CN103805840A - 一种高成形性热镀锌超高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种高成形性热镀锌超高强度钢板及其制造方法，其化学成分重量百分比为：C 0.15~0.25wt%，Si 1.00~2.00wt%，Mn 1.50~3.00wt%，P≤0.015wt%，S≤0.012wt%，Al 0.03~0.06wt%，N≤0.008wt%，其余为Fe和不可避免杂质；钢板室温组织为铁素体10%~30%+马氏体60~80%+残余奥氏体5~15%；屈服强度600~900MPa，抗拉强度980~1200MPa，延伸率15~22%。本发明钢通过适当的成分设计，采用连续退火生产工艺，不需要添加昂贵合金元素，仅适当提高Si、Mn含量再结合退火和炉内气氛控制工艺实现强度的大幅度挺高，且具有较好的塑性，同时钢板镀锌质量良好，可满足汽车用冷轧热镀锌超高强钢的使用要求。

Description

一种高成形性热镀锌超高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及热镀锌钢板，特别涉及一种高成形性热镀锌超高强度钢板及其制造方法，其屈服强度600～900MPa、抗拉强度980～1200MPa、延伸率15～22%，具有良好塑性、成本低廉等特点。
背景技术
据评估，汽车重量每减轻10%，可节约燃油消耗5%～8%，同时可相应减少CO2温室气体以及NOx、SO2等污染物的排放。我国自主品牌乘用车的车重较国外同档次的汽车重约10%，而商用汽车重量的差距则更大。汽车钢板作为车身的主要原材料，约占车身重量的60～70%。大量使用强度在590～1500MPa级别的高强度和超高强度钢板替代传统汽车用钢，是汽车实现“减重节能、提高安全性和降低制造成本”的最佳材料解决方案，对建设低碳社会意义重大。因此提高钢板的强度以减薄钢板的厚度是近年来钢板的一种发展趋势。其中以相变强化为主的先进高强度汽车用钢的开发和应用已经成为世界各大钢铁公司研究的主流课题之一。
传统的超高强钢利用马氏体、贝氏体等高强度相结构实现高强度，但是同时带来了塑性和成形性能的明细下降。在马氏体或者贝氏体组织中引入一定量的残余奥氏体成为实现高强度和高塑性材料的有效技术路径。例如TRIP钢由铁素体，贝氏体和残余奥氏体组成，其强度和塑性都较高，但是这种相结构限制了其强度的进一步提高。因此以马氏体代替贝氏体作为主要的强化相开始受到人们的重视。另外，与普通冷轧产品相比，热镀锌产品以其优异得多的耐锈蚀性，在汽车上获得了大量应用，其使用量平均可达到80%以上，某些车型的用量甚至达到100%。我国高强度热镀锌钢板的开发起步较晚，品尚不齐全，特别是强度在1000MPa以上，成形性能优异且成本低廉的热镀锌高强钢产品在国内尚属空白。特别是高Si设计的热镀锌高强钢产品，因其冶金学特征造成。
日本专利JP2010-053020公开了一种加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法。其成分组成以质量%计为：C：0.04~0.15%，Si：0.7~2.3%，Mn：0.8~2.2%，P＜0.1%，S＜0.01%，Al＜0.1%，N＜0.008%，余量由铁及不可避免的杂质构成。组织为70%以上铁素体相、2%以上且10%以下的贝氏体相和0%以上且12%以下的珠光体相、1%以上且8%以下的残余奥氏体相。铁素体的平均结晶粒径为18μm以下，残余奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下。该发明钢具有590MPa以上的拉伸强度、并且加工性（延展性和扩孔性）优良。但是此发明是一种TRIP钢，抗拉强度仅为600~700MPa级别，无法达到超高强钢的要求。
