CN102712171B - 高强度的热浸镀锌钢带材 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种高强度热浸镀锌钢带材，按质量百分比，其由如下元素组成：0.10-0.18％C、1.90-2.50％Mn、0.30-0.50％Si、0.50-0.70％Al、0.10-0.50％Cr、0.001-0.10％P、0.01-0.05％Nb、最大0.004％Ca、最大0.05％S、最大0.007％N。以任选地至少一种以下元素：0.005-0.50％Ti、0.005-0.50％V、0.005-0.50％Mo、0.005-0.50％Ni、0.005-0.50％Cu、最大0.005％B、余量为Fe以及不可避免的杂质，其中0.80％＜Al+Si＜1.05％且Mn+Cr＞2.10％。这种钢在高强度下提供改善的可成型性，具有良好的可焊性与表面质量，同时具有良好的可加工性与可涂覆性。

Description

高强度的热浸镀锌钢带材

本发明涉及一种具有改良的可成型性的高强度热浸镀锌钢带材，例如应用于汽车工业。

这种钢型是已知的，开发时被命名为双相钢型。这种钢型无法提供汽车工业上许多应用所需的可成型性。由于这个原因，开发出TRIP辅助双相钢型。

描述这种钢型的文献是EP 1 889 935 A1。此文献描述了一种高强度热浸镀锌钢板，其包含(按质量百分比)

0.05-0.3％C

0.08-3％Mn

最大1.4％Si

0.1-2.5％Al

0.1-0.5％Cr

0.003-0.1％P

最大0.07％S

最大0.007％N

余量为Fe以及不可避免的杂质，且其中Si+Al≥0.5％。任选地，可存在一些其它元素。在实验室范围测试了三十一种钢型，其中十九种被认为是创造性的组成。这些实施例显示了实现EP1889935A1所述创造性要求的宽的含量范围，特别是Si和Al量。

然而，可成型性并不是TRIP辅助双相钢带材唯一的要求。合金化元素应为低含量以尽可能降低钢的成本，应尽可能易于加工为钢带材并将其涂覆，钢带材必须具有高强度，良好的可焊性并展现出良好的表面质量。这些要求对于工业生产的TRIP辅助双相钢型特别重要，必须将其成型为例如点焊到白车身上的汽车部件。

因此，本发明的目的在于寻找一种高强度热浸镀锌钢带材的组合物，其在钢带材的可成型性与可加工性之间达到平衡。

本发明进一步的目的在于提供在热浸镀锌过程中具有良好可涂覆性的高强度热浸镀锌钢带材。

本发明的另一目的在于提供具有良好可焊性的高强度热浸镀锌钢带材。

本发明的另一个目在于提供具有良好表面质量的高强度热浸镀锌钢带材。

本发明还有另一个目在于提供具有尽可能低的成本价格的高强度热浸镀锌钢带材。

根据本发明，通过提供高强度热浸镀锌钢带材满足这些目的中的一个或多个，该钢带材按质量百分比由如下元素组成：

0.10-0.18％C

1.90-2.50％Mn

0.30-0.50％Si

0.50-0.70％Al

0.10-0.50％Cr

0.001-0.10％P

0.01-0.05％Nb

最大0.004％Ca

最大0.05％S

最大0.007％N

以及任选地至少一种以下元素：

0.005-0.50％Ti

0.005-0.50％V

0.005-0.50％Mo

0.005-0.50％Ni

0.005-0.50％Cu

最大0.005％B

余量为Fe与不可避免的杂质，

其中0.80％＜Al+Si＜1.05％且Mn+Cr＞2.10％。

发明人发现，通过对钢的主要组成元素即碳、锰、硅、铝和铬量的谨慎选择，能够制得一种高强度热浸镀锌钢带材，其具有所需的可成型性、可加工性、强度以及延伸性，同时提供足够的可焊性、可涂覆性以及表面质量。发明人发现，现有技术中给出的例子没有同时满足这些要求。

