CN117070843A - 一种增强成形性能的590MPa级合金化镀层双相钢及制备方法 - Google Patents

一种增强成形性能的590MPa级合金化镀层双相钢及制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN117070843A
CN117070843A CN202311125836.XA CN202311125836A CN117070843A CN 117070843 A CN117070843 A CN 117070843A CN 202311125836 A CN202311125836 A CN 202311125836A CN 117070843 A CN117070843 A CN 117070843A
Authority
CN
China
Prior art keywords
dual
phase steel
content
steel matrix
coated
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN202311125836.XA
Other languages
English (en)
Inventor
谢春乾
滕华湘
王川
刘华赛
齐春雨
刘李斌
韩赟
邱木生
姜英花
阳锋
刘广会
潘丽梅
陈斌
李飞
朱国森
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Shougang Group Co Ltd
Beijing Shougang Cold Rolled Sheet Co Ltd
Original Assignee
Shougang Group Co Ltd
Beijing Shougang Cold Rolled Sheet Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Shougang Group Co Ltd, Beijing Shougang Cold Rolled Sheet Co Ltd filed Critical Shougang Group Co Ltd
Priority to CN202311125836.XA priority Critical patent/CN117070843A/zh
Publication of CN117070843A publication Critical patent/CN117070843A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0242—Flattening; Dressing; Flexing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本申请涉及钢铁冶炼领域，尤其涉及一种增强成形性能的590MPa级合金化镀层双相钢及制备方法；所述双相钢的化学成分包括C、Mn、Si、Al和Ti，其余为Fe及不可避免的杂质，其中，C的含量以质量分数计为0.08％～0.15％，Si的含量以质量分数计为0.3％～0.8％，Al的含量以质量分数计为0.2％～1.0％；通过控制C的含量，使得双相钢能达到590MPa级的强度，通过Al和Si之间的协同，促使C向奥氏体富集，使得双相钢中形成充足的残余奥氏体，因此通过控制C的含量、Al的含量和Si的含量以及控制双相钢化学成分含有的Mn和Ti，可以在保证双相钢强度的同时，提高双相钢的延伸率。

Description

一种增强成形性能的590MPa级合金化镀层双相钢及制备方法
技术领域
本申请涉及钢铁冶炼领域，尤其涉及一种增强成形性能的590MPa级合金化镀层双相钢及制备方法。
背景技术
随着汽车行业的发展和节能减排的需要，汽车安全性能的提升和轻量化成为行业发展的重要方向。与镁铝合金和碳纤维等轻量化材料相比，高强钢材料由于价格低廉，同时拥有相对较低的使用周期，可随时更换，使得其在汽车的车身的应用越来越多，有利于实现汽车全寿命周期的节能目标。
典型的高强钢以双向高强钢为主，而传统的双相高强钢的金相组织主要由较软的铁素体基体和强度较高的马氏体组成，这种组织的性能特点为较低的屈强比和较高的强度，一般用于生产冲压成形高强度的零件，但随着零件结构的复杂化，对材料的延伸率和成形性能提出了更高的要求，而目前传统双相钢由于延伸率较低，已不能满足这种零件的成形需求。
