006％，Al：0.02～0.055％，还可含有Cr、Mo、Ti、Nb、V中的一种或两种，且Cr+Mo+Ti+Nb+V≤0.3％，余量为Fe和其它不可避免的杂质，并通过下述工艺获得：
1)冶炼、铸造
按上述化学成分冶炼并铸造成板坯；
2)热轧、卷取
卷取温度550～680℃；
3)冷轧
冷轧压下率为40～85％；
4)快速热处理热镀铝锌或热镀锌铝镁
冷轧后的钢板快速加热至750～845℃，所述快速加热采用一段式或两段式；
采用一段式快速加热时，加热速率为50～500℃/s；
采用两段式快速加热时，第一段以15～500℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃，第二段以50～500℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃；
之后进行均热，均热温度：750～845℃，均热时间：10～60s；均热结束后以5～15℃/s的冷却速率缓慢冷却至670～770℃，随后以50～150℃/s的冷却速率快速冷却至580～600℃，浸入锌锅进行热镀铝锌或热镀锌铝镁；
热镀铝锌之后，以30～200℃/s的冷却速率冷却至室温，获得热镀铝锌AZ产品；或者，
热镀锌铝镁之后，以30～180℃/s的冷却速率冷却至室温，获得热镀锌铝镁AM产品。
优选的，所述C含量为0.065～0.085％。
优选的，所述Si含量为0.15～0.25％。
优选的，所述Mn含量为1.2％～1.35％。
优选的，所述双相钢中可含有Cr、Mo、Ti、Nb、V中的一种或两种，且Cr+Mo+Ti+Nb+V≤0.2％。
优选的，所述快速热处理热镀铝锌或热镀锌铝镁全过程用时29～122s。
优选的，步骤2)中，所述热轧温度≥Ar3。
优选的，步骤2)中，所述卷取温度为580～650℃。
优选的，步骤3)中，所述冷轧压下率为60～80％。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用一段式加热时加热速率为50～300℃/s。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热：第一段以15～300℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃，第二段以50～300℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热：第一段以30～300℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃，第二段以80～300℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃。
本发明所述双相钢的金相组织为均匀分布的铁素体和马氏体双相组织，平均晶粒尺寸在1～3μm。
本发明所述双相钢的屈服强度为304～398MPa，抗拉强度为630～698MPa，延伸率为22.3～29.4％，强塑积15.3～19.4GPa％，应***化指数n90值大于0.21。
在本发明钢的成分与工艺设计中：
C：碳是钢中最常见的强化元素，碳使钢的强度增加，塑性下降，但对成形用钢而言，需要的是低的屈服强度、高的均匀延伸率和总延伸率，故碳含量不宜过高。碳含量对钢的力学性能影响十分大，随着含碳量的升高，珠光体的数量会增加，钢的强度与硬度会大幅提高，但是其塑性与韧性会明显下降，若含碳量过高，钢中便会出现明显的网状碳化物，而网状碳化物的存在会使其强度、塑性与韧性都明显下降，钢中含碳量的升高所产生的强化效果也会显著减弱，使钢的工艺性能变差，所以在保证强度的前提下应尽量降低碳含量。
对于双相钢而言，碳元素主要影响退火过程中形成的奥氏体的体积分数，在奥氏体的形成过程当中，碳元素在奥氏体或铁素体中的扩散过程实际上起到了控制奥氏体晶粒长大的过程。随碳含量升高或临界区加热温度升高，奥氏体体积分数增加，进而冷却后所形成的马氏体相组织增加，材料的强度增加，所以综合考虑材料强韧性匹配、快速退火过程强度的提升。本发明将含碳量限定在0.045～0.105％范围之内。
Mn：锰可以与铁形成固溶体，进而提高碳钢中铁素体与奥氏体的强度及硬度，并使钢材在热轧之后的冷却过程中获得较细小且强度较高的珠光体，而且珠光体的含量也会随着Mn含量的增加而有所增加。锰同时又是碳化物的形成元素，锰的碳化物能够溶入渗碳体，从而间接地增强珠光体的强度。锰还可以强烈增强钢的淬透性，进一步提高其强度。