根据本发明所述的钢带材组合物使得钢的可成型性良好且无颈缩发生，冲压部件边缘的延展性使得没有裂纹产生。

主要组成元素含量的原因如下。

C：0.10-0.18质量％。碳必须以足够高的含量存在以确保淬透性以及马氏体以常规退火/镀锌线可达到的冷却速率形成。需要马氏体提供足够的强度。游离碳还能够稳定奥氏体，该奥氏体可以改善加工硬化潜力以及对所产生的强度水平而言良好的可成型性。出于这些原因，0.10质量％的下限是需要的。发现最大水平0.18质量％对保证良好的可焊性是必要的。

Mn：1.90-2.50质量％。添加锰以提高淬透性，从而使得马氏体更易于在常规连续退火/镀锌线的冷却速率能力内形成。锰也可以促进固溶强化，这增加拉伸强度并强化铁素体相，从而有助于稳定残余奥氏体。锰降低双相钢的转变温度范围，从而将所需的退火温度降低到常规连续退火/镀锌线容易实现的水平。由于上述原因，1.90质量％的下限是需要的。施加2.50质量％的最大水平从而通过保证双相钢充分转变成为软转变产物(铁素体和珠光体)来确保热轧机中可接受的轧制力以及确保冷轧机中可接受的轧制力。此最大水平的给出也是为了在更高值下铸造过程中更强的偏析以及带材中马氏体带的形成。

Si：0.30-0.50质量％。硅提供固溶强化从而能够实现高强度，以及通过铁素体基体的强化实现奥氏体的稳定。硅很有效地延缓过时效过程中碳化物的形成，从而使碳保留在固溶体中以稳定奥氏体。出于这些原因，0.30质量％的下限是必要的。施加0.50质量％的最大水平是为了钢带材可涂覆性，因为高的硅水平因降低的附着力而导致不可接受的涂层质量。

Al：0.50-0.70质量％。将铝添加到钢液中以起到脱氧的目的。在适当的量下，其也可以提供贝氏体转变的加速，从而在常规连续退火/镀锌线的退火阶段所要求的时间限制内实现贝氏体的形成。铝也可以延缓碳化物的形成，从而使碳保留在固溶体中从而在过时效过程中引起奥氏体分开，并促进奥氏体的稳定。由于上述原因，需要0.50质量％的下限水平。对于可铸性，施加0.70质量％的最大水平，因为高铝含量导致铸造模具熔渣的中毒并因此增加模具熔渣的粘度，导致铸造过程中不当的热传递和润滑。

Cr：0.10-0.50质量％。添加铬以增加淬透性。铬形成铁素体并阻止碳化物的形成，从而增加残余奥氏体的形成。由于上述原因，需要0.10质量％的下限水平。施加0.5质量％的最大水平是为了确保钢带材的令人满意的酸洗，并保持钢带材的成本足够低。

Ca：最大0.004质量％。钙的添加改变了硫化锰夹杂物的形态。当钙加入时，夹杂物成为球状而不是细长形。细长形夹杂物(也被称为发纹)可充当薄弱平面，沿其可发生层状撕裂与分层破裂。避免发纹(stringer)有利于钢片的成型步骤，所述钢片使孔扩张或边缘伸展成为必要，并促进各向同性性的成型行为。钙处理也阻止在铝脱氧钢型中硬的、尖角的、粗糙的氧化铝夹杂物的形成，而在轧制温度下形成较软且球状的铝酸钙夹杂物，从而改善材料的加工特性。在连铸机中，熔融钢中出现的一些夹杂物具有堵塞喷嘴的趋势，导致产量的损失与成本的增加。钙处理通过促进不阻塞铸造喷嘴的低熔点物质的形成来减少堵塞的倾向。

P：0.001-0.10质量％。磷干扰碳化物的形成，因此一些磷在钢中是有利的。但是，磷可以使钢在焊接时变脆，所以应当谨慎控制磷的含量，特别是与其它脆化元素如硫和氮组合时。