因此如何提高双相钢的延伸率，是目前亟需解决的技术问题。
发明内容
本申请提供了一种增强成形性能的590MPa级合金化镀层双相钢及制备方法，以解决现有技术中双相钢的延伸率较低的技术问题。
第一方面，本申请提供了一种增强成形性能的590MPa级的合金化镀层双相钢，所述镀层双相钢包括镀层和双相钢基体，所述镀层包覆在所述双相钢基体的至少一面，所述双相钢基体的化学成分包括C、Mn、Si、Al和Ti，其余为Fe及不可避免的杂质，其中，C的含量以质量分数计为0.08％～0.15％，Si的含量以质量分数计为0.3％～0.8％，Al的含量以质量分数计为0.2％～1.0％。
可选的，以质量分数计，所述双相钢基体的化学成分还包括：
Mn:1.2％～2.0％，Ti:0.01％～0.04％，P≤0.02％和S≤0.015％。
可选的，以体积分数计，所述双相钢基体的金相组织包括：铁素体组织：70％～80％，马氏体组织：10％～20％和残余奥氏体组织：4％～9％。
可选的，所述铁素体组织的平均粒径为5μm～30μm，所述马氏体组织的平均粒径为1μm～10μm，所述残余奥氏体组织的平均粒径为1μm～5μm。
第二方面，本申请提供了一种制备第一方面所述的镀层双相钢的方法，所述方法包括：
得到含所述镀层双相钢的化学成分的铸坯；
对所述铸坯进行加热，后进行粗轧和精轧，再进行卷取，得到热轧卷；
对所述热轧卷进行酸洗，再进行冷轧，得到带钢；
对所述带钢进行退火，得到双相钢基体；
对所述双相钢基体进行热镀锌，再进行合金化，得到镀层双相钢；
对镀层双相钢进行光整，后进行卷曲，得到合金化镀层双相钢基体产品。
可选的，所述精轧的终轧温度为860℃～920℃。
可选的，所述卷取的温度为600℃～660℃。
可选的，所述热轧卷的冷轧压下率为45％～70％。
可选的，所述连续退火包括预加热、保温、缓冷和快冷，所述预加热的终点温度为760℃～850℃；所述保温的时间为50s～150s；所述缓冷的终点温度为660℃～720℃；所述快冷的终点温度为450℃～460℃。
可选的，所述光整的延伸率为0.3％～0.8％。
本申请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：
本申请实施例提供的一种增强成形性能的590MPa级合金化镀层双相钢，通过控制C的含量，使得双相钢能达到590MPa级的强度，再通过控制Si含量，由于Si是铁素体的强化元素，而且可以促使C向奥氏体扩散聚集，提高奥氏体的淬透性和稳定性，再通过控制Al的含量，由于Al在两相区中作用和Si相似，可以促使C向奥氏体扩散聚集，再控制Mn和Ti的加入，利用Mn提高奥氏体的稳定性，使得双相钢中能稳定形成充足的残余奥氏体，同时Ti形成的析出物可以细化形成的残余奥氏体的晶粒，从而能提高残余奥氏体的相变诱发塑性，进而通过Al和Si之间的协同，促使C转变为残余奥氏体，再配合Mn和Ti元素，使得双相钢中形成充足的残余奥氏体，由于残余奥氏体可以通过形变时的相变诱发塑性提高双相钢的延伸率，因此通过控制C的含量、Al的含量和Si的含量以及控制双相钢化学成分含有的Mn和Ti，可以在保证双相钢强度的同时，提高双相钢的延伸率。
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，示出了符合本发明的实施例，并与说明书一起用于解释本发明的原理。
为了更清楚地说明本发明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为本申请实施例提供的双相钢的EBSD照片的示意图，其中，红色区域为残余奥氏体组织；
图2为本申请实施例提供的双相钢的显微组织照片示意图；
图3为本申请实施例提供的方法的流程示意图。
具体实施方式
下面将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。
在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。
除非另有特别说明，本发明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。
本申请的创造性思维为：
现有的双相钢有如下组分：
配方1：C:0.08％～0.14％，Mn:1.2％～2.2％，Si:0.35％～0.75％，Al:0.02％～0.50％，Cr:0.03％～0.45％，Mo:0.02％～0.25％，P≤0.01％，S≤0.01％，Nb≤0.03％，余量为Fe和不可避免的杂质。虽然通过该组分可以提高DH590双相钢的力学性能，但其添加了较多的Cr和Mo元素，提高了整体成本，同时未涉及合金化热镀锌的生产方式。