对于双相钢而言，锰元素是明显影响临界区退火时奥氏体形成动力学的元素之一，锰主要影响奥氏体生成后向铁素体转变并长大的过程，以及奥氏体与铁素体的最终平衡过程。由于锰元素在奥氏体中的扩散速度远小于其在铁素体中的扩散速度，受锰扩散控制的奥氏体晶粒长大的时间较长，而锰元素在奥氏体内达到均匀分布的时间会更长。在临界区加热时，如果保温时间较短，锰元素在奥氏体内达不到均匀分布，随后冷却速率不足，就会得不到均一的马氏体岛组织。在采用快速热处理工艺生产的双相钢中(如水淬连续退火生产线)，含锰量一般较高，致使奥氏体生成后即具有较高的锰含量，保证奥氏体岛的淬透性，冷却后得到均一的马氏体岛组织和较均匀的性能。此外，锰元素扩大γ相区，降低Ac1和Ac3温度，因此含锰钢在同样热处理条件下将比低碳钢得到更高的马氏体体积分数。但锰含量较高时，有使钢中晶粒粗化的趋势，增加钢的过热敏感性；当熔炼浇注与热锻轧之后冷却不当时，容易使碳钢中产生白点。综合以上因素考虑，本发明将含锰量设计在1.0～1.5％范围之内。
Si：硅在铁素体或奥氏体中形成固溶体，从而增强钢的屈服强度与抗拉强度，而且硅可增大钢的冷加工变形硬化率，是合金钢中的有益元素。另外硅在硅锰钢的沿晶断口表面有着明显的富集现象，硅在晶界位置的偏聚能够减缓碳与磷沿晶界的分布，进而改善晶界的脆化状态。硅可以提高钢的强度、硬度与耐磨性，而且不会使钢的塑性明显下降。硅脱氧的能力较强，是炼钢时常用的脱氧剂，硅还能够增大钢液的流动性，所以一般钢中都含硅，但是当钢中硅的含量过高时，其塑性与韧性会显著下降。
对于双相钢而言，硅的主要影响是降低给定退火时间条件下最终平衡时的奥氏体体积分数。硅对奥氏体长大速率没有明显影响，但对奥氏体的形成形态和分布有明显影响。因此，本发明将含硅量确定在0.1～0.4％范围之内。
Cr：铬在钢中的主要作用是提高淬透性。使钢经淬火回火后具有较好的综合力学性能。铬与铁形成连续固溶体，缩小奥氏体相区城。铬与碳形成多种碳化物，与碳的亲和力大于铁和锰元素。铬与铁可形成金属间化合物σ相(FeCr)，铬使珠光体中碳的浓度及奥氏体中碳的极限溶解度减少；铬减缓奥氏体的分解速度，显著提高钢的淬透性。但亦增加钢的回火脆性倾向。铬元素可提高钢的强度和硬度同时加入其他合金元素时，效果较显著。由于Cr提高了钢在空冷时的淬火能力，因而对钢的焊接性能有不利的影响。但是在含铬量小于0.3％时，对焊接性的不利影响可以忽略；大于此含量时，容易在焊接时产生裂纹和夹渣等缺陷。当Cr与其他合金元素同时存在(如和V共存)时，Cr对焊接性的不利影响大大减小。如当Cr、Mo、V等元素同时存在于钢中时，即使含Cr量达到1.7％，对钢的焊接性能尚无显著的不利影响。本发明中铬元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。
Mo：钼元素能抑制铁的自扩散和其他元素的扩散速度。Mo原子半径比α-Fe原子大，当Mo溶解在α固溶体时，使固溶体发生强烈的晶格畸变，同时Mo能增加晶格原子键引力，提高α铁素体的再结晶温度。Mo在珠光体型、铁素体型、马氏体型钢中，甚至在高合金奥氏体钢中的强化作用也十分明显。Mo在钢中的良好作用还需视与钢中其他合金元素间的相互作用而定。在钢中加入强碳化物形成元素V、Nb、Ti时，Mo的固溶强化作用更加显著。这是因为当强碳化物形成元素与C结合成稳定的碳化物时，能促进Mo更有效地溶入固溶体中，从而更有利于钢的热强性提高。加入Mo还可以增加钢的淬透性，但效果没有C和Cr显著。Mo会抑制珠光体区的转变，使中温区转变加快，因而含Mo钢在冷却速度较大的情况下也能形成一定数量的贝氏体，并且消除铁素体的形成，这是Mo对低合金耐热钢热强性产生有利影响的原因之一。Mo还能显著降低钢的热脆倾向，并减小珠光体球化速度。当Mo含量在0.15％以下时，对钢的焊接性能无不利的影响。本发明中钼元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。
微合金元素Ti、Nb、V：在钢中添加微量的微合金元素Nb、V、Ti，可保证钢在碳当量较低的情况下，通过其碳、氮化物质点(尺寸小于5nm)的弥散析出及Nb、V、Ti的固溶，细化晶粒，极大地提高钢的强度、韧性，特别是低温韧性，使钢具有良好的可焊性、使用性。Nb、V、Ti是碳化物和氮化物的形成元素，这些元素在比较低的浓度下就能满足这种要求Nb、V、Ti为强碳化物形成元素，常温时，在钢中大部分以碳化物、氮化物、碳氮化物形式存在，少部分固溶在铁素体中。加入Nb、V、Ti可以阻止奥氏体晶粒长大，提高钢的粗化温度。这是由于它们的碳、氮化物弥散的小颗粒能对奥氏体晶界起固定作用，阻碍奥氏体晶界的迁移，提高奥氏体再结晶温度,可扩大未再结晶区，亦即阻止了奥氏体晶粒长大。在钢中添加微量的Nb、V、Ti，一方面，可在减少碳当量含量的同时提高强度，从而提高钢的焊接性能；另一方面，将不纯物质如氧、氮、硫等固定起来，从而改善钢的可焊性；其次，由于其微观质点的作用，例如TiN在高温下的未溶解性，可阻止热影响区晶粒的粗化，提高热影响区的韧性，从而改善钢的焊接性能。本发明中微合金元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。