硫和氮以低量存在，因为这些元素对于可焊性不利。

为了晶粒细化与可成型性，铌的加入量在0.01和0.05质量％之间。铌促进输出辊道上的转变，因此提供较软且较均匀的中间产品。铌还阻止马氏体在等温过时效温度下形成，从而促进残余奥氏体的稳定。

添加任选的元素主要用于强化钢。

除了上面给出的原因，对铝、铬和锰的范围进行选择，使得发现对于输出辊道上的完全转变而言适当的平衡以确保能够冷轧钢带材，并提供初始结构，使碳能够在退火线上快速溶解以提高淬透性与适当的铁素体/贝氏体相变行为。此外，因为铝加速贝氏体相变且铬减速贝氏体相变，所以铝与铬之间必须存在适当的平衡，以便在使用受限过时效工段的常规热浸镀锌线所允许的时间范围内产生合适数量的贝氏体。

除了上面给出元素的绝对含量，某些元素的相对含量也是重要的。

铝和硅在一起应保持在0.8和1.05质量％之间以确保最终产品中的碳化物的抑制与足量奥氏体的稳定，对于适当的组成，提供可成型性的所需范围。

锰和铬在一起应大于2.10质量％以对于马氏体形成确保足够的淬透性，并因而确保常规连续退火线与热浸镀锌线中的强度实现。

优选地，C元素存在量为0.13-0.16％。在这个范围内，钢的淬透性是优化的，同时钢的可焊性得到增强。

根据优选的实施方案，锰元素存在量为1.95-2.40％，优选1.95-2.30％，更优选2.00-2.20％。较高的锰量可为钢提供较高的强度，所以将锰的下限提高至1.95或甚至2.00质量％是有利的。另一方面，就较高锰含量而言，钢的热轧和冷轧较困难，所以将锰的上限降低至2.40、2.30或甚至2.20质量％是有利的。

优选地，Si元素存在量为0.35-0.45％。替代0.30％的较高硅含量确保过时效过程中碳化物的较好延缓(retardation)，其有利于钢的可成型性。因而，较低的硅含量(0.50％)提高钢带材的可涂覆性。

根据优选的实施方案，Al元素存在量为0.55-0.65％。提高铝的下限水平具有与较高硅含量相同的效果，但是也改善了贝氏体的形成。较低的铝上限改善钢的可铸性。

优选地，Cr元素存在量为0.20-0.50％，更优选0.30-0.50％。提高的下限值增加钢的淬透性。

根据优选的实施方案，Nb元素存在量为0.01-0.04％。如上所阐述，铌改善中间产品的均匀性。上限值主要出于铌成本的考虑。

优选地，钢具有780Mpa的极限拉伸强度。由于对钢中存在的元素量的谨慎选择，可以达到此强度，同时维持常规600Mpa双相钢的可成型性。

根据优选的实施方案，钢的显微组织由55-75体积％铁素体，20-10体积％贝氏体，20-10体积％马氏体和10-5体积％亚稳残余奥氏体构成。

根据本发明的第二方面，提供一种如上定义的高强度热浸镀锌钢带材的制备方法，其中将铸钢热轧并冷轧成具有所需厚度的带材，此后将带材在退火线上再加热至钢型的Ac1与Ac3温度之间的温度，并且以例如避免再转变为铁素体的冷却速率快速冷却，此后施用等温过时效以形成贝氏体，并将钢带材热浸镀锌。

在此方法中，可以选择热轧期间的变形进度、精轧温度以及随后输出辊道上的冷却制度，以在热轧产品中获得有助于在冷轧机中进一步降低厚度的显微组织。要特别注意的是限制热轧带材的强度，从而使所需的冷轧负荷最小化。选择退火线上的温度，以使钢带材同时包含铁素体与奥氏体。冷却速率应当使得原则上使没有铁素体形成，并施用等温过时效以促进贝氏体的形成。热浸镀锌可以用平常的方式进行。在此方法中，多数步骤的温度与持续时间对于实现最终产品的强度与延展性之间的所需平衡是重要的。