配方2：C:0.09％～0.15％，Mn:1.0％～2.0％，Si:0.1％～0.5％，Al:0.02％～0.6％，Mo:0.02％～0.4％，P≤0.03％，S≤0.03％，B≤0.003％，Ti≤0.03％，余量为Fe和不可避免的杂质。虽然通过该组分可以提高DH590双相钢的扩孔率，但是整体双相钢的延伸性能和成形性能不足。
因此如何提高双相钢的延伸率，以使得双相钢可以适用于具有拉延成形的零件生产需要。
本发明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
在本申请的一个实施例中，提供一种增强成形性能的590MPa级的合金化镀层双相钢，所述镀层双相钢包括镀层和双相钢基体，所述镀层包覆在所述双相钢基体的至少一面，所述双相钢基体的化学成分包括C、Mn、Si、Al和Ti，其余为Fe及不可避免的杂质，其中，C的含量以质量分数计为0.08％～0.15％，Si的含量以质量分数计为0.3％～0.8％，Al的含量以质量分数计为0.2％～1.0％。
本申请实施例中，控制C的含量以质量分数计为0.08％～0.15％的积极效果是在该质量分数范围内，由于C是高强钢的重要组成元素，可以使得高强钢材料达到590MPa强度级别，同时C还是奥氏体的稳定元素，可以使得双相钢基体中具有充足的残余奥氏，由于残余奥氏体在形变时的相变诱发塑性可以提高双相钢基体的延伸率，从而提高双相钢基体的延伸率，进而提高双相钢基体的延伸率；当C含量的取值大于该范围时，高C含量会导致双相钢基体的焊接性能变低，当C含量的取值小于该范围时，低C含量会导致双相钢基体的强度不足。
Si的含量以质量分数计为0.3％～0.8％的积极效果是在该质量分数的范围内，由于Si是一种铁素体的强化元素，在双相钢基体的固溶强化阶段不进入渗碳体，同时可以促使C向奥氏体扩散聚集，提高奥氏体的淬透性和稳定性，从而使得双相钢基体中含有充足的残余奥氏体；当Si含量大于该范围时，由于Si的添加会对双相钢基体的表面产生显著影响，并且高含量的Si会导致双相钢基体的热轧板避免红锈缺陷增加，从而降低双相钢基体的表面质量；当Si的含量小于该范围时，由于Si的含量不足，无法使得C向奥氏体扩散聚集，从而使得残余奥氏体的含量不足。
Al的含量以质量分数计为0.2％～1.0％的积极效果是由于Al在两相区时的作用和Si相似，都可以促进C向奥氏体富集，增强奥氏体的稳定性，从而使得双相钢基体中具有充足的残余奥氏体，提高双相钢基体的延伸率；当Al的含量大于该范围时，由于高含量的Al会导致钢水中产生非金属夹杂，在浇铸阶段会使得出液口堵塞；当Al的含量小于该范围时，无法使得C向奥氏体富集，使得残余奥氏体过少，影响双相钢基体的延伸率。
在一些可选的实施方式中，以质量分数计，所述双相钢基体的化学成分还包括：
Mn:1.2％～2.0％，Ti:0.01％～0.04％，P≤0.02％和S≤0.015％。
本申请实施例中，Mn的质量分数为1.2％～2.0％的积极效果是在该质量分数的范围内，由于Mn在钢中起到固溶强化的作用，同时也是奥氏体的稳定元素，从而可以提高奥氏体的淬透性，并且能阻止奥氏体在冷却过程中向珠光体转变，使得双相钢基体中具有充足的残余奥氏体。
Ti的质量分数为0.01％～0.04％的积极效果是在该质量分数的范围内，由于Ti元素可以与C、N元素形成TiC、TiN析出物，可以细化金相组织的晶粒，避免带状组织出现，从而增强残余奥氏体在形变时的相变诱发塑性，提高双相钢基体的延伸率；当质量分数的取值大于该范围时，TiC、TiN的过度析出会导致成形能力的降低。
P≤0.02％和S≤0.015％的积极效果是由于P和S都是有害元素，易在晶处偏聚，严重损害的双相钢基体的塑性和韧性，从而影响双相钢基体的延伸率，同时S还能与Mn形成塑性夹杂物MnS，对双相钢基体的塑性和韧性都不利，因此需要控制P和S的含量尽可能的低。
在一些可选的实施方式中，如图1和图2所示，以体积分数计，所述双相钢基体的金相组织包括：铁素体组织：70％～80％，马氏体组织：10％～20％和残余奥氏体组织：4％～9％。
本申请实施例中，铁素体组织的体积分数为70％～80％的积极效果是在该范围内，铁素体能提供材料的变形能力，进而提高双相钢基体的延伸率，同时由于过高的铁素体会导致双相钢基体的抗拉强度不足，因此需控制铁素体的体积分数在70％～80％。