本发明通过快速加热、短时保温和快速冷却的快速热处理工艺控制连续热处理工艺中变形组织的回复、再结晶、奥氏体相变及晶粒长大等过程，在冷却过程中不仅形成铁素体基体相，且产生各种强化相和相内的成分梯度分布，最终获得细小的铁素体组织及多形态的强化相组织，使材料获得较佳的强韧性配合，降低合金成本和各工序制造难度，提高相同强度级别钢种的焊接性能等使用性能。
具体原理在于：加热过程不同温度阶段采用不同加热速率，低温段主要发生变形组织的回复，可采用相对低的加热速率以降低能耗；高温段主要发生不同相组织的再结晶和晶粒长大，必须要采用相对高的加热速率来缩短组织在高温区间的停留时间才能确保晶粒无法长大。通过控制加热过程中的加热速率抑制加热过程中变形组织的回复及铁素体再结晶过程，使再结晶过程与奥氏体相变过程重叠，增加了再结晶晶粒和奥氏体晶粒的形核点，最终细化晶粒。通过短时保温和快速冷却，缩短均热过程晶粒长大的时间，确保晶粒组织细小、均匀分布。
本发明所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌及热镀锌铝镁双相钢的快速热处理制造方法，包括以下步骤：
1)冶炼、铸造
按上述化学成分冶炼并铸造成板坯；
2)热轧、卷取
卷取温度550～680℃；
3)冷轧
冷轧压下率40～85％，冷轧后获得轧硬态带钢或钢板；
4)快速热处理热镀铝锌或热镀锌铝镁
a)快速加热
将冷轧带钢或钢板由室温快速加热至750～845℃奥氏体和铁素体两相区目标温度，所述快速加热采用一段式或两段式；
采用一段式快速加热时，加热速率为50～500℃/s；
采用两段式快速加热时，第一段以15～500℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃，第二段以50～500℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃；
b)均热
在奥氏体和铁素体两相区目标温度750～845℃进行均热，均热时间为10～60s；
c)冷却
带钢或钢板均热结束后以5～15℃/s冷却速率缓冷至670～770℃；随后以50～150℃/s冷却速率快速冷却至580～600℃；
d)热镀铝锌或热镀锌铝镁
将带钢或钢板快速冷却至580～600℃后浸入锌锅进行热镀铝锌或热镀锌铝镁；
e)热镀铝锌之后，以30～200℃/s的冷却速率冷却至室温，获得热镀铝锌AZ产品；或者，
热镀锌铝镁之后，以30～180℃/s的冷却速率冷却至室温，获得热镀锌铝镁AM产品。
优选的，所述快速热处理热镀铝锌或热镀锌铝镁全过程用时为29～122s。
优选的，步骤2)中，所述热轧温度≥Ar3。
优选的，步骤2)中，所述卷取温度为580～650℃。
优选的，步骤3)中，所述冷轧压下率为60～80％。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用一段式加热时加热速率为50～300℃/s。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热，第一段以15～300℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃，第二段以50～300℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热，第一段以30～300℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃，第二段以80～300℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃。
优选的，步骤4)中，所述快速加热最终温度为770～830℃。
优选的，步骤4)均热过程中，带钢或钢板加热至所述奥氏体和铁素体两相区目标温度后，保持温度不变进行均热。
优选的，步骤4)均热过程中，带钢或钢板在均热时间段内进行小幅度升温或小幅度降温，升温后温度不超过845℃，降温后温度不低于750℃。
优选的，所述均热时间为10～40s。
在本发明所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢的快速热处理制造方法中：
1、加热速度控制
