CN104561812B

CN104561812B - 一种1000MPa级高铝热镀锌双相钢及其制备方法

Info

Publication number: CN104561812B
Application number: CN201410827950.1A
Authority: CN
Inventors: 江海涛; 卢淋; 唐荻; 米振莉; 李志超; 段晓鸽; 吴彦欣
Original assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Current assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date: 2014-12-26
Filing date: 2014-12-26
Publication date: 2016-08-17
Anticipated expiration: 2034-12-26
Also published as: CN104561812A

Abstract

本发明属于汽车用冷轧高铝热镀锌超高强钢板技术领域，涉及一种抗拉强度1000MPa级汽车用高铝热镀锌双相钢及其制备方法，化学成分质量百分数为：C：0.10％～0.18％、Mn：1.4％～1.9％、Cr：0.20％～0.60％、Mo：0.10％～0.40％、Si：≤0.050％、Al：0.50％～0.90％、S：≤0.0030％、P：≤0.0090％、N：≤0.0050％；其余为铁和不可避免的杂质元素。本发明采用以Al代替Si，从而避免Si由于在钢板表面富集氧化导致的漏镀等镀锌缺陷。同时通过添加Mn、Cr、Mo来提高钢的强度和韧性，使得钢具有良好的强韧性配比和使用性，强度级别可以达到1000MPa以上。

Description

一种1000MPa级高铝热镀锌双相钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及汽车用冷轧高铝热镀锌超高强钢板技术领域，提供了一种1000MPa级冷轧高铝热镀锌双相钢及其制备方法。

背景技术

随着汽车减重节能、环保以及安全性概念的不断深化，双相钢等先进高强度钢越来越受到关注。双相钢以其良好的强度和延性匹配、高的初始加工硬化率、高的碰撞吸收能和低屈强比等优点逐渐成为汽车制造的重要材料。在超轻钢车体-先进车概念项目所设计的车身结构中，以抗拉强度为1000MPa的双相钢所占的比例最大，占汽车车身重量的30％左右。

同时，镀锌钢板能保证汽车具有良好的耐腐蚀穿孔能力，因此在汽车上的使用量一直在增加，特别是超高强度汽车用深冲镀锌钢板。然后长期以来，我国高品质超高强度的镀锌板尚存在诸多问题，较依赖进口，尤其是高档轿车的镀锌板。因此为满足我国汽车行业对高品质超高强度热镀锌双相钢的迫切需求，开发先进超高强度热镀锌双相钢相当有意义。

以往开发的超高强度双相钢往往通过Si的添加来增加强度，但是Si的添加会导致热镀锌双相钢退火时容易在钢带表面富集氧化，降低镀锌浸润性，造成漏镀等缺陷，并且会恶化镀锌板的点焊性，因此在生产中Si的添加受到严格控制。而Al在钢中的强化效果与Si相似，铝还可以形成AlN析出，起到一定的细化晶粒作用，不易在表面富集。

发明内容

本发明的目的在于提供一种1000MPa级汽车用高铝热镀锌双相钢及其制备方法，采用以Al代替Si，从而避免Si由于在钢板表面富集氧化导致的漏镀等镀锌缺陷。同时通过添加Mn、Cr、Mo来提高钢的强度和韧性，使得钢具有良好的强韧性配比和使用性，强度级别可以达到1000MPa以上。

本发明针对热镀锌工艺特点，在钢中添加了少量的Cr、Mo元素，用来提高临界区退火时所形成的奥氏体岛的淬透性，促进C和合金元素向奥氏体扩散，净化铁素体基体，降低铁素体基体的强度，而从获得低屈强比的双相钢。

通过制定合理的工艺参数，可以有效地利用合金元素的作用，最大限度的提高双相钢的综合性能。热镀锌生产线比连续退火生产线相比，冷却能力有限，而且还要经过锌锅镀锌，所以在化学成分设计上既要考虑基板的淬透性，也要考虑基板的可镀性，与C-Si-Mn系冷轧连退双相钢相比，有很大的区别。再者，考虑到生产成本方面，也不宜添加过多的贵重合金元素。

本发明采用以Al代替Si，从而避免Si由于在钢板表面富集氧化导致的漏镀等镀锌缺陷。同时通过添加Mn、Cr、Mo来提高钢的强度和韧性，使得钢具有良好的强韧性配比和使用性。本发明的化学成分质量百分比：

C：0.10％～0.18％、Mn：1.4％～1.9％、Cr：0.20％～0.60％、Mo：0.10％～0.40％、Si：≤0.050％、Al：0.50％～0.90％、S：≤0.0030％、P：≤0.0090％、N：≤0.0050％；其余为铁和不可避免的杂质元素。

进一步优化为(质量百分比)：C：0.14％～0.16％、Mn：1.7％～1.9％、Cr：0.40％～0.60％、Mo：0.20％～0.30％、Al：0.70％～0.90％、Si：≤0.050％、S：≤0.0030％、P：≤0.0090％、N：≤0.005％；其余为铁和不可避免的杂质元素。

