CN115612934A

CN115612934A - 一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板及其制备方法

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Publication number: CN115612934A
Application number: CN202211296954.2A
Authority: CN
Inventors: 郭强; 郑连辉; 吴庆美; 缪心雷; 王玉斌; 佟皑男; 夏晶; 王少新; 张保田
Original assignee: Tkas Auto Steel Co ltd
Current assignee: Tkas Auto Steel Co ltd
Priority date: 2022-10-19
Filing date: 2022-10-19
Publication date: 2023-01-17
Anticipated expiration: 2042-10-19
Also published as: CN115612934B

Abstract

本发明涉及汽车用钢制造领域，尤其涉及一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板及其制备方法。包括如下组分：C：0.05％～0.09％，Si：0.5％～0.9％，Mn：1.0％～1.8％，P≤0.02％，S≤0.01％，Al：0.02％～0.06％；Cr：0.3％～0.9％，余量为Fe和不可避免的杂质，而且满足：

w为重量百分比。本发明与常规DP590相比，屈服强度、抗拉强度基本保持一致的情况下，延伸率(A80纵向)可提高20％以上，n_10‑20/Ag值可提高22％以上，扩孔率可提高28％以上，材料冲压延展性、翻边成形性同步提升。使用现有常规炼钢、热轧、冷轧、热镀锌产线，生产出满足复杂零件拉延、翻边凸缘和耐腐蚀性的要求，可以替代常规DP590和DP490，拓宽双相钢的应用范围。

Description

一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板及其制备方法

技术领域

本发明涉及汽车用钢制造领域，尤其涉及一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢及其制备方法。

背景技术

近年来，随着能源问题和环境问题日益严峻，为降低温室效应，保护地球环境，强化对CO₂排放量的限制，有助于低燃料消耗的汽车车体轻量化成为现代汽车工业的一个重要研究课题。

由于冷轧热镀锌双相钢具有屈强比低，初始加工硬化率高，良好的强度和延性匹配、较好的烘烤硬化性能以及较高的碰撞能量吸收能力等特点，满足了汽车车体轻量化、冲撞安全性和耐锈蚀性等要求，正在被广泛地应用。

热镀锌双相钢板的冲压成形主要包括拉延成形和翻边成形。从目前各个汽车加工配套厂和主机厂反映来看，汽车零部件逐渐由简单成形转变为复杂成形，要求材料兼具更高的延伸率、加工硬化率n值和扩孔率。

但是，现有的590MPa级别热镀锌双相钢无法满足有复杂拉延和凸缘翻边成形要求的零部件冲压要求，出现冲压开裂问题，尤其是对于某些具有较大翻边特性的零件，出现很多拉延开裂和/或翻边开裂现象，已经成为目前行业难题。

CN 103146992 B公开了“加工性优良的高强度热镀锌钢板”，主要化学成分为C:0.05～0.3％,Si：0.01～2.5％，Mn：0.5～3.5％，P：0.003～0.1％，S：0.02以下，Al：0.01～1.5％，组织主要包括20％以上铁素体，10％以下马氏体，10％～60％回火马氏体及3～10％残余奥氏体。一方面，为了提高延伸率和扩孔率需要采用淬火-配分Q&P工艺得到回火马氏体和细化的残留奥氏体，即从750℃冷却至(Ms点-100℃)～(Ms点-200℃)的温度区域，再加热至350～600℃。对于传统热镀锌产线必须投入上千万元人民币的再加热设备实现再加热功能。否则无法在传统热镀锌产线实现大批量生产。且此工艺需要投入更大的电能，增加生产成本。另一方面，未提及如何解决高Si时带来的表面质量问题。

CN 107099739 B公开了“抗拉强度600MPa级低成本高扩孔钢板及其生产方法”。其主要化学成分为C：0.15～0.2％，Si≤0.30％，Mn:0.8～1.0％，P≤0.02％，S≤0.01％，Als:0.02～0.05％，Ti：0.01～0.03％，N≤0.0060％。抗拉强度：600-650MPa，下屈服强度500-550MPa，主要采用炼钢-热轧工艺控制，采用高碳设计(C：0.15～0.2％)，虽具有较高的扩孔率，但屈强比较高，不利于材料冲压成形，且未涉及热镀锌工艺。