连续加热过程的再结晶动力学可以由受加热速率影响的关系式来定量描述，连续加热过程中铁素体再结晶体积分数与温度T的函数关系式为：
Figure BDA0003005212310000101
其中，X(t)为铁素体再结晶体积分数；n为Avrami指数，与相变机制有关，取决于再结晶形核率的衰减周期，一般在1～4的范围内取值；T为热处理温度；Tstar为再结晶开始温度；β是加热速率；b(T)由下式所获得：
b＝b0 exp(-Q/RT)
从以上公式及有关实验数据可以得出，随加热速率增加，再结晶开始温度(Tstar)及结束温度(Tfin)均升高；加热速率在50℃/s以上时，奥氏体相变与再结晶过程将重叠，再结晶温度升高至两相区温度，加热速率越快，铁素体再结晶温度也越高。
传统热处理过程采用慢速加热，该条件下变形基体依次发生回复、再结晶及晶粒长大，而后发生铁素体向奥氏体的相转变，相变形核点主要集中在已经长大的铁素体晶界处，形核率较低，最终得到的晶粒组织比较粗大。
快速加热条件下，变形基体还没有完成回复就开始发生铁素体向奥氏体的相转变，或再结晶刚刚完成，晶粒还没有长大就发生奥氏体相变，由于刚刚完成再结晶时晶粒细小、晶界面积大，因此形核率显著提高，奥氏体晶粒明显细化。特别是铁素体再结晶与奥氏体相变过程发生重叠后，由于铁素体晶体内保留了大量位错等晶体缺陷，为奥氏体提供了大量的形核点，使得奥氏体呈现爆发式形核，奥氏体晶粒进一步细化。同时保留下来的高密度位错线缺陷也成为碳原子高速扩散的通道，使得每一个奥氏体晶粒都能快速生成并长大，因此增大奥氏体体积分数。
快速加热过程中精细控制组织演变、合金元素和各相组分分布，为后续均热过程奥氏体组织长大，以及各合金成分分布及快速冷却过程奥氏体向马氏体相转变奠定了良好的基础。最终才能获得具有细化晶粒、合理的元素及各相分布的最终产品组织。综合考虑快速加热细化晶粒的效果、制造成本以及可制造性等因素，本发明将一段式快速加热时加热速率定为50～500℃/s，采用两段式快速加热时加热速率定为15～500℃/s。。
由于不同温度区间范围内，快速加热对材料的回复、再结晶和晶粒长大等组织演变过程所产生的影响不同，为获得最优的组织控制，因此不同的加热温度区间其优选的加热速率也不相同：从20℃到550～650℃，加热速率对回复过程的影响最大，控制加热速率为15～300℃/s，进一步优选为30～300℃/s；加热温度从550～650℃到奥氏体化温度750～845℃，加热速率对晶粒长大过程影响最大，控制加热速率为50～300℃/s；进一步优选为80～300℃/s。
2、均热温度控制
均热温度通常取决于C含量，本发明双相钢中C含量为0.045～0.105％，本发明钢的AC1和AC3分别在730℃和870℃左右。本发明的快速热处理工艺中将带钢加热到AC1到AC3之间进行均热，利用快速加热技术在未充分再结晶的铁素体中保留大量的位错，为奥氏体转变提供了更大的形核驱动力，所以较传统连续退火工艺，本发明的快速热处理方法可获得更多更细小的奥氏体组织。
本发明对于均热温度的控制，率先提出均热温度在一定范围内进行升高和降低：即均热带温倾斜升温和倾斜降温，但均热温度必须保持在一定范围之内。这样做的好处在于：在两相区温度范围内快速升降温过程，实际上就是进一步增加过热度和过冷度，便于快速相转变过程，当升降温幅度足够大、升降温速率也足够大时，可以通过反复的铁素体向奥氏体相转变以及奥氏体向铁素体相转变进一步细化晶粒，同时对碳化物形成及合金元素的均匀分布也起到一定的影响，最终形成更细小的组织及具有均匀分布的合金元素。
冷轧后双相钢中有大量未溶解的细小均匀分布的碳化物，在加热过程中，能够对奥氏体晶粒的长大起到机械阻碍的作用，有利于细化高强钢的晶粒度。但是如果均热温度过高，就会使未溶解的碳化物数目大量减少，削弱这种阻碍作用，增强晶粒的长大倾向，进而降低钢的强度。当未溶碳化物的数量过多时，又有可能引起聚集，造成局部化学成分的不均匀分布，该聚集处的含碳量过高时，还会引发局部过热。所以理想情况下，钢中应该均匀分布着少量细小的颗粒状未溶碳化物，这样既可以防止奥氏体晶粒异常长大，又能够相应地提高基体中的各合金元素的含量，达到改善合金钢的强度与韧性等力学性能的目的。
均热温度的选取还应以获得细小均匀的奥氏体晶粒为目的，避免奥氏体晶粒粗大，以达到在冷却之后能够得到细小的马氏体组织的目的。过高的均热温度会使奥氏体晶粒粗大，快冷后获得的马氏体组织也会较粗大，使钢的力学性能不佳；还会增加残余奥氏体的数量、减少马氏体的数量，降低钢的硬度与耐磨性。过低的均热温度，又会使奥氏体溶入的碳以及合金元素不足，令奥氏体中合金元素浓度分布不均，使钢的淬透性大幅降低，对钢的力学性能造成不利影响。亚共析钢的均热温度应该为Ac3+30～50℃。对于超高强度钢来说，存在碳化物形成元素，会阻碍碳化物的转变，所以均热温度可以适当的提高。综合以上因素，本发明选取750～845℃作为均热温度，以期获得更理想更合理的最终组织。