马氏体组织的体积分数为10％～20％的积极效果是在该范围内，马氏体组织能为双相钢基体提供强度，使得双相钢基体的强度达到590MPa级，同时由于过高的马氏体组织会造成钢材的强度过高和成形能力降低，因此需控制马氏体组织的体积分数在10％～20％。
残余奥氏体组织的体积分数为4％～9％的积极效果是在该范围内，由于残余奥氏体是通过形变时的相变诱发塑性提高材料的延伸率，同时残余奥氏体含量过高时，会使得马氏体的强度过高，残余奥氏体含量过低时，即使双相钢基体发生形变，其相变诱发塑性也无法提高双相钢基体的延伸率。
在一些可选的实施方式中，所述铁素体组织的平均粒径为5μm～30μm，所述马氏体组织的平均粒径为1μm～10μm，所述残余奥氏体组织的平均粒径为1μm～5μm。
本申请实施例中，铁素体组织的平均粒径为5μm～30μm的积极效果是大尺寸的铁素体晶粒可以提供较低的屈服强度和较高的延伸率，保证材料具有较好的拉延成形性能。
马氏体组织的平均粒径为1μm～10μm的积极效果是提供590MPa级别抗拉强度的同时不会对延伸性能造成更大的影响。
残余奥氏体组织的平均粒径为1μm～5μm的积极效果是在形变过程中发生相变诱发塑性提高延伸率，同时不会对强度造成太大影响。
接下来，如图3所示，描述本申请实施例提供的一种增强成形性能的590MPa级的合金化镀层双相钢的制备方法，所述方法包括：
S1.得到含所述双相钢基体的化学成分的铸坯；
S2.对所述铸坯进行加热，后进行粗轧和精轧，再进行卷取，得到热轧卷；
S3.对所述热轧卷进行酸洗，再进行冷轧，得到带钢；
S4.对所述带钢进行退火，得到双相钢基体；
S5.对所述双相钢基体进行热镀锌，再进行合金化，得到镀层双相钢；
S6.对镀层双相钢进行光整，后进行卷曲，得到合金化镀层双相钢产品。
在一些可选的实施方式中，所述加热包括以加热后保温的形式加热到1200℃～1300℃，所述保温的时间为1h～2h。
在一些可选的实施方式中，所述精轧的终轧温度为860℃～920℃。
本申请实施例中，控制精轧的终轧温度为860℃～920℃的积极效果是在该温度范围内，使得精轧处于全奥氏体区，从而使得铸坯中的金相组织转变成奥氏体组织，并最终得到铁素体组织。
在一些可选的实施方式中，所述卷取的温度为600℃～660℃。
本申请实施例中，控制卷取的温度为600℃～660℃的积极效果是在该温度范围内，使得轧制后的铸坯处于珠光体转变区中，从而完成奥氏体向珠光体的转变，并最终得到珠光体组织。
在一些可选的实施方式中，所述热轧卷的冷轧压下率为45％～70％。
本申请实施例中，控制热轧卷的冷轧压下率为45％～70％的积极效果是在该压下率范围内，能获得合适的晶粒尺寸，保证后续热处理过程中铁素体和马氏体的体积分数处于合适比例。
在一些可选的实施方式中，所述退火包括预加热、保温、缓冷和快冷，所述预加热的终点温度为760℃～850℃，所述预加热的加热速率为2℃/s～5℃/s；
所述保温的时间为50s～100s；
所述缓冷的终点温度为660℃～720℃，所述缓冷的冷却速率为10℃/s～20℃/s；
所述快冷的终点温度为450℃～460℃，所述快冷的冷却速率为20℃/s～40℃/s。
本申请实施例中，预加热的终点温度为760℃～850℃的积极效果是在该温度范围内，使得带钢在铁素体-奥氏体的两相区，由于温度过高，会导致马氏体组织增多，影响镀层双相钢基体的成形性能，由于温度过低，会导致奥氏体的含量不足，影响金相组织的分布。
保温的时间为50s～100s的积极效果是获得充足的奥氏体含量，保证后续马氏体和残余奥氏体的体积分数。
预加热的加热速率为2℃/s～5℃/s的积极效果是在该加热速率范围内，使晶粒获得充分的回复再结晶。
缓冷的终点温度为660℃～720℃的积极效果是在该温度范围内，能生成一定量的取向附生铁素体，同时将C、Mn等元素向奥氏体富集，提高奥氏体的稳定性。
缓冷的冷却速率为10℃/s～20℃/s的积极效果是在该缓冷的冷却速率范围内，能使部分奥氏体有充分时间向取向附生铁素体转变。
快冷的终点温度为450℃～460℃的积极效果是在该温度范围内，能保证带钢温度与锌液温度基本一致，获得较好的镀锌效果。
快冷的冷却速率为20℃/s～40℃/s的积极效果是在该冷却速率范围内，大冷却速率能避免奥氏体向铁素体和贝氏体转变，获得更多的残余奥氏体。在一些可选的实施方式中，所述光整的延伸率为0.3％～0.8％。