中国专利CN200810119822公开了一种1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法，属于冷轧热镀锌用高强钢板技术领域，其成分质量百分比：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%，余量为不可避免地杂质。该发明采用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合金元素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，可满足汽车用超高强度冷轧热镀锌的性能要求。但是该发明钢延伸率只有10%左右，难以满足汽车用超高强钢对高成形性能的要求，而且该发明钢需要添加较多的Mo、Cr和Nb、Ti等价格昂贵的合金元素，不适合作为对成本控制极为严格的汽车用钢。
日本专利JP 2008-255442公开了一种抗拉强度780MPa以上的热镀锌超高强度钢及其制造方法，其成分质量百分比为：C：0.03~0.25%，Si：0.02~0.60%，Mn：2.0~4.0%，Al≤0.8%，N：0.0020~0.015%，Ti≤0.5%，Nb≤0.5%，Ti+Nb：≥0.05%，Si：0.02~1.00%，Cu≤1.5%，Ni≤1.5%，Cu+Ni：≥0.05%，其余为Fe及不可避免的杂质。其微观组织结构由平均晶粒尺寸小于5μm的铁素体和平均粒径小于0.5μm的硬质第二相构成。其制造方法为：热轧后立即在10s内冷却至700℃以下；在400~700℃之间卷取；酸洗后以35~80%压下量冷轧；在Ac3~950度退火5~200s；冷却至400~600℃并保温5~200s；热浸镀锌并加热至最高540℃进行合金化。该发明可实现1000MPa的抗拉强度和高达18%的延伸率，可满足汽车用超高强钢的性能要求。但是此发明需要添加相当多的Nb、V、Ti合金元素（总量＞0.25%），不仅大幅度提高了材料成本，而且也提高了铸造、热轧等方面的制造难度。
发明内容
本发明的目的在于开发一种高成形性热镀锌超高强度钢板及其制造方法，其屈服强度600～900MPa，抗拉强度980MPa以上，延伸率15～22%，成形性优越且成本低廉，适用于汽车的结构件和安全件。
本发明的技术方案是：
现有有关热镀锌高强度钢的制造方法较多，但这些发明为了保证钢板的可镀性，大多采用低Si、Mn设计。但是Si、Mn是钢铁中最有效、成本最低的强化元素，低Si、Mn设计导致的性能下降必须用Cr、Mo、Nb、V等昂贵的合金元素进行补偿，不仅提高了钢材的成本，还有可能降低产品的可制造性。
本发明采用高Mn、Si成分设计，充分利用Si、Mn等合金元素的强化作用，以实现超高强度和高塑性统一的优越性能；配以连续退火工艺和炉内气氛控制工艺，以获得可镀性良好的钢板基板；并在经过镀锌后得到镀层质量良好、成本低廉的热镀锌超高强钢板产品。
具体地，本发明的高成形性热镀锌超高强度钢板，其化学成分重量百分比为：C：0.15~0.25wt%，Si：1.00~2.00wt%，Mn：1.50~3.00wt%，P≤0.015wt%，S≤0.012wt%，Al：0.03~0.06wt%，N≤0.008wt%，其余为Fe和不可避免杂质；钢板室温组织为铁素体10%~30%+马氏体60~80%+残余奥氏体5~15%；屈服强度600～900MPa，抗拉强度980～1200MPa，延伸率15～22%。
优选地，所述的钢板成分中，C含量为0.18~0.22%，以重量百分比计。
优选地，所述的钢板成分中，Si含量为1.4~1.8%，以重量百分比计。
优选地，所述的钢板成分中，Mn含量为1.8~2.3%，以重量百分比计。
优选地，所述的钢板成分中，P≤0.012%，S≤0.008%，以重量百分比计。
本发明钢化学成分设计中：