3、均热时间控制
由于本发明工艺采用快速加热，在两相区材料含有大量残余位错，为奥氏体形成提供大量的形核点，且为碳原子提供了快速扩散通道，所以奥氏体可以极快的形成，而且淬火保温时间越短碳原子扩散距离越短，奥氏体内碳浓度梯度越大，因此最后保留下来的残余奥氏体碳含量越多；但是如果保温时间过短，会使钢中合金元素分布不均而且会导致奥氏体化不充分；保温时间过长又容易导致奥氏体晶粒粗大。均热保温时间的影响因素也取决于钢中碳以及合金元素的含量，当其含量升高时，不仅会导致钢的导热性降低，而且因为合金元素比碳元素的扩散速度更慢，合金元素会明显延滞钢的组织转变，这时就要适当延长保温时间，综上，本发明将保温时间定为10～60s。
4、快速冷却速度控制
为了获得马氏体，快冷时材料的冷速必须大于临界冷却速度才能够得到马氏体组织，临界冷却速度主要取决于材料成分，本发明中的Si含量为0.1～0.4％，Mn含量为1.0～1.5％，含量相对较高，所以Si和Mn很大程度加强了双相钢的淬透性，降低了临界冷却速度。
而太大的冷速又会产生较大的淬火应力(即组织应力与热应力)，容易导致试样变形。所以本发明将快速冷却速度设置为50～150℃/s。
加热速率的显著提高和均热时间的缩短，使得基体材料在高温下的停留时间大幅度缩短，因此高强钢合金元素表面富集减少，可镀性增强，表面质量提高。另外，机组炉子长度的缩短(较传统连续退火炉至少能缩短三分之一)，炉辊减少使得产生炉内辊印、麻点、擦划伤等表面缺陷的概率明显降低，产品表面质量提高。
本发明相对于传统技术所具有的优点：
(1)本发明通过快速热处理抑制热处理过程中变形组织的回复及铁素体再结晶过程，使再结晶过程与奥氏体相变过程重叠，增加再结晶晶粒和奥氏体晶粒的形核点，缩短晶粒长大时间，所获得的双相钢的金相组织为均匀分布的铁素体和马氏体双相组织，快速热处理后组织中的细小马氏体，其特征是具有块状，条状，颗粒状等多种形态，且分布更加均匀，从而双相钢产品可获得良好的强塑性匹配。
(2)相比于传统连续退火热镀锌方式所得的热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢，在前工序制造条件不变的前提下，通过本发明快速热处理后得到的双相钢的平均晶粒尺寸为1～3μm，晶粒尺寸减小30～50％，可获得良好的细晶强化效果。其屈服强度304～398MPa，抗拉强度630～698MPa；延伸率22.3～29.4％；强塑积15.3～19.4GPa％；应***化指数n90值大于0.21，提高约20％。
(3)根据本发明所述的双相钢快速热处理热镀铝锌或热镀锌铝镁工艺，热处理全过程用时可缩短至29～122s，大大降低了整个热处理工艺过程的时间(传统连续退火工艺时间通常在5～8min)，显著提高了生产效率、减少了能耗，而且可以用更低合金含量的钢种生产出更高强度等级且强塑性更加优越的产品，从而降低了产品的生产成本，提高了产品性价比。
(4)在产品质量方面，由于加热速率的显著提高和均热时间的缩短，使得热镀锌基体材料在高温下的停留时间大幅度缩短，因此高强钢合金元素表面富集减少，可镀性增强，表面质量提高。另外，机组炉子长度的缩短、炉辊减少使得产生炉内辊印、麻点、擦划伤等表面缺陷的概率明显降低，产品表面质量提高。
(5)相比于传统热处理得到的热镀双相钢，本发明技术得到的热镀热镀铝锌及热镀锌铝镁双相钢的成形、焊接、涂装、耐蚀性能等用户使用性能也有所提高，其中耐蚀性是传统GI双相钢的3～8倍。
综上所述，通过本发明得到的高成形性热镀锌双相钢对新一代轻量化汽车、火车、船舶、飞机等交通运输工具的发展和相应工业的健康发展以及先进制造业的健康发展均具有重要价值。
附图说明
图1是本发明试验钢A按本发明实施例1(一段式加热)所生产的热镀铝锌双相钢(AM)显微组织图片。
图2是本发明试验钢A按本发明实施例1(两段式加热)所生产的热镀铝锌双相钢(AZ)显微组织图片。
图3是本发明试验钢A按传统工艺1(两段式加热)所生产的热镀热镀铝锌双相钢(AZ)显微组织图片。
图4是本发明试验钢I按本发明实施例3(两段式加热)所生产的热镀铝锌双相钢(AZ)显微组织图片。
图5是本发明试验钢C按本发明实施例15(两段式加热)所生产的热镀锌铝镁双相钢(AM)显微组织图片。
具体实施方式
下面结合实施例和附图对本发明作进一步说明，本实施例以本发明技术方案为前提进行实施，给出了详细的实施方式和具体操作过程，但本发明的保护范围不限于下述的实施例。