本领域技术人员都知晓，铁碳共析体系具有许多如下所定义的临界转变温度。这些温度依赖于化学组成与工艺条件：

A1在此温度之下显微组织由铁素体(α-Fe)与Fe3C/珠光体的混合物构成；

A2居里温度：在此温度之上材料不再具有磁性；

A3在此温度之上显微组织完全由奥氏体构成。

后缀c与r分别表示加热和冷却循环中的转变。

以下将阐明本发明；将许多组成就一些所周知的可成形性参数进行评价，将所述参数先阐明如下。

n-值：加工硬化系数或n-值与均匀延伸率密切相关。在多数板成型过程中，可成型性的极限由对于局部减薄或“颈缩”的抵抗性所决定。在单轴拉伸试验中，以均匀延伸的程度开始颈缩。来自于拉伸试验的n-值与均匀延伸率可视为钢片材的可成型性的量度。当旨在改善钢带材的可成型性时，n-值与均匀延伸率代表最适宜的优化参数。

扩孔系数(HEC)：为了成功应用于工业冲压作业，金属片材必须具有一定的承受其剪切边缘伸展的能力。这按照ISO/TS 16630国际技术规范进行测试。在尺寸为90mm×90mm的测试片中心制出直径10mm的孔。将具有60度锥角(apex)的40mm直径的锥形冲头强行插入孔中，同时将测试片用具有55mm内径的模具固定。当裂纹通过测试片的厚度扩展时，测量孔的直径。最大的HEC值受最大HEC％＝((Dh-Do)/Do)×100的决定，其中Do为初始孔直径，Dh为开裂后的孔直径。边缘可伸展性(stretch flangeablity)基于最大HEC进行评价，且当HEC＞25％时，认为是令人满意的。

Erichsen指数(EI)：Erichsen测试记载了金属在伸展成型中经受塑性变的能力，且按照ISO 20482：2003国际标准实验进行测试。将半球形冲头驱动进入完全夹紧的片材。作为润滑剂，在冲头顶端使用石墨脂。当探测到穿过厚度的裂纹时，停止冲头行程。由于摩擦，破裂并不在冲头顶部而在侧面，因此不以等双轴应变而更接近于平面应变。测量冲头穿透的深度。Erichsen挤压指数(IE)值为三次独立测量的最小值的平均值，用毫米表示，并且对于本发明，认为当EI＞10mm时是令人满意的。

可焊性：电阻点焊是汽车工业中使用的主要接合工艺，平均每辆汽车包含约2000-3000次点焊。传统的点焊总是非常便宜且可靠的接合类型，然而，由于AHSS的引入，这种可靠性已经受损。可焊性通过材料可被点焊的能力来测量。焊接条件取自工业标准的BS1140：1993，尽管未必对于AHSS进行优化。通过所得点焊(插销)的失效模式来测量可点焊性。当不能焊接材料时，插销将沿两接合表面的界面开裂。在完全焊接材料中，失效将发生在母体金属(parentmetal)中，在插销之外，优选也在热影响区域之外。这称为完整插销失效，即完整插销由母体金属中拔出。可点焊性可以由完全界面失效与完整插销失效之间的程度表示，认为前者是不可焊的。

本发明的目的之一是提供一种高强度热浸镀锌钢带材，其在600MPa AHSS热浸镀锌钢带材的范围内具有可成型性，但具有800MPa AHSS钢带材的强度水平，即780MPa或更高的强度水平。这可以通过在均匀延伸率与n-值中实现适当的增加来实现。