本申请实施例中，光整的延伸率为0.3％～0.8％的积极效果是在该延伸率的范围内，能提高屈服强度的同时获得所需要的表面粗糙度。
本申请提供了7种不同化学成分的镀层双相钢基体，具体情况如表1所示。
表1镀层双相钢基体的化学成分(％)
本申请各实施例和对比例所用工艺参数如表2所示。
表2各实施例和对比例的工艺参数情况表
相关实验：
收集各实施例和对比例所得的镀层双向钢，检测其性能，结果如表3所示。
相关实验的测试方法：
屈服强度Rp0.2：按照GB/T228-2002进行测试。
抗拉强度Rm：按照GB/T228-2002进行测试
延伸率A80：按照GB/T228-2002进行测试
n90：按照GB/T228-2002进行测试
表3
表2的具体分析：
由表2可知，
屈服强度Rp0.2是指镀层双相钢基体标距部分的非比例伸长达到原始标距0.2％时的应力大小，屈服强度越符合标准，说明钢材的力学性能良好。
抗拉强度Rm是指镀层双相钢基体拉断前单位面积上承受的最大应力，抗拉强度越符合标准，说明钢材的力学性能良好。
延伸率A80是指镀层双相钢基体拉伸断裂后标距段的总变形ΔL与原标距长度L之比的百分数，总延伸率越符合标准，说明钢材的力学性能良好。
n90是指镀层双相钢基体的试样方向为横向时，材料均匀变形的能力，n90越符合标准，说明钢材的力学性能良好。
由实施例1-25的数据可知：
通过控制C的含量，再通过Al和Si之间的协同，促使C向奥氏体富集，再配合Mn和Ti元素，使得双相钢基体中形成充足的残余奥氏体，由于残余奥氏体可以通过形变时的相变诱发塑性提高双相钢基体的延伸率，因此通过控制C的含量、Al的含量和Si的含量以及控制双相钢基体化学成分含有的Mn和Ti，可以在保证双相钢基体强度的同时，提高双相钢基体的延伸率，进而提高双相钢基体的延伸率。
通过本申请的特定化学成分和工艺组合，能得到屈服强度330MPa～430MPa、抗拉强度590MPa～700MPa、延伸率≥26％、n值≥0.16且具有增强成形性能的590MPa级的镀层双相钢基体。
由对比例1-4的数据可知：
若不采用本申请的化学成分，又或者不采用本申请所限定的工艺参数，所得镀层双相钢基体产品的屈服强度或延伸率等性能均无法同时满足目标的需要。
本申请实施例中的一个或多个技术方案，至少还具有如下技术效果或优点：
(1)本申请实施例提供的双相钢基体，通过控制C的含量，使得双相钢基体能达到590MPa级的强度，通过Al和Si之间的协同，促使C向奥氏体富集，使得双相钢基体中形成充足的残余奥氏体，由于残余奥氏体可以通过形变时的相变诱发塑性提高双相钢基体的延伸率，因此通过控制C的含量、Al的含量和Si的含量以及控制双相钢基体化学成分含有的Mn和Ti，可以在保证双相钢基体强度的同时，提高双相钢基体的延伸率。
(2)本申请实施例提供的双相钢基体，不仅能提高双相钢基体的延伸率，还能通过控制C的含量、Al的含量、Si的含量、Mn的含量和Ti的含量，提高双相钢基体的成形性能。
(3)本申请实施例提供的镀层双相钢基体，通过对双相钢基体的化学成分控制以及匹配对应的工艺参数，能得到屈服强度为330MPa～430MPa，抗拉强度为590MPa～700MPa，延伸率A80不低于26％，横向n90值不低于0.16，具有良好的成形性能，特别适用于具有拉延成形的零件生产需要。
(4)本申请实施例提供的方法，通过铸坯的加热阶段、热轧的终轧温度、卷取温度，以及连续退火阶段的控制，不仅操作简便，还能对最终合金化镀层双相钢产品的金相组织进行精准的控制，从而得到70％～80％铁素体组织、10％～20％马氏体组织和4％～9％残余奥氏体组织形成的合金化镀层双相钢产品。
附图解释：
图1为本申请实施例提供的双相钢的EBSD照片的示意图，其中，红色区域为残余奥氏体组织；
图2为本申请实施例提供的双相钢的显微组织照片示意图；
由图1和图2所示，本申请所得的金相组织中，含有铁素体组织、马氏体组织和残余奥氏体组织。
需要说明的是，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。而且，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。在没有更多限制的情况下，由语句“包括……”限定的要素，并不排除在包括所述要素的过程、方法、物品或者设备中还存在另外的相同要素。