本发明试验钢的成分参见表1，本发明按照一段式快速热处理实施例及传统工艺的具体参数参见表2，本发明按照二段式快速热处理实施例及传统工艺的具体参数参见表3，表4为本发明试验钢成分按一段式加热实施例及传统工艺所得双相钢的主要性能，表5为本发明试验钢成分按二段式加热实施例及传统工艺制备所得双相钢的主要性能。
从表1～表5可以看出，通过本发明的方法，可降低同级别钢中的合金含量，细化晶粒、获得材料组织构成及强度和韧性的匹配。通过本发明的方法获得的双相钢屈服强度为304～398MPa，抗拉强度为630～698MPa，延伸率为22.3～29.4％，强塑积15.3-19.4GPa％，应***化指数n90值大于0.21。
图1是本发明试验钢A按本发明实施例1(一段式加热)所生产的热镀铝锌双相钢(AZ)显微组织图片，图2、图3为典型成分A钢经过本发明实施例1和对比传统工艺例1的组织图(两段式加热)，图4是本发明I钢通过本发明实施例3(两段式加热)所生产的热镀铝锌双相钢(AZ)显微组织图片，图5是本发明C钢通过本发明实施例15中(两段式加热)传统加热速率下所生产的热镀锌铝镁双相钢(AM)显微组织图片。
从图1～图5可以看出，全部材料组织均由铁素体、马氏体及少量碳化物组成。如图3所示，采用传统工艺处理的组织特点是：晶粒粗大，且存在一定的带状组织，马氏体及碳化物沿铁素体晶界呈网状分布，铁素体晶粒相对粗大，铁素体及马氏体两相组织分布不均匀。
如图1、图2所示，通过本发明工艺处理获得的双相钢组织特点：铁素体、马氏体晶粒组织及碳化物都非常细小且均匀分布于基体中，这对提高材料强度和塑性都是非常有利的。因此本发明的双相钢制备方法可细化晶粒，使材料各相组织均匀分布于基体中，进而改善材料组织，提高材料性能。
本发明通过采用快速加热和快速冷却工艺对传统连续退火机组进行工艺改造，使其实现快速热处理工艺，可以极大的缩短传统连续退火炉加热段及均热段的长度，提高传统连续退火机组的生产效率，降低生产成本及能耗，减少连续退火炉的炉辊数量，这可以提高带钢表面质量控制能力，获得高表面质量的带钢产品；同时通过建立采用快速热处理工艺技术的新型连续退火机组，可实现机组短小精悍、产品规格品种过渡灵活、调控能力强等优点；对材料而言则可细化带钢晶粒，进一步提高材料强度，降低合金成本及热处理前工序的制造难度，提高材料的成形、焊接等用户使用性能。
综上所述，本发明通过采用快速热处理工艺，对冷轧带钢的连续退火工艺技术进步产生了极大的促进作用，冷轧带钢从室温开始到最后完成奥氏体化过程可望在十几秒甚至几秒内完成，大大缩短了连续退火炉子加热段长度，便于提高连续退火机组的速度和生产效率，显著减少连续退火机组炉内辊子数目，对于机组速度在180米/分左右的快速热处理产线其高温炉段内的辊子数目不超过10根，可明显提高带钢表面质量。同时，在极短时间内所完成的再结晶和奥氏体化过程的快速热处理工艺方法也将提供更加灵活及柔性化的高强钢组织设计方法，进而在无需改变合金成分以及轧制工艺等前工序条件的前提下改善材料组织，提高材料性能。
以双相钢为代表的高耐腐性镀层先进高强钢有着广阔的应用前景，而快速热处理技术又有着巨大的开发价值，两者的结合必将会为双相钢的开发和生产提供更大的空间。
Figure BDA0003005212310000171
Figure BDA0003005212310000181
Figure BDA0003005212310000191
Figure BDA0003005212310000201
Figure BDA0003005212310000211
Figure BDA0003005212310000221
Figure BDA0003005212310000231
Figure BDA0003005212310000241
Figure BDA0003005212310000251
Figure BDA0003005212310000261

Claims (26)

1.590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢，其化学成分质量百分比为：C：0.045～0.105％，Si：0.1～0.4％，Mn：1.0～1.5％，P≤0.02％，S≤0.006％，Al：0.02～0.055％，还可含有Cr、Mo、Ti、Nb、V中的一种或两种，且Cr+Mo+Ti+Nb+V≤0.3％，余量为Fe和其它不可避免的杂质，并通过下述工艺获得：
1)冶炼、铸造
按上述化学成分冶炼并铸造成板坯；
2)热轧、卷取
卷取温度550～680℃；
3)冷轧
冷轧压下率为40～85％；
4)快速热处理热镀铝锌或热镀锌铝镁
冷轧后的钢板快速加热至750～845℃，所述快速加热采用一段式或两段式；