在根据本发明的高强度热浸镀锌钢带材的开发过程中，制得了一些带材的卷材，如表1中以字母A到S所表示合金所示。

合金	C	Mn	Cr	Si	Al	Nb	P	S	Ca
											A	0.150	1.72	0.61	0.30	0.99	0.021	0.012	0.002	-	比较例
B	0.154	1.74	0.58	0.41	0.62	0.023	0.009	0.002	-	比较例
											C	0.142	1.82	0.54	0.38	0.51	0.020	0.010	0.002	0.002	比较例
D	0.147	1.90	0.49	0.42	0.61	0.025	0.012	0.002	0.002	发明例
											E	0.157	1.91	0.58	0.48	0.97	0.023	0.017	0.001	0.002	比较例
F	0.181	1.93	0.60	0.43	0.55	0.023	0.014	0.003	0.002	比较例
											G	0.155	1.94	0.58	0.42	1.00	0.023	0.016	0.002	0.003	比较例
H	0.148	1.96	0.57	0.42	0.61	0.021	0.016	0.002	0.002	比较例
											J	0.151	1.96	0.40	0.42	0.61	0.023	0.010	0.002	0.002	发明例
K	0.149	2.06	0.50	0.39	0.62	0.022	0.011	0.002	0.003	发明例
											L	0.153	2.08	0.39	0.40	0.63	0.022	0.010	0.001	0.002	发明例
M	0.123	2.26	0.55	0.24	-	-	-	-	-	比较例
											N	0.216	1.64	-	0.46	0.32	0.001	0.032	0.005	-	比较例
P	0.209	1.55	-	0.46	0.34	0.001	0.028	0.005		比较例
											R	0.230	1.65	-	0.46	0.44	0.001	0.092	0.004	-	比较例
S	0.148	2.70	0.40	0.40	0.60	0.025	0.014	0.006	-	比较例

表1：化学组成(wt％)

在表1中给出了根据本发明所述方法制备的钢带材的化学组成或合金。在表1的最后一栏表示钢带材是否具有本发明所述的化学组成。合金D、J、K与L具有本发明的组成。在没有给出元素的数值情形中，不可测出数值。

在表2中，对于具有在表1所给出组成的一些钢带材，给出了各自力学性能的相关信息。

表2：典型退火周期与力学性能

UTS＝极限拉伸强度

Rp_0.2＝0.2％屈服应力

U.El＝均匀延伸率

T.El＝总延伸率

从表2中得出，对于钢带材组成或合金D、J、K和L，可以选择在常规退火线中的退火温度与过时效温度及时间，以使达到高强度(UTS为780MPa以上)。这些合金的0.2％屈服应力也在450MPa以上(未测量合金D)，均匀延伸率为大于14％且总延伸率大于19％。n-值为至少0.17。其他合金可以达到所需的UTS，但是不具有所需的0.2％屈服应力、均匀延伸率和/或总延伸率。仅合金R满足这些条件，但是表3表明此合金不可焊。

表3给出了表1与表2所示的卷材的一些样品的扩孔系数测试、Erichsen测试以及焊接测试的结果。扩孔系数与Erichsen值越高，带材的可成型性越好。

合金	扩孔系数	Erichsen指数[mm]	可焊性
				A	18	10.4	+
B	16	10.1	+
				C	29	9.7	++
D	29	10.0	+
				E	22	9.4	+
F	20	9.4	-
				G	20	8.7	+
H	20	9.3	+
				J	30	10.5	+
K	25	10.0	+
				L	25	10.1	+
M	13		++
				N	19	10.3	--
P	18	9.7	--
				R	16	8.8	---
S			--

表3：可成型性与可焊性

可焊性标识：

---无法获得点焊接合

--可点焊，大多为界面失效

-可点焊，大多为部分插销失效

+可点焊，偶然的部分插销失效

++可点焊，完整插销失效

从表3中由扩孔系数和Erichsen指数值看出，钢带材D、J、K与L的可成型性合理地良好，且其可焊性也合理地良好。

该表格表明锰在实现高强度与可成型性的所需结合中起了作用。当锰含量低于1.9％时，从例A、B、C、N与P中可以看到，没有实现780MPa的所需拉伸强度。对于低于1.9％的锰含量，达到强度的唯一例子为例R。为了弥补低锰含量，合金中具有很高的碳与磷的添加，这使得合金不再是可点焊的。由扩孔系数和Erichsen指数来看，此合金的可成型性也远低于认为令人满意的值。

在例E、F、G与H中，锰含量在导致高强度的规范内，但是第二元素碳(合金F)、铬(合金E、F、G与H)和铝(合金E与G)的组合分别导致了差的可点焊性、低的延展性(由均匀延伸率表示)以及低的可成型性(由HEC与EI表示)。