本发明合金成分设计理由如下：

C：碳在双相钢中不再以固溶强化为主，但仍显著地影响所有的相变过程，并控制最终的组织和力学性能。钢中碳含量高对钢基力学性能不利，影响其焊接性，并且为保证具有较大的铁素体析出区，碳含量也不能过高。控制C富集于亚稳奥氏体区域而避免其析出，是获得多边形铁素体包围第二相的双相组织的保证。钢中碳含量对热镀锌有显著的影响，含碳量越高，铁－锌反应就越剧烈，铁的重量损失越大，同时铁锌合金层越厚从而使镀锌层粘附性变坏并易造成锌表面出现锌瘤缺陷，所以其含量一般不超过0.16％。

Si：硅是非碳化物形成元素，在低碳钢中，Si提高奥氏体向铁素体的转变温度，促进铁素体析出，提高获得相同量铁素体所需的冷却速度，促进铁素体中碳向奥氏体集中富集，对铁素体起净化作用，有利于扩大铁素体转变和贝氏体转变之间的卷取窗口。但对热镀锌双相钢来讲，如果Si添加过量，退火时容易在钢带表面氧化，降低镀锌浸润性，造成漏镀点等镀层缺陷，并且会恶化镀锌板的点焊性，所以其添加量受到严格限制，含量优选为≤0.050％。

Al：铝作为脱氧剂或合金元素加入钢中，其脱氧能力比硅、锰强得多。铝在钢中的主要作用是细化晶粒、固定钢中的氮，从而显著提高钢的冲击韧性，降低冷脆倾向和时效倾向性。铝还可提高钢的抗腐蚀性能，特别是与钼、铜、硅、铬等元素配合时，效果更好。铝对临界区加热时奥氏体形态的影响与硅相似，铝还可以形成AlN析出，起到一定的细化晶粒作用。铝在双相钢中所起的作用与硅的作用类似。铝是强烈缩小γ圈的元素，它提高Ac1和Ar1点，并使Ar3略为降低。铝还显著提高Ms点和减少钢淬火后的残余奥氏体量。由于双相钢中不适宜加入过多的硅，而铝的作用与硅相似，可以考虑在双相钢中降低硅元素含量，而用铝来代替硅，其含量优选为0.70％～0.90％。

Mn：优选为1.7％～1.9％。锰是扩大奥氏体区的元素，在中间缓冷阶段延迟珠光体和贝氏体的形成，提高钢的淬透性，从而促进在缓冷结束后的强制冷却过程中形成马氏体。但当含锰量较低时，铁素体相变后的残余奥氏体不稳定，在冷却过程中容易相变为贝氏体组织，不能得到双相钢要求的铁素体和马氏体钢组织；如果含锰量过高，将会过分稳定奥氏体，抑制硅元素促进铁素体析出的作用，使铁素体析出量变少，残余奥氏体的含碳量减少，反而降低了缓冷后钢的淬透性。Mn在退火过程中会在钢带表面被氧化和沉积，过量Mn将会恶化镀锌浸润性，所以还必须添加其他元素。

Cr：优选为0.40％～0.60％。Cr是中强碳化物形成元素，显著提高钢的淬透性，不仅能强烈推迟珠光体转变和贝氏体转变，而且扩大了“卷取窗口”。Cr虽是弱固溶强化元素，但能增大奥氏体的过冷能力，从而细化组织、得到强化效果。Cr是扩大奥氏体亚稳区窗口的温度范围最有效的元素。

Mo：优选为0.20％～0.30％。钼是碳化物形成元素，但在临界区加热时，钼的碳化物多已溶解，因此对临界区加热所形成的奥氏体岛的淬透性有良好的影响，Mo对珠光体转变的抑制作用非常明显，对推迟贝氏体转变影响作用不大，但可以显著降低Bs温度。加入Mo对抗拉强度的影响超过屈服强度，因此一定意义上可以降低屈强比，而保持延性基本不变。对于热镀锌双相钢来讲，Mo相对其他添加元素有很多优点：首先，由于Mo氧化物的生成吉布斯自由能比Mn、Si、P等氧化物的高，所以在热镀锌退火时不易发生表面氧化，也没有表面偏析现象，因此不会影响锌液的浸润性；其次，Mo不会延迟镀锌板的合金化反应，使其可以在较低温度下进行，因而可以减少合金化镀层中的相及镀层的粉化量；最后，添加Mo会使CCT曲线明显右移，且扩大铁素体区域，从而避免了冷却时发生珠光体转变，有利于在连续热镀锌生产线中成功地获得马氏体双相钢组织。