采用一段式快速加热时，加热速率为50～500℃/s；
采用两段式快速加热时，第一段以15～500℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃，第二段以50～500℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃；
之后进行均热，均热温度：750～845℃，均热时间：10～60s；均热结束后以5～15℃/s的冷却速率缓慢冷却至670～770℃，随后以50～150℃/s的冷却速率快速冷却至580～600℃，浸入锌锅进行热镀铝锌或热镀锌铝镁；
热镀铝锌之后，以30～200℃/s的冷却速率冷却至室温，获得热镀铝锌AZ产品；或者，
热镀锌铝镁之后，以30～180℃/s的冷却速率冷却至室温，获得热镀锌铝镁AM产品。
2.如权利要求1所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢，其特征是，所述C含量为0.065～0.085％。
3.如权利要求1所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢，其特征是，所述Si含量为0.15～0.25％。
4.如权利要求1所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢，其特征是，所述Mn含量为1.2～1.35％。
5.如权利要求1所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢，其特征是，所述双相钢中可含有Cr、Mo、Ti、Nb、V中的一种或两种，且Cr+Mo+Ti+Nb+V≤0.2％。
6.如权利要求1所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢，其特征是，所述快速热处理热镀铝锌或热镀锌铝镁全过程用时29～122s。
7.如权利要求1所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢，其特征是，步骤2)中，所述热轧温度≥Ar3。
8.如权利要求1或7所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢，其特征是，步骤2)中，所述卷取温度为580～650℃。
9.如权利要求1所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢，其特征是，步骤3)中，所述冷轧压下率为60～80％。
10.如权利要求1所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢，其特征是，步骤4)中，所述快速加热采用一段式加热时加热速率为50～300℃/s。
11.如权利要求1所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢，其特征是，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热：第一段以15～300℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃，第二段以50～300℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃。
12.如权利要求1所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢，其特征是，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热：第一段以30～300℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃，第二段以80～300℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃。
13.如权利要求1～12任一项所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢，其特征是，所述双相钢的金相组织为均匀分布的铁素体和马氏体双相组织，平均晶粒尺寸在1～3μm。
14.如权利要求1～13任一项所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢，其特征是，所述双相钢的屈服强度为304～398MPa，抗拉强度为630～698MPa，延伸率为22.3～29.4％，强塑积15.3～19.4GPa％，应***化指数n90值大于0.21。