C：是钢中最基本的强化元素，也是奥氏体稳定化元素，在奥氏体中较高的C含量有利于提高残余奥氏体分数和材料性能。但是较高的C含量会恶化钢材的焊接性能。因此，C含量需控制在一个合适的范围。
Si：是抑制碳化物形成元素，在碳化物中的溶解度极小，能够有效抑制或者推迟碳化物的形成，有利于在热镀锌过程中抑制奥氏体的分解，从而在配分过程中形成富碳奥氏体，并作为残余奥氏体保留至室温。但是较高的Si含量会降低材料的可镀性。因此高Si成分设计的钢板在镀锌时要配以特殊的基板热处理工艺，以确保镀锌质量。
Mn：是奥氏体稳定化元素。Mn的存在可降低马氏体转变温度Ms,使残余奥氏体的含量增加。此外Mn是固溶强化元素，对提高钢板的强度有利。但是过高的Mn含量会导致钢材的淬透性过高，不利于材料组织的精细控制。另外与Si的影响类似，高Mn同样会降低钢板的可镀性，需要有特殊的镀锌工艺进行支持。
P：其作用与Si相似，主要是起到固溶强化和抑制碳化物形成，提高残余奥氏体稳定性的作用。P的加入会显著恶化焊接性能，增加材料的脆性，在本发明中将P作为杂质元素，尽量控制在低水平。
S：作为杂质元素其含量尽量控制在较低的水平。
Al：其作用与Si相似，主要是起到固溶强化和抑制碳化物形成，提高残余奥氏体稳定性的作用。但Al的强化效果弱于Si。
N：在本发明钢中不是特别控制的元素。为降低N对夹杂物控制的不利影响，在冶炼时尽量把N控制在较低的水平。
本发明的高成形性热镀锌超高强度钢板的制造方法，包括如下步骤：
1)冶炼、浇铸
按上述成分冶炼、浇铸成板坯；
2)板坯加热到1170～1230℃并保温；
3)热轧
终轧温度为880±30℃，卷取温度550～650℃；
4)酸洗、冷轧
冷轧变形量40～60%，形成钢带；
5)退火
退火工艺采用连续退火，并采用直火方式氧化气氛加热和辐射方式还原气氛加热两段加热方式，以获得具有良好可镀性的钢板基板；以直火加热方式在氧化性气氛中加热至680~750℃，控制连续退火炉内露点＞-35℃；再以辐射加热方式在还原性气氛中继续加热至840～920℃并保温40~80s，控制连续退火炉内H含量8~15%；以＜10℃/s的冷速缓冷至720～800℃，使材料中获得一定比例的铁素体；快冷至260～360℃，冷却速度≥50℃/s，使奥氏体部分转变为马氏体；然后再加热至460～470℃，保温60~120s；
6)热浸镀锌
钢带进入锌锅，完成热浸镀锌；在上述再加热保温和热镀锌过程中，碳由马氏体分配至奥氏体中，使奥氏体富碳并稳定化，最后冷却至室温，最终的钢板室温组织为铁素体10%~30%+马氏体60~80%+残余奥氏体5~15%；屈服强度600～900MPa，抗拉强度980～1200MPa，延伸率在15～22%。
优选地，步骤2）板坯加热到1170~1200℃。
优选地，步骤3）热轧卷取温度550~600℃。
优选地，步骤5）中以直火加热方式在氧化性气氛中加热至680~720℃。
优选地，步骤5）以直火加热方式在氧化性气氛中控制炉内露点-30~-20℃。
优选地，步骤5）以辐射加热方式在还原性气氛中继续加热860~890℃。
优选地，步骤5）以辐射加热方式在还原性气氛中控制连续退火炉内H含量10~15%。
优选地，步骤5）缓冷至730~760℃。
优选地，步骤5）快冷至280~320℃。
优选地，步骤5）快冷后再加热至460~465℃，保温80~110s。
本发明采用热轧高温加热炉保温有利于C和N化合物的充分溶解，卷取采用较低的卷取温度有利于获得细小的析出物并避免发生扁卷。采用常规的酸洗和冷轧工艺。
本发明退火工艺采用连续退火，并采用直火方式氧化气氛加热和辐射方式还原气氛加热两段加热方式。
首先，用直火加热至680~750℃，通过调整空燃比以实现弱氧化气氛，其特征为炉内气氛露点高于-35℃，使钢板表面形成氧化铁层，从而阻止Si、Mn等元素向表面的富集；