在本文中所披露的范围的端点和任何值都不限于该精确的范围或值，这些范围或值应当理解为包含接近这些范围或值的值。对于数值范围来说，各个范围的端点值之间、各个范围的端点值和单独的点值之间，以及单独的点值之间可以彼此组合而得到一个或多个新的数值范围，这些数值范围应被视为在本文中具体公开。
以上所述仅是本发明的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本发明。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发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明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 (10)

1.一种590MPa级合金化镀层双相钢，其特征在于，所述镀层双相钢包括镀层和双相钢基体，所述镀层包覆在所述双相钢基体的至少一面，所述双相钢基体的化学成分包括C、Mn、Si、Al和Ti，其余为Fe及不可避免的杂质，其中，C的含量以质量分数计为0.08％～0.15％，Si的含量以质量分数计为0.3％～0.8％，Al的含量以质量分数计为0.2％～1.0％。
2.根据权利要求1所述的镀层双相钢，其特征在于，以质量分数计，所述双相钢基体的化学成分还包括：
Mn:1.2％～2.0％，Ti:0.01％～0.04％，P≤0.02％和S≤0.015％。
3.根据权利要求1所述的镀层双相钢，其特征在于，以体积分数计，所述双相钢基体的金相组织包括：铁素体组织：70％～80％，马氏体组织：10％～20％和残余奥氏体组织：4％～9％。
4.根据权利要求3所述的镀层双相钢，其特征在于，所述铁素体组织的平均粒径为5μm～30μm，所述马氏体组织的平均粒径为1μm～10μm，所述残余奥氏体组织的平均粒径为1μm～5μm。
5.一种制备如权利要求1-4任一项所述的镀层双相钢的方法，其特征在于，所述方法包括：
得到含所述双相钢基体的化学成分的铸坯；
对所述铸坯进行加热，后进行粗轧和精轧，再进行卷取，得到热轧卷；
对所述热轧卷进行酸洗，再进行冷轧，得到带钢；
对所述带钢进行退火，得到双相钢基体；
对所述双相钢基体进行热镀锌，再进行合金化，得到镀层双相钢；
对镀层双相钢进行光整，后进行卷曲，得到合金化镀层双相钢基体产品。
6.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述精轧的终轧温度为860℃～920℃。
7.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述卷取的温度为600℃～660℃。
8.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述热轧卷的冷轧压下率为45％～70％。
9.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述退火包括预加热、保温、缓冷和快冷，所述预加热的终点温度为760℃～850℃；所述保温的时间为50s～150s；所述缓冷的终点温度为660℃～720℃；所述快冷的终点温度为450℃～460℃。
10.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述光整的延伸率为0.3％～0.8％。
CN202311125836.XA 2023-09-01 2023-09-01 一种增强成形性能的590MPa级合金化镀层双相钢及制备方法 Pending CN117070843A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202311125836.XA CN117070843A (zh) 2023-09-01 2023-09-01 一种增强成形性能的590MPa级合金化镀层双相钢及制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202311125836.XA CN117070843A (zh) 2023-09-01 2023-09-01 一种增强成形性能的590MPa级合金化镀层双相钢及制备方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN117070843A true CN117070843A (zh) 2023-11-17

Family

ID=88715245