发明内容

为了克服现有技术的不足，本发明提供了一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板及其制备方法。提高延伸率、扩孔率，材料冲压延展性、翻边成形性同步提升，满足复杂零件拉延、翻边成形性和耐腐蚀性的要求。

为了达到上述目的，本发明采用以下技术方案实现：

一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢，所述热镀锌双相钢按重量百分比计，包括如下组分：

C：0.05％～0.09％，Si：0.5％～0.9％，Mn：1.0％～1.8％，P≤0.02％，S≤0.01％，Al：0.02％～0.06％；Cr：0.3％～0.9％，余量为Fe和不可避免的杂质。

而且满足：

w为重量百分比。

一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板，钢板厚度为0.5～2.3mm，其屈服强度为330～430MPa，抗拉强度为590～700MPa，A80纵向延伸率为28％以上，拉伸应***化指数n_10-20/Ag为0.17～0.24，扩孔率为50％～70％。

一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板的制备方法，包括转炉炼钢、LF炉精炼、板坯连铸、热连轧、酸洗冷连轧、连续热镀锌生产线上连退-镀锌-平整，具体包括：

1)板坯连铸

连铸机采用动态轻压下，压下量3～6mm。

2)热轧

热轧保温温度为1150℃～1250℃，精轧机终轧温度850℃～940℃，层流冷却后卷取，卷取温度540℃～630℃；

3)酸洗-冷连轧

冷轧总压下率为54％～80％；

4)连续热镀锌生产线上连退-镀锌-平整

连续热镀锌生产线退火炉内，加热段温度为790℃～830℃，保温段温度790℃～830℃，加热段露点：-5℃～-25℃，快冷段温度450℃～490℃，钢板入锌锅温度450℃～490℃。

作为本发明的进一步改进，所述步骤4)还包括炉鼻子露点温度控制在-40℃～-55℃，炉鼻子氮气加湿量控制在0～3m³/h。

作为本发明的进一步改进，所述步骤4)还包括连续热镀锌生产线速度为50～100m/min，光整机延伸率控制在0.2％～0.6％。

作为本发明的进一步改进，所述步骤4)热镀锌镀层为纯锌热镀锌、锌铝镁热镀锌。

与现有方法相比，本发明的有益效果是：

1、本发明采用低碳(C：0.05％～0.09％)高硅(Si：0.5％～0.9％)设计，高Si可以抑制铁素体内碳化物的生成，净化铁素体，提高铁素体内的可动位错密度，形成了细小的位错胞状结构，提高了加工硬化率(n_10-20/Ag:0.18以上)，进而提高了延伸率(A₈₀纵向：28％以上)，提高冲压延展性能。

2、本发明通过添加较多的Si(0.5％～0.9％)，固溶于铁素体内，进一步强化铁素体基体，减小了铁素体和马氏体两相之间硬度差；低碳(C:0.05％～0.09％)设计，相同退火温度的情况下，可以降低奥氏体中的碳含量，进而降低淬火后马氏体相的硬度。

马氏体和铁素体两相硬度差的减小有利于提高钢板在塑性变形过程中两相协调变形能力，最终提高双相钢的扩孔率。

3、板坯在连铸过程中投入动态轻压下，改善板坯内部组织均匀性，减少内部带状组织，提高材料成形性。

4、本发明采用较低的热轧卷取温度，元素扩散与晶界迁移速度降低，从而抑制了铁素体晶粒的长大，晶粒细化，提高组织均匀性，在连续热镀锌退火炉内退火时使奥氏体细小弥散地分布在铁素体基体中，冷却时得到细小弥散分布在铁素体基体上的马氏体组织，减轻了马氏体带形成，在翻边扩孔时，弥散分布的马氏体组织可以抑制裂纹的扩展，最终提高双相钢的扩孔率。