然后，用辐射加热至860~920℃，炉内采用还原性气氛，其特征为炉内H含量8~15%（体积比），使表面氧化铁薄膜还原为高活性的纯铁，以获得具有良好可镀性的钢板基板，有利于后续实现高质量热镀锌；采用较高的退火温度，是为了形成均匀化的奥氏体组织，有利于提高钢的强度；之后以＜10℃/s的冷速缓冷至720~800℃，以获得一定量的铁素体，有利于提高钢的塑性；之后快冷至至Ms和Mf之间某一温度，奥氏体部分转变为马氏体；然后再加热至镀锌温度并保温60~120s，之后钢带进入锌锅完成镀锌工序，在此过程中碳在马氏体和奥氏体中发生再分配，使奥氏体富碳稳定性增加，从而获得较多的残余奥氏体，有利于提高加工硬化能力和成形性能。钢板的最终组织由铁素体+马氏体+残余奥氏体组成。由于采用高Si设计，使钢中已经形成的马氏体在镀锌过程中基本不发生分解，以保证最终获得所需的组织形态；同时采用适当热镀锌退火技术，以保证高Si成分钢板的高质量镀锌。
本发明的有益效果：
本发明钢通过适当的成分设计，使得在常规的热轧和冷轧工艺条件下，采用连续退火生产超高强度冷轧热镀锌钢板，不需要添加任何昂贵的合金元素，仅适当的提高Si、Mn含量再结合适当的退火工艺和炉内气氛控制工艺就可以实现强度的大幅度挺高，且也具有较好的塑性，同时钢板镀锌质量良好，可满足汽车用冷轧热镀锌超高强钢的使用要求。
本发明钢经冶炼、热轧、冷轧、退火、镀锌、平整后在汽车安全结构件中将具有较好的应用前景，特别适合于制造形状较为复杂、对成形性能和耐蚀性能都要求较高的车辆结构件和安全件，如车门防撞杆、保险杠及B柱等。
附图说明
图1为本发明实施例钢的照片。
图2为比较例钢的照片。
具体实施方式
下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
表1给出了本发明钢的实施例的化学成分，余Fe。
本发明钢经冶炼、热轧、冷轧、退火和热镀锌后的产品，其退火工艺及力学性能情况如表2所示。从表2可看出，本发明钢经过适当的工艺配合，可得到屈服强度600~900MPa、抗拉强度980~1200MPa、延伸率15~22%的超高强度冷轧热镀锌钢板。
表1本发明钢的化学成分，wt%
C Si Mn Cr Mo Nb Ti V P S Al N
实施例1 0.22 1.8 2.0----- 0.006 0.010 0.040 0.0043
实施例2 0.16 2.0 1.8----- 0.012 0.007 0.050 0.0053
实施例3 0.20 1.4 3.3----- 0.009 0.006 0.030 0.0058
实施例4 0.18 1.6 2.3----- 0.008 0.008 0.050 0.0072
实施例5 0.25 1.0 1.5----- 0.010 0.007 0.060 0.0064
实施例6 0.15 1.2 3.0----- 0.015 0.012 0.050 0.0068
比较例1 0.084 1.51 1.41----- 0.009 0.0014 0.031 0.0031
比较例2 0.120 0.05 1.90 0.4 0.3 0.030 0.016- 0.010 0.004 0.020 0.0040
比较例3 0.095 0.33 2.56-- 0.112- 0.123 0.019 0.002 0.063 0.0049
表2实施例的工艺和力学性能
Figure BDA00002411878400081
备注：
拉伸试验方法：采用JIS5号拉伸试样，拉伸方向垂直于轧制方向。
锌层结合力测试方法：从钢板上切取300×70mm尺寸的样板，在弯曲机上以3倍板厚为弯心直径冷弯至180°，然后用透明胶带粘取清洗后的弯角外侧，撕下胶带观察是否有剥离物转移至胶带。如果未发现剥离物，则判定锌层结合力合格（OK），否则为不合格（NG）。
参见图1、图2，本发明钢（采用本发明炉内气氛控制工艺）与比较例（未采用本发明炉内气氛控制工艺）镀锌效果比较。说明本发明的高Si成分在采用炉内气氛控制工艺后可获得良好的热镀锌质量。