在具有高铬、低硅且不含铝的例子(合金M)的例子中，可以看到拉伸强度变为主导力学性能，而延展性(均匀延伸率与总延伸率)和可成型性(HEC)与本发明相比显著减小。

最后，碳含量高于0.18的钢(合金F、N、P与R)的可点焊性与碳含量成比例地显著降低。例F具有刚好在期望组成之上的碳含量，并与高铬含量组合，导致了差的可点焊性。这看起来是碳含量的临界值，未设想含有显著多于0.18％碳的合金在正常情况下会是可点焊的。

可看到，根据本发明谨慎地选择合金化元素是必要的，并在退火和过时效步骤中需要适宜的工艺步骤以实现TRIP辅助双相钢的所需性能。

根据本发明的高强度热浸镀锌钢带材已用于车辆的保险杠杆。制造保险杠的钢带材在轧制成型与伸展弯曲过程中必须具有足够的延展性，并且在成型后应保留有足够的残余延展性以防止使用此保险杠的车辆经撞击时破裂，从而保持车辆前端撞击结构的完整性。如果保险杠横梁断裂，撞击结构的完整性将丧失，这将导致差的撞击能量的吸收。

具有合金K组成的钢带材被用于形成保险杠。保险杠的成型是成功的，且以及没有问题地将保险杠焊接到支撑板。已经在落锤测试中对由根据本发明的TRIP辅助双相钢制成的保险杠与钢支撑板形成的试验杆组件进行测试，该落锤测试对于在保险杠中心的柱(pole)模拟了在45km/h下的完全正面撞击。没有看到保险杠的断裂。这是由于本发明的TRIP辅助双相钢优越的延展性和可成型性，允许部件伸展成型并带有吸收碰撞冲击的足够的后成型延展性。

Claims (12)

1.高强度热浸镀锌钢带材，按质量百分比，由如下元素组成：

0.10-0.18％C

1.95-2.40％Mn

0.30-0.50％Si

0.50-0.70％Al

0.10-0.50％Cr

0.001-0.10％P

0.01-0.05％Nb

最大0.004％Ca

最大0.05％S

最大0.007％N

以及任选地以下元素中的至少一种：

0.005-0.50％Ti

0.005-0.50％V

0.005-0.50％Mo

0.005-0.50％Ni

0.005-0.50％Cu

最大0.005％B

余量为Fe以及不可避免的杂质，

其中0.80％<Al+Si<1.05％且Mn+Cr>2.10％。

2.权利要求1所述的钢带材，其中C元素的存在量为0.13-0.16％。

3.权利要求1或2所述的钢带材，其中Mn元素的存在量为1.95-2.30％。

4.权利要求1或2所述的钢带材，其中Si元素的存在量为0.35-0.45％。

5.权利要求1或2所述的钢带材，其中Al元素的存在量为0.55-0.65％。

6.权利要求1或2所述的钢带材，其中Cr元素的存在量为0.20-0.50％。

7.权利要求1或2所述的钢带材，其中Nb元素的存在量为0.01-0.04％。

8.权利要求1或2所述的钢带材，其中热浸镀锌钢带材具有780MPa或更高的极限拉伸强度。

9.权利要求1或2所述的钢带材，其中热浸镀锌钢带材具有由55-75体积％铁素体、20-10体积％贝氏体、20-10体积％马氏体和10-5体积％亚稳残余奥氏体构成的显微组织。

10.权利要求1或2所述的钢带材，其中Mn元素的存在量为2.00-2.20％。

11.权利要求1或2所述的钢带材，其中Cr元素的存在量为0.30-0.50％。

12.前述任一权利要求所述的高强度热浸镀锌钢带材的制备方法，其中将铸钢热轧并冷轧成具有所需厚度的带材，此后将带材在退火线上再加热至该钢型的Ac1与Ac3温度之间的温度，并以避免再转变为铁素体的冷却速率快速冷却，此后施用等温过时效以形成贝氏体，以及将该带材热浸镀锌。