S：硫作为残留有害元素，严重恶化钢的延伸、冲击韧性和热加工能力，所以一定要控制在0.0030％以下。

P：磷作为一种有害元素，严重地破坏钢的冲击韧性、热加工以及焊接性能，同样需要严格控制在0.0090％以下。

本发明的制备工艺为：首先根据设计的化学成分进行冶炼，铸造坯料锻造成板坯，进行热轧，热轧开轧温度不低于1150℃，终轧温度控制在800～850℃，卷取温度为600～700℃；热轧板经酸洗后冷轧成冷轧薄板，冷轧压下率为60％～70％；冷轧板经过模拟热镀锌退火后制成成品板，退火温度为760～840℃，退火时间为60～120s，缓冷温度为620～680℃，从退火温度到缓冷温度的冷却速度CR1为5～10℃/s；从缓冷温度冷至锌池温度的冷却速度CR2为15～22℃/s；镀层段温度为450～470℃，镀锌时间为6～10s，镀锌后的冷却速度CR3为10～20℃/s，冷却至室温，从而获得1000MPa级的冷轧高铝热镀锌双相钢。

本发明优选的终轧温度控制在830～850℃，优选的热轧卷取温度为600～650℃；优选的退火温度为780～820℃，优选的退火时间为90～120s；优选的缓冷温度为660～680℃，从退火温度到缓冷温度的冷却速度CR1优选为7～10℃/s；从缓冷温度冷至锌池温度的冷却速度CR2优选为17～22℃/s；镀锌时间优选为8～10s；镀锌后的冷却速度CR3优选为18～20℃/s。

本发明的优点在于，抗拉强度高，屈强比低，初始加工硬化率高，具有细小晶粒的铁素体基体和马氏体岛，基板焊接性和可镀性强。

附图说明

图1为本发明的热镀锌退火工艺示意图。

图2为本发明的显微组织示意图。

具体实施方式

本发明的的实施例化学成分如表1所示。冶炼后铸坯锻造尺寸为30mm(厚)×90mm(宽)×90mm(长)坯料。锻后坯料经1250℃均热1小时，热轧至3.5mm，开轧温度≥1150℃，终轧温度控制在850℃左右，然后水冷至卷取温度650℃，放入保温炉随炉冷却，模拟卷取过程。热轧板酸洗后冷轧，冷轧压下率约为70％。

热镀锌退火工艺示意图如图1所示，冷轧板以5℃/s的速度加热到两相区进行退火，分别为780℃、800℃和820℃，保温120s，然后以7℃/s缓冷到680℃，接着以22℃/s的冷却速度快冷到460℃进入锌锅，镀锌8s，最后以20℃/s的冷却速度终冷到室温。

实施例双相钢力学性能如表2所示。

表1化学成分(质量百分比)

编号

C

Mn

Cr

Mo

Si

Al

S

P

N

1	0.15	1.80	0.50	0.33	0.042	0.90	0.0034	0.0090	0.005
										2	0.14	1.90	0.55	0.29	0.040	0.85	0.0040	0.0080	0.005

表2主要工艺参数与力学性能

Claims

1.一种抗拉强度1000MPa级汽车用高铝热镀锌双相钢，其特征在于：化学成分质量百分比为：C：0.14％～0.16％、Mn：1.7％～1.9％、Cr：0.40％～0.60％、Mo：0.20％～0.30％、Si：≤0.050％、Al：0.70％～0.90％、S：≤0.0030％、P：≤0.0090％、N：≤0.005％；其余为铁和不可避免的杂质元素。

2.一种制备权利要求1所述高铝热镀锌双相钢的方法：其特征在于，制备工艺为：首先根据设计的化学成分进行冶炼，铸造坯料锻造成板坯，进行热轧，热轧开轧温度不低于1150℃，终轧温度控制在800～850℃，卷取温度为600～700℃；热轧板经酸洗后冷轧成冷轧薄板，冷轧压下率为60％～70％；冷轧板经过模拟热镀锌退火后制成成品板，退火温度为760～840℃，退火时间为60～120s，缓冷温度为620～680℃，从退火温度到缓冷温度的冷却速度CR1为5～10℃/s；从缓冷温度冷至锌池温度的冷却速度CR2为15～22℃/s；镀层段温度为450～470℃，镀锌时间为6～10s，镀锌后的冷却速度CR3为10～20℃/s，冷却至室温，从而获得1000MPa级的冷轧高铝热镀锌双相钢。

3.如权利要求2所述的高铝热镀锌双相钢制备方法，其特征在于，开轧温度不低于1150℃，终轧温度控制在830～850℃。

4.如权利要求2所述的高铝热镀锌双相钢制备方法，其特征在于，热轧卷取温度为600～650℃。

5.如权利要求2所述的高铝热镀锌双相钢制备方法，其特征在于，退火温度为780～820℃，退火时间为90～120s。

6.如权利要求2所述的高铝热镀锌双相钢制备方法，其特征在于，缓冷温度为660～680℃，从退火温度到缓冷温度的冷却速度CR1为7～10℃/s。

7.如权利要求2所述的高铝热镀锌双相钢制备方法，其特征在于，从缓冷温度冷至锌池温度的冷却速度CR2为17～22℃/s。

8.如权利要求2所述的高铝热镀锌双相钢制备方法，其特征在于，镀锌时间为8～10s。

9.如权利要求2所述的高铝热镀锌双相钢制备方法，其特征在于，镀锌后的冷却速度CR3为18～20℃/s。