15.如权利要求1～14任一项所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，包括以下步骤：
1)冶炼、铸造
按所述的化学成分冶炼并铸造成板坯；
2)热轧、卷取
卷取温度550～680℃；
3)冷轧
冷轧压下率40～85％，冷轧后获得轧硬态带钢或钢板；
4)快速热处理热镀铝锌或热镀锌铝镁
a)快速加热
将冷轧带钢或钢板由室温快速加热至750～845℃奥氏体和铁素体两相区目标温度，所述快速加热采用一段式或两段式；
采用一段式快速加热时，加热速率为50～500℃/s；
采用两段式快速加热时，第一段以15～500℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃，第二段以50～500℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃；
b)均热
在奥氏体和铁素体两相区目标温度750～845℃进行均热，均热时间为10～60s；
c)冷却
带钢或钢板均热结束后以5～15℃/s冷却速率缓冷至670～770℃；
随后以50～150℃/s冷却速率快速冷却至580～600℃；
d)热镀铝锌或热镀锌铝镁
将带钢或钢板快速冷却至580～600℃后浸入锌锅进行热镀铝锌或热镀锌铝镁；
e)热镀铝锌之后，以30～200℃/s的冷却速率冷却至室温，获得热镀铝锌AZ产品；或者，
热镀锌铝镁之后，以30～180℃/s的冷却速率冷却至室温，获得热镀锌铝镁AM产品。
16.如权利要求15所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，所述快速热处理热镀铝锌或热镀锌铝镁全过程用时29～122s。
17.如权利要求15所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤2)中，所述热轧温度≥Ar3。
18.如权利要求15或17所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤2)中，所述卷取温度为580～650℃。
19.如权利要求15所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤3)中，所述冷轧压下率为60～80％。
20.如权利要求15所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)中，所述快速加热采用一段式加热时加热速率为50～300℃/s。
21.如权利要求15所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热，第一段以15～300℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃，第二段以50～300℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃。
22.如权利要求15所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热，第一段以30～300℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃，第二段以80～300℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃。
23.如权利要求15或21或22所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)中，所述快速加热最终温度为770～830℃。
24.如权利要求15所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)均热过程中，带钢或钢板加热至所述奥氏体和铁素体两相区目标温度后，保持温度不变进行均热。
25.如权利要求15所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)均热过程中，带钢或钢板在均热时间段内进行小幅度升温或小幅度降温，升温后温度不超过845℃，降温后温度不低于750℃。
26.如权利要求15所述的590MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，所述均热时间为10～40s。
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