Claims (15)

1.一种高成形性热镀锌超高强度钢板，其化学成分重量百分比为：
C：0.15~0.25wt%
Si：1.00~2.00wt%
Mn：1.50~3.00wt%
P≤0.015wt%
S≤0.012wt%
Al：0.03~0.06wt%
N≤0.008wt%
其余为Fe和不可避免杂质；
钢板室温组织为铁素体10%~30%+马氏体60~80%+残余奥氏体5~15%；屈服强度600～900MPa，抗拉强度980～1200MPa，延伸率在15～22%。
2.如权利要求1所述的高成形性热镀锌超高强度钢板，其特征是，所述的钢板成分中，C含量为0.18~0.22%，以重量百分比计。
3.如权利要求1所述的高成形性热镀锌超高强度钢板，其特征是，所述的钢板成分中，Si含量为1.4~1.8%，以重量百分比计。
4.如权利要求1所述的高成形性热镀锌超高强度钢板，其特征是，所述的钢板成分中，Mn含量为1.8~2.3%，以重量百分比计。
5.如权利要求1所述的高成形性热镀锌超高强度钢板，其特征是，所述的钢板成分中，P≤0.012%，S≤0.008%，以重量百分比计。
6.如权利要求1~5中任何一项所述的高成形性热镀锌超高强度钢板的制造方法，包括如下步骤：
1)冶炼、浇铸
按上述成分冶炼、浇铸成板坯；
2)板坯加热到1170～1230℃并保温；
3)热轧
终轧温度为880±30℃，卷取温度550～650℃；
4)酸洗、冷轧
冷轧变形量40～60%，形成钢带；
5)退火
退火工艺采用连续退火，并采用直火方式氧化气氛加热和辐射方式还原气氛加热两段加热方式；
以直火加热方式在氧化性气氛中加热至680~750℃，控制连续退火炉内露点＞-35℃；再以辐射加热方式在还原性气氛中继续加热至840～920℃并保温40~80s，控制连续退火炉内H含量8~15%；以3～10℃/s的冷速缓冷至720～800℃，使材料中获得一定比例的铁素体；快冷至260～360℃，冷却速度≥50℃/s，使奥氏体部分转变为马氏体；然后再加热至460～470℃，保温60~120s；
6)热浸镀锌
钢带进入锌锅，完成热浸镀锌；在上述再加热保温和热镀锌过程中，碳由马氏体分配至奥氏体中，使奥氏体富碳并稳定化，最后冷却至室温，最终的钢板室温组织为铁素体10%~30%+马氏体60~80%+残余奥氏体5~15%；屈服强度600～900MPa，抗拉强度980～1200MPa，延伸率在15～22%。
7.如权利要求6所述的高成形性热镀锌超高强度钢板的制造方法，其特征是，步骤2）板坯加热到1170~1200℃。
8.如权利要求6所述的高成形性热镀锌超高强度钢板的制造方法，其特征是，步骤3）热轧卷取温度550~600℃。
9.如权利要求6所述的高成形性热镀锌超高强度钢板的制造方法，其特征是，步骤5）中以直火加热方式在氧化性气氛中加热至680~720℃。
10.如权利要求6或9所述的高成形性热镀锌超高强度钢板的制造方法，其特征是，步骤5）以直火加热方式在氧化性气氛中控制炉内露点-30~-20℃。
11.如权利要求6所述的高成形性热镀锌超高强度钢板的制造方法，其特征是，步骤5）以辐射加热方式在还原性气氛中继续加热860~890℃。
12.如权利要求6或11所述的高成形性热镀锌超高强度钢板的制造方法，其特征是，步骤5）以辐射加热方式在还原性气氛中控制连续退火炉内H含量10~15%。
13.如权利要求6所述的高成形性热镀锌超高强度钢板的制造方法，其特征是，步骤5）缓冷至730~760℃。
14.如权利要求6所述的高成形性热镀锌超高强度钢板的制造方法，其特征是，步骤5）快冷至280~320℃。
15.如权利要求6或14所述的高成形性热镀锌超高强度钢板的制造方法，其特征是，步骤5）快冷后再加热至460~465℃，保温80~110s。
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