5、本发明通过退火炉内预氧化技术，通过控制加热段露点，实现Si，Mn等元素的内氧化，避免其扩散到钢板表面形成氧化物；通过控制炉鼻子露点控制技术，控制钢板表面的二次氧化，防止抑制Fe和Al之间扩散而难以形成Fe2Al5层，进而产生漏镀缺陷。通过退火炉加热段露点和炉鼻子露点的耦合控制技术，消除了高Si对钢板表面质量的影响，创新性解决了热镀锌双相钢Si含量较难超过0.5％以上的批量工业化生产技术难题，保证了热镀锌双相钢的表面防腐性能。

6、本发明与常规DP590相比，屈服强度、抗拉强度基本保持一致的情况下，延伸率(A80纵向)可提高20％以上，n_10-20/Ag值可提高22％以上，扩孔率可提高28％以上，材料冲压延展性、翻边成形性同步提升。使用现有常规炼钢、热轧、冷轧、热镀锌产线，生产出满足复杂零件拉延、翻边凸缘和耐腐蚀性的要求，可以替代常规DP590和DP490，拓宽双相钢的应用范围。

附图说明

图1是本发明实施例1金相组织图。

图2是本发明实施例1扫描组织图。

图3是本发明实施例1典型工程应力应变曲线。

具体实施方式

本发明公开了一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板及其制备方法。本领域技术人员可以借鉴本文内容，适当改进工艺参数实现。特别需要指出的是，所有类似的替换和改动对本领域技术人员来说是显而易见的，它们都被视为包括在本发明。本发明的方法及应用已经通过较佳实施例进行了描述，相关人员明显能在不脱离本发明内容、精神和范围内对本文所述的方法和应用进行改动或适当变更与组合，来实现和应用本发明技术。

下面对本发明的具体实施方式作进一步说明，但不用来限制本发明的范围：

C：0.05％～0.09％，Si：0.5％～0.9％，Mn：1.0％～1.8％，P≤0.02％，S≤0.01％，Al：0.02％～0.05％；Cr：0.2％～0.8％，余量为Fe和不可避免的杂质。

本发明对钢种化学成分进行了优化设计：

1)C是奥氏体稳定化元素，在双相钢中主要起到相变强化的作用，以生成铁素体外的马氏体等第二相提高抗拉强度。采用低碳设计，相同退火温度的情况下，可以降低奥氏体中的碳含量，进而降低淬火后马氏体相的硬度。若C含量低于0.05％，则难以保证铁素体外的第二相含量，无法满足抗拉强度要求；若C含量高于0.09％，一方面使焊接性能变差，另一方面最终马氏体中的C含量较高，强度升高，韧性降低，最重要的是增大了马氏体和铁素体之间的硬度差，使扩孔性能降低。因此，本发明中将C元素的含量控制为0.05％～0.09％。

2)高Si可以抑制铁素体内碳化物的生成，使铁素体中C向奥氏体富集，对铁素体起到净化作用，提高了铁素体内的位错密度，形成细小的位错胞状结构，提高了加工硬化率，进而提高了延伸率，提高冲压延展性能。同时，通过添加较多的Si(0.5％～0.9％)，固溶于铁素体内，进一步强化铁素体基体，减小了铁素体和马氏体两相之间硬度差，提高了扩孔率。

Si含量过低，无法起到提高加工硬化率、延伸率和扩孔率的作用；Si含量过高，热镀锌退火时易在钢板表面氧化，降低了锌层附着力，造成漏镀等缺陷，同时还会恶化钢板的点焊性能，本发明通过热镀锌工艺控制，使Si含量添加上限不超过0.9％。因此本发明中将Si元素的含量控制为0.5％～0.9％。

3)Mn是扩大奥氏体区的元素，且在过冷奥氏体冷却过程中会推迟珠光体和贝氏体的转变，从而提高钢的淬透性，促进在缓冷结束后的快速冷却过程中形成马氏体。当锰含量过低时，淬透性不足，无法得到想要的马氏体量，无法保证抗拉强度。当锰含量过高退火过程中在钢板表面被氧化或沉积，恶化镀锌浸润性，同时会恶化钢板的点焊性能。因此，本发明中将Mn元素含量控制为1.0％～1.8％。

4)Al在传统工艺中是炼钢过程中的脱氧剂，同时，Al还可以与钢中的N结合形成AlN并细化晶粒。但铝含量不能过高，如果铝含量过高，会造成氧化铝夹杂物增多，而且容易造成连铸过程水口堵塞。同时Al含量过高，需要使用特殊的、单独的保护渣，无法与其它常规Al含量产品连铸生产，不利于组织大批量生产。因此，本发明中将Al元素含量的范围控制在0.02％～0.06％。

5)Cr元素是钢中的奥氏体稳定元素，扩大奥氏体相区，提高钢板的淬透性，显著延迟珠光体和贝氏体转变，使奥氏体充分转变为马氏体组织，增加马氏体含量。但铬含量不能过高，如果铬含量过高，会形成铬的碳化物，降低镀锌钢板的延展性。因此，本发明中将Cr元素含量的范围控制在0.3％～0.9％。

6)P元素是钢中的有害元素，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将P元素含量控制在P≤0.02％。

7)S元素是钢中的有害元素，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将S元素含量控制在S≤0.01％。

8)同时由于本发明未添加Cu、Ni、Mo、V、Nb元素，因此CEN中不考虑这些元素，CEN简化成只含有C、Si、Mn、Cr的公式，且需满足下列关系式：

w为重量百分比。

主要原因是：当CEN低于0.16时，钢板屈服强度和抗拉强度均较低；当CEN高于0.24时，由于合金元素含量添加较多，钢板强度较高，且焊接接头热影响区硬度较高，韧性较差，容易出现焊接冷裂纹等缺陷。

一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板，钢板厚度范围为0.5～2.3mm，屈服强度为330～430MPa，抗拉强度为590～700MPa，A80纵向延伸率为28％以上，拉伸应***化指数n_10-20/Ag为0.18～0.24，扩孔率为50％～70％。

一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板的制备方法，具体包括如下步骤：

1)转炉冶炼

通过转炉进行冶炼，得到按重量百分比计，满足下述成分要求的钢水，C：0.05％～0.09％，Si：0.5％～0.9％，Mn：1.0％～1.8％，P≤0.02％，S≤0.01％，Al：0.02％～0.06％；Cr：0.3％～0.9％，余量为Fe和不可避免的杂质。而且满足：

钢水温度在1500～1650℃之间。

2)动态轻压下

连铸机采用动态轻压下，压下量3～6mm。连铸过程中采用动态轻压下，可以有效减少内部带状组织，因为铸坯经过连铸、热轧及冷轧后对热镀锌有遗传作用，因此可以有效减轻材料中马氏体带的形成。

3)热连轧

铸坯入炉温度可以选择在500℃以上入炉以节省能源，也可以选择室温入炉，便于安排生产。加热温度在1150～1250℃之间，终轧温度在850℃～940℃，卷取温度在540℃～630℃之间。

板坯在热轧加热炉内的加热温度在1150～1250℃之间，铸坯加热温度过高，容易导致钢中晶界处出现低熔点化合物，加热温度过低会导致无法满足精轧开轧温度的要求，造成轧制力过大或难以咬入等问题。

终轧温度处于850℃～940℃，如果终轧温度过低，会导致热轧板材的变形抗力过大，难以轧制到目标厚度；终轧温度过高，晶粒粗大，恶化钢板力学性能。

卷取温度在540～630℃之间，本发明采用较低的热轧卷取温度，元素扩散与晶界迁移速度降低，从而抑制了铁素体晶粒的长大，晶粒细化，提高组织均匀性，在连续热镀锌退火炉内退火时使奥氏体细小弥散地分布在铁素体基体中，冷却时得到细小弥散分布在铁素体基体上的马氏体组织，避免了马氏体带形成，在翻边扩孔时，弥散分布的马氏体组织可以抑制裂纹的扩展，最终提高双相钢的扩孔率。但若卷取温度过低，组织中将出现贝氏体或马氏体组织，加大后续冷轧的轧制难度。

4)酸洗冷连轧

冷轧前钢卷通过酸液去除表面的氧化铁皮，冷轧压下率为54％～80％。压下率过高，会导致变形抗力过大，难以轧制到目标厚度；压下率过低，降低钢板的延伸率。

5)连续退火热镀锌

连续热镀锌生产线退火炉内，加热段温度为790℃～830℃，保温段温度790℃～830℃，加热和保温温度太低，奥氏体化不充分，奥氏体数量较少，随后冷却过程中难以形成足够数量的马氏体，双相钢抗拉强度不够。加热和保温温度太高，奥氏体化充分，但钢中铁素体含量太低，且奥氏体晶粒粗大，屈服强度升高，延伸率降低。

快冷段温度450℃～490℃，冷却温度太高，冷却速率太低，带钢容易进入生产较多的铁素体、上贝氏体，影响抗拉强度，同时冷却温度太高，会导致随后带钢入锌锅温度较高，影响镀层表面性能。冷却温度太低，冷却速率太低，Si没有充足的时间使铁素体中C向奥氏体富集，影响延伸率和n值、扩孔率和平均最小相对弯曲半径，同时冷却温度太低，带钢入锌锅温度太低，影响镀层涂镀性。

通过退火炉内预氧化技术，通过控制加热段露点处于-5℃～-25℃，实现Si，Mn等元素的内氧化，避免其扩散到钢板表面形成氧化物。通过控制炉鼻子氮气加湿量控制在0～3m³/h，使炉鼻子露点温度处于-40℃～-55℃，控制钢板表面的二次氧化，防止抑制Fe和Al之间扩散而难以形成Fe2Al5层，进而产生漏镀缺陷。通过退火炉加热段露点和炉鼻子露点的耦合控制技术，消除了高Si对钢板表面质量的影响，创新性解决了热镀锌双相钢Si含量无法超过0.5％以上的技术难题，保证了热镀锌双相钢的表面防腐性能。

带钢从炉鼻子出来后，进入锌锅进行热镀锌，钢板入锌锅温度450℃～490℃。制造纯锌热镀锌(GI)镀层时，锌锅Al含量为0.19-0.24％，制造锌铝镁热镀锌(ZM)镀层时，锌锅Al含量为1-5％，Mg含量为1-5％。

光整机延伸率控制在0.2％～0.6％，消除带钢屈服平台，调整带钢的屈服强度，并得到规定的表面粗糙度。光整延伸率太低，无法起到消除屈服平台和得到表面粗超度的作用；光整延伸率太高，增加屈服强度，降低延伸率等性能。

连续热镀锌生产线速度为50～100m/min。速度太低，带钢表面出现锌起伏等缺陷；速度太高，带钢在炉内停留时间太短，带钢延伸率、n值、扩孔率等值较低，平均最小相对弯曲半径值较高。

本发明所述590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板厚度为0.5～2.3mm。

本发明的微观组织中，按体积分数，铁素体67-80％，马氏体13-25％，其余少量贝氏体：0-8％。组织中不需要包含残余奥氏体可提高材料成形性，因此不需要添加足够的碳来稳定残余奥氏体。采用低碳设计，碳当量较低，带钢焊接性能较好。

通过上述方法得到热镀锌双相钢板屈服强度为330～430MPa，抗拉强度为590～700MPa，A80纵向延伸率为28％以上，拉伸应***化指数n_10-20/Ag为0.18～0.24，扩孔率为50％～70％。满足汽车车身结构件高强高延伸率、高扩孔翻边性能的要求，与常规DP590钢，延伸率可提高20％以上，n_10-20/Ag值可提高22％以上，扩孔率可提高28％以上，材料冲压延展性、翻边成形性同步提升。使用现有常规炼钢、热轧、冷轧、热镀锌产线，生产出满足复杂零件拉延、翻边凸缘和耐腐蚀性的要求，同时满足焊接性能要求可以替代常规DP590和DP490，拓宽双相钢的应用范围。

【实施例】

以下列举6个实施例对本发明利和比较例的具体实施方式进行说明，具体内容如下所示：

表1-表4中分别列出了实施例1-6钢板的化学成分，连铸、热轧、冷轧工艺参数，退火和热镀锌工艺参数，钢板的力学性能、扩孔率、表面质量和焊接性能评价。

使用ZWICK Z100拉伸机测量钢板的力学性能，试样为A80纵向，屈服强度、抗拉强度、延伸率测量执行ISO 6892-1标准，应***化指数(n值)测量执行ISO 10275-2007，烘烤硬化值测量执行GBT 24174-2009。

使用Erichsen板材成型机测量扩孔率，样板尺寸为100mm×100mmD，按照ISO16630-2009标准测量不同成分、工艺下钢板的扩孔率值。

使用Parsytec***，按照热镀锌钢板“7级板”表面质量标准，检测钢板表面质量。

使用MI5000M体式显微镜，按照SEP1220-2标准，测量最大焊接电流工艺下点焊接头横截面的宏观金相组织，对熔核直径、熔深、内部缺陷数进行综合评价。

表1实施例钢的化学成分wt(％)

表2实施例钢板的连铸、热轧及冷轧工艺

表3实施例钢板的退火和热镀锌工艺

表4实施例钢板的力学性能、扩孔率、表面质量和焊接性能评价

图1是本发明实施例1金相组织图，图2是本发明实施例1扫描组织图，图3是本发明实施例1典型工程应力应变曲线。如图所示，本发明满足汽车车身结构件和外覆盖件高强、高延伸率、高扩孔翻边性能的要求，与常规DP590钢，延伸率可提高20％以上，n_10-20/Ag值可提高22％以上，扩孔率可提高28％以上，材料冲压延展性、翻边成形性同步提升。使用现有常规炼钢、热轧、冷轧、热镀锌产线，生产出满足复杂零件拉延、翻边凸缘和耐腐蚀性的要求，同时满足焊接性能要求可以替代常规DP590和DP490，拓宽双相钢的应用范围。

本发明无需添加新的生产设备，生产工艺稳定，最终的钢板具有高n值、高延伸率、高扩孔的表征，满足复杂车身结构件的高延展性、高扩孔翻边要求。

以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，根据本发明的技术方案及其发明构思加以等同替换或改变，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢，其特征在于，所述热镀锌双相钢按重量百分比计，包括如下组分：

C：0.05％～0.09％，Si：0.5％～0.9％，Mn：1.0％～1.8％，P≤0.02％，S≤0.01％，Al：0.02％～0.06％；Cr：0.3％～0.9％，余量为Fe和不可避免的杂质；

而且满足：

w为重量百分比。

2.一种权利要求1所述590MPa级别高成形性热镀锌双相钢制成的钢板，其特征在于，所述钢板厚度范围为0.5～2.3mm，屈服强度为330～430MPa，抗拉强度为590～700MPa，A80纵向延伸率为28％以上，拉伸应***化指数n_10-20/Ag为0.18～0.24，扩孔率为50％～70％。

3.一种权利要求2所述590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板的制备方法，包括转炉炼钢、LF炉精炼、板坯连铸、热连轧、酸洗冷连轧、连续热镀锌生产线上连退-镀锌-平整，其特征在于，具体包括：

1)板坯连铸

连铸机采用动态轻压下，压下量3～6mm；

2)热轧

3)酸洗-冷连轧

冷轧总压下率为54％～80％；

4)连续热镀锌生产线上连退-镀锌-平整

连续热镀锌生产线退火炉内，加热段温度为790℃～830℃，保温段温度790℃～830℃，加热段露点：-5℃～-25℃，快冷段温度450℃～490℃，带钢入锌锅温度450℃～490℃。

4.根据权利要求3所述的一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板的制备方法，其特征在于，所述步骤4)还包括炉鼻子露点温度控制在-40℃～-55℃，炉鼻子氮气加湿量控制在0～3m³/h。

5.根据权利要求3所述的一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板的制备方法，其特征在于，所述步骤4)还包括连续热镀锌生产线速度为50～100m/min，光整机延伸率控制在0.2％～0.6％。

6.如权利要求3所述的一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板的制备方法，其特征在于，所述步骤4)热镀锌镀层为纯锌热镀锌、锌铝镁热镀锌。