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202311125836.XA Pending CN117070843A (zh) 2023-09-01 2023-09-01 一种增强成形性能的590MPa级合金化镀层双相钢及制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN117070843A (zh)

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5884714B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5578289B2 (ja) 冷延鋼板、及びその製造方法、並びにホットスタンプ成形体
CN112048680B (zh) 一种合金化热镀锌dh980钢及其制备方法
CN110129668A (zh) 一种1000MPa级合金化热镀锌复相钢及其制备方法
CN109097705A (zh) 一种800MPa级冷轧热镀锌双相钢及其生产方法
JP7119135B2 (ja) 疲労・穴拡げ特性に優れた超高強度熱間圧延鋼板と鋼帯およびそれらの製造方法
US8349471B2 (en) High-strength cold-rolled steel sheet excellent in workability and shape freezing property
JPWO2016132680A1 (ja) 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
CN104109814A (zh) 一种具有翻边特性冷轧热镀锌双相钢板及制造方法
JP2019502822A (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼帯
CN108707815A (zh) 一种800MPa级纯锌镀层高扩孔钢板及其制造方法
CN105925903A (zh) 汽车用冷轧低合金高强度钢及其生产方法
JP6052476B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP4211520B2 (ja) 耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN114525452A (zh) 屈服强度700Mpa级热镀锌低合金高强钢及制备方法
CN109371318A (zh) 氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热镀锌钢板及制备方法
CN115612934B (zh) 一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板及其制备方法
CN115216688B (zh) 800MPa级热轧低合金高强钢及其钢基体和制备方法
CN113528945B (zh) 一种高扩孔率合金化热镀锌高强钢及其制备方法
KR102540431B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
CN117070843A (zh) 一种增强成形性能的590MPa级合金化镀层双相钢及制备方法
CN113025882A (zh) 一种热基镀锌铁素体贝氏体高强钢板及其制备方法
CN111926246A (zh) 一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢及其制备方法
JP7288184B2 (ja) 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法
EP4317513A1 (en) High-formability hot galvanized aluminum-zinc or hot galvanized aluminum-magnesium dual-phase steel and rapid heat treatment hot dipping fabrication method therefor

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination