CN107475630A - 一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢及其制备方法 - Google Patents

一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN107475630A
CN107475630A CN201710780508.1A CN201710780508A CN107475630A CN 107475630 A CN107475630 A CN 107475630A CN 201710780508 A CN201710780508 A CN 201710780508A CN 107475630 A CN107475630 A CN 107475630A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
carbon
galvanizing
high strength
bearing steel
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.)
Granted
Application number
CN201710780508.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN107475630B (zh
Inventor
袁训华
张启富
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.)
New Metallurgy Hi Tech Group Co Ltd
Original Assignee
New Metallurgy Hi Tech Group 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 New Metallurgy Hi Tech Group Co Ltd filed Critical New Metallurgy Hi Tech Group Co Ltd
Priority to CN201710780508.1A priority Critical patent/CN107475630B/zh
Publication of CN107475630A publication Critical patent/CN107475630A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN107475630B publication Critical patent/CN107475630B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C21D8/0221—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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite

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

本申请涉及一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢，按质量百分比计，包括：Nb：0.10wt％～0.30wt％，Mo：0.10wt％～0.35wt％，C：0.01wt％～0.05wt％，Mn：0.05wt％～1.2wt％，Si：0.015wt％～0.26wt％，P：0.005wt％～0.025wt％，S：0.003wt％～0.020wt％，Al：0.001wt％～0.015wt％，N：0.001wt％～0.015wt％，余量为Fe及不可避免的杂质。同时，本申请还提供了一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢的制备方法。本申请通过控制钢中Nb和Mo的含量，在降低钢中微合金元素的前提下，通过纳米粒子的沉淀强化作用提高了钢板的强度，降低了生产成本，增加了钢板表面与锌液的浸润性，提高了镀层的均匀性，降低漏镀率，提高了钢板的可镀性和镀层的表面质量；本申请的生产方法具有生产成本低、热镀锌镀层厚度均匀、表面质量高和镀层附着力强的优点。

Description

一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢及其制备方法
技术领域
本申请涉及热镀锌高强度钢铁材料技术领域，尤其涉及一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢及其制备方法。通过在钢中添加一定量的Nb和少量的Mo，获得单相铁素体组织，提高钢板的成形性，同时获得较大的沉淀强化作用，细化了析出物的尺寸，实现了钢中纳米粒子的第二相析出沉淀强化作用，从而获得了高强度钢板。
背景技术
随着全球能源的紧张和地球温室效应的加重，以节能、环保为目的的汽车产业逐渐趋于轻量化，汽车用钢板开始向高强度方向发展。近年来国内外一些钢铁企业和研究机构相继开发了具有低屈强比的超高强度双相钢(DP)，兼具高强度和良好塑性的相变诱导塑性钢(TRIP)、孪晶诱导塑性钢(TWIP)、马氏体钢以及Q&P钢(Quenching and Partitioning)以及热压成形钢(HF)等新一代汽车用先进高强钢。总的趋势正向着高成形性、高强度和超高强度兼具的汽车用钢的方向发展，并以此指导新产品及新工艺控制技术的开发。一般而言，提高车身强度，势必要增加车重，但是，通过对材料的强化处理，可以获得安全性与重量的合理平衡。钢板的高强化比例也在逐年提高，超高强钢板的强度已达到或超过1500MPa，目前先进高强钢板已经发展到第二代，正在向着高强和超高强与良好成形性能兼备的第三代高强汽车用钢发展。
在上述高强度汽车用钢板生产时往往需要在钢板中添加较多的合金元素(如：Mn、Si、Al、Cr、P、Ti、Nb、Mo等)以提高钢板的强度。在这些元素中，有些元素易在表面富集并氧化，生成一层薄的氧化膜。在钢板的热镀锌过程中，当钢板进入锌液的瞬间，钢板表面发生锌液对钢板的润湿、铁的溶解及锌液中Al和Fe的反应生成Fe2Al5Znx抑制层等一系列过程。当钢板表面存在合金元素生成的氧化膜以后，这层氧化物降低了钢板表面锌液的浸润性，使钢板表面的铁原子不能顺利地与锌元素发生反应，表面发生漏镀点，影响热镀锌钢板的镀层表面质量和附着力，这是高强度热镀锌钢板生产中一个最大的难点。
高强度钢板在退火时合金元素富集到钢板表面，影响钢板的热镀锌过程。合金元素通过所谓选择性氧化富集到钢板表面，在连续热镀锌生产过程中，钢板进入锌锅之前在H2+N2的保护气氛下进行退火处理，这种保护气氛对Fe有着还原性，但是，对于与氧亲和力比铁强的元素，如Mn、Si、Al、Ti等金属元素则是氧化性的。这些易与氧反应的元素在钢板表面生成氧化物并留在表面，钢板退火时，合金元素不断从钢板内部向表面扩散，不断发生氧化，使钢板表面的合金元素越来越多，由此造成合金元素以氧化物的形式存在并在钢板表面富集，高强度钢板发生选择性氧化和合金元素的富集严重地影响了先进高强钢的可镀性。因此，使用合金元素提高钢板强度时，既要考虑钢板的力学性能需要，又要考虑热镀锌时钢板的可镀性问题。
在发现Nb、V、Ti等微合金化元素对提高钢板强度和性能的作用之后，人们曾经习惯于依赖通过增加合金元素的添加量来提高钢板的强度和性能，并解决钢板性能控制中遇到的难题，从而造成产量有限的稀缺元素的价格飞涨，资源告急，不利于钢铁工业的可持续发展。为此，需要综合考虑微量元素的微合金化和控轧控冷二者相结合提高钢板的强度和改善钢板的可镀性能。
发明内容
鉴于上述的分析，本申请旨在提供一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢及其制备方法，用以解决现有技术依赖于增加合金元素的添加量来提高钢板的强度和性能而造成稀缺元素的价格飞涨、资源告急的问题。
本申请的目的主要是通过以下技术方案实现的：
一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢，按质量百分比计，包括：Nb：0.10wt％～0.30wt％，Mo：0.10wt％～0.35wt％，C：0.01wt％～0.05wt％，Mn：0.05wt％～1.2wt％，Si：0.015wt％～0.26wt％，P：0.005wt％～0.025wt％，S：0.003wt％～0.020wt％，Al：0.001wt％～0.015wt％，N：0.001wt％～0.015wt％，余量为Fe及不可避免的杂质。
本申请通过在钢中添加一定量的Nb和少量的Mo，获得单相铁素体组织，提高钢板的成形性，同时获得较大的沉淀强化作用，并细化了析出物的尺寸，实现了钢中纳米粒子的沉淀强化作用，从而获得了高强度钢板；Nb由于其具有细晶强化和沉淀强化的作用，可以使钢板同时实现晶粒细化与纳米级第二相析出强化；Mo可提高Nb在奥氏体中的固溶度，并且在低温铁素体中可与Nb一起析出，起到细化碳氮化铌的作用，增强碳氮化铌的沉淀强化效果，所以，钢的Nb、Mo复合微合金化，具有独特的优势；为了保证钢板利用沉淀强化作用使其屈服强度的提高量大于200MPa，并实现降低成本，合金元素应尽可能少添加原则，计算发现，应当控制析出相的尺寸小于5nm，所以，钢中需要加入的Nb的质量分数为0.10wt％～0.30wt％，而为了细化析出物的尺寸，钢中加入的Mo的质量分数为0.10wt％～0.35wt％，其次，要符合微合金化钢降碳的趋势，C含量<0.06wt％，根据目前的冶炼水平，碳含量可控制在0.01wt％的水平，所以，碳含量为0.01wt％～0.05wt％。
进一步的，所述Mo的质量分数为0.10wt％～0.30wt％。
本申请热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢通过添加Mo提高了Nb在奥氏体中的固溶度，并且在低温铁素体中可与Nb一起析出，起到了细化碳氮化铌的作用，增强碳氮化铌的沉淀强化效果。
进一步的，所述Nb的质量分数为0.13wt％～0.20wt％。
本申请通过添加Nb控制纳米级NbC的相间析出获得了单相铁素体组织，使钢板具有高强度、高成型性。
进一步的，所述Mo的质量分数为0.10wt％～0.20wt％。
本申请通过添加Mo有效地细化析出物尺寸，Mo的质量分数0.10wt％～0.20wt％时，铁素体中形成的NbC粒子平均直径可达2nm～3nm，含Nb钢屈服强度达到650MPa，纳米粒子的沉淀强化增量超过了250MPa。
优选地，所述Nb的质量分数0.15wt％～0.20wt％。
优选地，所述Nb的质量分数为0.17wt％，所述Mo的质量分数为0.12wt％。
进一步的，所述高强度低碳含Nb钢的Ar3为760℃～860℃，Ae3为850℃～900℃。
优选地，所述高强度低碳含Nb钢的Ar3为855℃，Ae3为875℃。
进一步的，所述高强度低碳含Nb钢的金相组织由多边形铁素体和针状铁素体组成，所述多边形铁素体的体积分数为60％～65％，所述针状铁素体的体积分数为35％～40％，其晶粒尺寸在5μm以下，所述多边形铁素体和针状铁素体的体积分数之和为100％。
本申请高强度低碳含Nb钢中添加适量的Nb，抑制了珠光体的形成，促进了针状铁素体的形成；单相铁素体组织可以提高钢板的成型性；因高强度低碳含Nb钢的Nb含量适当超出了NbC理想化学配比，获得了较大的沉淀强化作用，使得零件变形后强度提高，尺寸保持稳定。
一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢的制备方法，包括以下步骤：
步骤1、按照各元素之间的质量配比进行真空冶炼；
步骤2、浇铸：钢水出钢温度在1650℃以上，出钢结束温度在1600℃以上；
步骤3、板坯加热：加热温度为1200℃～1230℃之间；
步骤4、热轧：粗轧温度控制在1040℃～1080℃，终轧温度控制在840℃～880℃；
步骤5、冷却：冷却速度控制在30℃/s～40℃/s，时间为8s～12s，钢板卷取温度控制在640℃～660℃；
步骤6、冷轧：钢板的冷轧压下率为80％；
步骤7、连续退火：将所述钢板依次经过快速加热、高温保温、高温段快速冷却、低温保温和低温段中速冷却阶段；
步骤8、热浸镀锌：将连续退火后的钢板在退火炉中冷却至470℃后放入锌锅中浸镀，浸镀时间为2s～3s。
本申请由于降低了微量元素的添加量，从而降低了钢中易产生表面选择性氧化的合金元素的含量，并通过控轧控冷和退火处理控制了钢中合金元素向钢板表面富集的量，所以，热镀锌时，在普通还原气氛下就可以提高钢板表面与锌液的润湿性能，提高了高强钢板的可镀性能。
进一步的，所述步骤7中，所述快速加热的速率控制在10℃/s～12℃/s，加热时间为70s～85s；所述高温保温的温度控制在820℃～850℃，保温时间为55s～70s，保护气氛为10％H2+N2，露点为-60℃；所述高温段快速冷却的速度控制在30℃/s～40℃/s，冷却时间8s～12s；所述低温保温的温度控制在480℃～500℃，保温时间10s～12s。
本申请连续退火能够确保获得纳米化多边形铁素体和针状铁素体及少量残余奥氏体组织结构；快速加热是为了避免钢板在加热过程中晶粒长大粗化；采用高温保温是为了避免保温时间过长造成晶粒长大，细小均匀的纳米化铁素体在该阶段形成，保证晶粒呈细小均匀分布，数量比例大于95％左右。
进一步的，所述步骤8中，所述锌锅的温度为460℃～470℃，所述锌锅中锌液中Al含量为0.22wt％。
本申请有益效果如下：
(1)本申请在提高钢板强度的同时，改善了高强钢板的可镀性，即解决高强钢板固有的退火热处理制度与镀锌工艺之间的矛盾和高强度钢合金元素的添加与钢板可镀性之间的矛盾，达到降低高强度钢板的生产成本，提高高强度钢板的可镀性，改善热镀锌高强钢板的表面质量的目的；本申请在降低钢中微合金元素的前提下，通过纳米粒子的沉淀强化作用提高了钢板的强度，降低了生产成本，增加了钢板表面与锌液的浸润性，提高了镀层的均匀性，降低漏镀率，提高了钢板的可镀性和镀层的表面质量。
(2)本申请添加一定量的Nb和少量的Mo可以显著提高热镀锌用纳米强化低碳含Nb钢的强度，钢板的屈服强度达到650MPa；由于降低了热镀锌用纳米强化低碳高强钢中微量元素的含量，降低了钢板的生成成本，并且可以显著提高钢板表面的润湿性，可使钢板表面张力由普通高强钢的78dyn/cm～92dyn/cm降低到20dyn/cm～25dyn/cm，改善了锌液对钢板表面的润湿和粘附覆盖能力，提高了钢板在锌液中的润湿效果；同时，可以改善热镀锌时锌铁之间的扩散过程。
(3)本申请高强钢结合了微合金强化和纳米级第二相析出强化二者的优势，可以使钢板屈服强度的提高量大于200MPa。
(4)本申请生产方法具有生产成本低、热镀锌镀层厚度均匀、表面质量高和镀层附着力强的优点
本申请的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分的特征和优点从说明书中变得显而易见，或者通过实施本申请而了解。本申请的目的和其他优点可通过在所写的说明书、权利要求书、以及附图中所特别指出的结构来实现和获得。
附图说明
附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本申请的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。
图1为实施例纳米强化高强度低碳含Nb钢板热镀锌后镀层表面SEM；
图2为实施例纳米强化高强度低碳含Nb钢板热镀锌后镀层断面SEM；
图3为实施例热镀锌纳米强化高强度低碳含Nb钢板杯突试验图；
图4为实施例热镀锌纳米强化高强度低碳含Nb钢板0T弯试验图；
图5为实施例的轧制工艺示意图；
图6为实施例所制备低碳含Nb钢的金相组织；
图7为实施例析出相的TEM形貌。
具体实施方式
下面结合附图来具体描述本申请的优选实施例，其中，附图构成本申请一部分，并与本申请的实施例一起用于阐释本申请的原理。
解决先进高强度钢板的可镀性，从镀层形成机制来看，钢板表面因合金元素选择性氧化形成的氧化物的密度很大，连成片时，钢板表面形成漏镀点将是不可避免的；这种高强度热镀锌钢板产生漏镀需要一系列的条件：首先，钢中要有足够多的易产生表面选择性氧化的合金元素；其次，要有热轧、冷轧和退火处理中产生的合金元素向表面富集的一系列条件；最后，在热镀锌时，还原性气氛没有克服钢板表面的氧化而形成连续热镀锌镀层的条件；因此，只要阻断一个环节，就能克服高强度热镀锌钢板的漏镀问题。
热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢的开发将围绕如何在提高钢板的强度的同时，提高钢板的可镀性，即解决高强钢板固有的退火热处理制度与镀锌工艺之间的矛盾和高强度钢合金元素的添加与钢板可镀性之间的矛盾，这就是先进高强度热镀锌钢板当前开发的技术热点。
本申请公开了试验钢的化学成分并冶炼了多炉试验用钢，为获得单相铁素体组织以提高钢板的成形性能，同时也为了获得较大的沉淀强化作用，部分试验钢的Nb含量适当超出了NbC理想化学配比；同时，为了细化析出物尺寸，试验钢中加入少量Mo；通过热模拟试验，分别研究了γ→α相变与纳米级粒子的沉淀析出行为，深入地分析了两者之间的关系，结果表明，控制纳米级NbC的相间析出可以获得单相铁素体组织，这种组织形态为高强度、高成型性钢的开发奠定了良好的基础；Mo的加入能够有效地细化析出物的尺寸，铁素体中形成的NbC粒子平均直径可达2nm～3nm；本申请还进行了实验室模拟控轧控冷试验，确定了含Nb钢屈服强度达到650MPa，说明纳米粒子的沉淀强化增量超过了250MPa。
热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢降低了钢中微量元素的含量，不是通过添加大量微量元素提高钢板的强度，而是通过在钢中添加一定量的Nb和少量的Mo，获得单相铁素体组织，提高了钢板的成形性，同时获得较大的沉淀强化作用，细化了析出物的尺寸，实现了钢中纳米粒子的第二相析出沉淀强化作用，并通过后续的控轧控冷等工序的控制达到了提高钢板强度的目的，从而获得了高强度钢板，降低了生产成本。由于降低了微量元素的添加量，从而降低了钢中易产生表面选择性氧化的合金元素的含量，并通过控轧控冷和退火处理控制了钢中合金元素向钢板表面富集的量，所以，热镀锌时，在普通还原气氛下就可以提高钢板表面与锌液的润湿性能，提高了高强钢板的可镀性能。
本申请通过添加一定量的Nb和少量的Mo可以显著提高热镀锌用纳米强化低碳含Nb钢的强度，钢板的屈服强度达到650MPa，热镀锌实验发现锌液在钢板表面的润湿角显著降低，有效地改善了锌液在钢板表面的润湿性能和粘附效果，降低了钢板表面的漏镀点，提高了镀层的均匀性和表面质量，降低了生产成本。
本申请一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢，按质量分数计，包括：Nb：0.10wt％～0.30wt％，Mo：0.10wt％～0.35wt％，C：0.01wt％～0.05wt％，Mn：0.05wt％～1.2wt％，Si：0.015wt％～0.26wt％，P：0.005wt％～0.025wt％，S：0.003wt％～0.020wt％，Al：0.001wt％～0.015wt％，N：0.001wt％～0.015wt％，余量为Fe及不可避免的杂质。
示例性地，所述Mo的质量分数为0.10wt％～0.30wt％。
示例性地，所述Mo的质量分数为0.10wt％～0.20wt％。
示例性地，所述Nb的质量分数为0.13wt％～0.20wt％。
示例性地，所述Nb的质量分数0.15wt％～0.20wt％。
示例性地，所述Nb的质量分数为0.17wt％，所述Mo的质量分数为0.12wt％。
示例性地，所述高强度低碳含Nb钢的Ar3为760℃～860℃，Ae3为850℃～900℃。
示例性地，所述高强度低碳含Nb钢的Ar3为855℃，Ae3为875℃。
示例性地，所述高强度低碳含Nb钢的金相组织由多边形铁素体和针状铁素体组成，所述多边形铁素体的体积分数为60％～65％，所述针状铁素体的体积分数为35％～40％，其晶粒尺寸在5μm以下，所述多边形铁素体和针状铁素体的体积分数之和为100％。
实施例
本实施例纳米强化高强度低碳含Nb钢的化学成分如表1所示。
表1纳米强化高强度低碳含Nb钢的化学成分(wt％)
本实施例纳米强化高强度低碳含Nb钢的制备工艺如图5所示，本实施例在真空感应炉中冶炼250Kg实验用钢，纳米强化高强度低碳含Nb钢的制备工艺过程为：真空冶炼、浇铸、板坯加热、热轧、冷却、酸洗、冷轧、连续退火，具体步骤为：
步骤1、真空冶炼
本实施例采用250Kg实验用真空感应炉冶炼，保证材料化学成分、组织性能的稳定；
步骤2、浇铸
本实施例的钢水出钢温度在1650℃以上，出钢结束温度在1600℃以上，保证了钢水的顺利浇铸；本实施例采用经过细化处理的保护渣浇铸措施，使钢水液面的保护渣致密严实，不容易散热，可以保证钢水的温度；本申请采取经过细化处理的保护渣浇铸措施，可以保护钢水的纯净，有利于成分控制，提高了钢水成分的均匀性；
步骤3、板坯加热
将板坯在1200℃～1230℃条件下加热；普通高强钢的合金元素含量较高，通常需要采用较高的加热温度，尤其是钢中含V、Nb、Ti等微合金元素时，板坯加热温度需要保持在1250℃以上，使微合金化元素充分固溶。高温加热能源消耗大、对加热炉损伤严重，而且钢板表面氧化严重，给轧钢除磷带来压力和困难；本实施例的纳米强化高强度钢中未添加V、Ti等微合金化元素，只有少量的Nb元素，板坯加热温度设计在1200℃～1230℃，低于传统高强钢；
步骤4、热轧
粗轧温度控制在1040℃～1080℃之间，终轧温度控制在840℃～880℃之间，在控轧控冷条件下，通过控制碳氮化合物的形成，可实现对奥氏体晶粒(随后是铁素体晶粒)的纳米化控制和铁素体的沉淀强化；终轧温度尽量控制在下限范围，因为终轧温度越低，钢板组织晶粒度越细小；本实施例的热轧总压下率为85％，终轧温度为880℃，终轧厚度为4mm；卷取温度为650℃左右，为了模拟卷取，热轧板在均热炉内均热1h后随炉冷却；
步骤5、冷却
冷却速度控制在30℃/s～40℃/s，时间为8s～12s；钢板卷取温度控制在640℃～660℃，也尽量控制在下限范围，后随炉冷却；
步骤6、冷轧
钢板冷轧原料厚度为4.0mm，冷轧成品厚度0.8mm，钢板的冷轧压下率为80％，较大的压下率可以在冷轧纤维组织中积累较高的储存能，以提高晶粒形核的驱动力和数量，达到晶粒细化的效果；
步骤7、连续退火
连续退火是本申请例获得纳米化多边形铁素体和针状铁素体及少量残余奥氏体组织结构的关键工艺，工艺模式采用快速加热、高温和低温两段保温、快速和中速两段冷却，具体工艺为：快速加热、短暂高温保温、高温段快速冷却、短暂低温保温、低温段中速冷却；其中的快速加热速率控制在10℃/s～12℃/s，加热时间70s～85s；短暂高温保温温度控制在820℃～850℃，保温时间55s～70s，保护气氛为10％H2+N2，露点为-60℃；高温段快速冷却速度控制在30℃/s～40℃/s，冷却时间8s～12s；短暂低温保温温度控制在480℃～500℃，保温时间10s～12s；快速加热是为了避免钢板在加热过程中晶粒长大粗化；采用高温保温是为了避免保温时间过长造成晶粒长大，细小均匀的纳米化铁素体在该阶段形成，保证晶粒呈细小均匀分布，数量比例大于95％左右；
步骤8、热浸镀锌
钢板在退火炉中冷却至470℃，锌锅温度460℃～470℃，浸镀时间2s～3s，锌液中的Al含量为0.22wt％；热浸镀后的钢板经气刀吹扫后冷却，镀层厚度20μm；值得注意的，本实施例对纳米强化高强度低碳含Nb钢板进行热镀锌，热镀锌的退火温度为820℃～850℃，保温60s，保护气氛为10％H2+N2，露点为-60℃，锌液温度为460℃～470℃，浸镀时间为2s～3s；热镀锌后镀层表面的显微结构如图1所示，镀层断面结构如图2所示，由图1能够看出，镀层表面结构致密，为一层近似等轴状锌结晶体，晶体表面平滑，晶粒尺寸约为40μm～60μm；由图2能够看出，热镀锌镀层断面镀层/钢基体界面部位结构均匀一致，没有形成漏镀点，也没有形成暴发组织，镀层厚度均匀，镀层/钢基体之间的附着力良好；纳米强化高强度低碳热镀锌钢板的抗拉强度达到752MPa，屈服强度达到689MPa，断后伸长率为23.05％，显微硬度为226，达到汽车用高强热镀锌钢板的强度要求。
值得注意的，热轧后模拟卷取得到的热轧板，经酸洗去除表面的氧化铁皮后，在单机架四辊可逆轧机上进行冷轧，轧机支撑辊直径380mm，工作辊直径180mm。
值得注意的，控轧控冷条件下，通过控制碳氮化物的形成，可以实现对奥氏体晶粒(随后铁素体的晶粒)的控制和铁素体的沉淀强化，图6为钢板基体的光学显微组织结构，由图中能够看出基体晶粒由多边形铁素体和针状铁素体组成；纳米强化高强度低碳含Nb钢中细小析出相的透射电镜形貌如图7所示，衍射斑点分析结果表明析出相为面心立方结构，即为碳化铌或碳氮化铌，主要在晶内位错上析出，析出相弥散分布，大多数细小的析出相的尺寸为2nm～5nm，而且细小的析出相大多为圆片状，从铁素体中析出；这是由于当微合金元素在铁素体中析出时，碳氮化铌与铁素体的位向关系为Baker-Nutting关系，碳氮化铌在各个方向上与基体的错配度不一样，为使体积一定的微合金碳氮化物与铁素体之间的总界面能最小，析出相的形状就为底面平行于(110)晶面的圆片状，也有很少的20nm左右的颗粒，这是轧制过程中从奥氏体中析出的。
值得注意的，冷轧过程中，总压下率是影响钢板性能的主要因素，因此，确定总压下率为80％，冷轧成0.8mm厚的钢板。
根据ISO3575：2005(E)《商品级和冲压级连续热镀锌碳素钢薄板》和ISO7438：1985《金属材料-弯曲试验》、ISO1520：2006《Paints and varnishes-Cupping test》和宝钢企业标准Q/BQB 420-1999《连续热镀锌钢板及钢带》，本实施例对纳米强化高强度低碳热镀锌钢板进行杯突实验和0T弯检测镀层的附着性，如图3和图4所示，从杯突实验结果看，纳米强化高强度低碳含Nb热镀锌钢板镀层表面没有观察到裂纹和锌镀层的脱落现象，说明镀层具有良好的附着性；0T弯后放大40倍观察发现试样弯折处出现细小裂纹，但仍未露出钢基体，没有形成锌镀层的脱落痕迹，说明镀层具有良好的附着性。
在普通热镀锌条件下，本申请生产的热镀锌钢板的镀层表面没有产生漏镀点，也没有形成暴发组织，镀层厚度均匀，镀层/钢基体之间的附着力良好；同时，纳米强化高强度低碳含Nb钢完全可以满足热镀锌生产的要求，并且，降低了生产成本，提高了钢板的可镀性；说明本申请产品完全可以满足生产高品质高强度汽车用热镀锌及合金化钢板需求。
综上所述，本申请提供了一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢及其制备方法，在降低钢中微量元素的前提下，通过纳米粒子的沉淀强化作用提高了钢板的强度，降低了生产成本；同时，由于钢中强化元素的含量降低，使得钢板退火过程中微量强化元素的氧化情况得到改善，增加了钢板表面与锌液的浸润性，可以提高镀层的均匀性，降低漏镀率，从而提高了钢板的可镀性和镀层的表面质量。
以上所述，仅为本申请较佳的具体实施方式，但本申请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申请揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本申请的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢，其特征在于，按质量百分比计，包括：Nb：0.10wt％～0.30wt％，Mo：0.10wt％～0.35wt％，C：0.01wt％～0.05wt％，Mn：0.05wt％～1.2wt％，Si：0.015wt％～0.26wt％，P：0.005wt％～0.025wt％，S：0.003wt％～0.020wt％，Al：0.001wt％～0.015wt％，N：0.001wt％～0.015wt％，余量为Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢，其特征在于，所述Mo的质量分数为0.10wt％～0.30wt％。
3.根据权利要求2所述的一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢，其特征在于，所述Mo的质量分数为0.10wt％～0.20wt％。
4.根据权利要求1或2或3所述的一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢，其特征在于，所述Nb的质量分数为0.13wt％～0.20wt％。
5.根据权利要求4所述的一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢，其特征在于，所述Nb的质量分数0.15wt％～0.20wt％。
6.根据权利要求1所述的一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢，其特征在于，所述高强度低碳含Nb钢的Ar3为760℃～860℃，Ae3为850℃～900℃。
7.根据权利要求1所述的一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢，其特征在于，所述高强度低碳含Nb钢的金相组织由多边形铁素体和针状铁素体组成，所述多边形铁素体的体积分数为60％～65％，所述针状铁素体的体积分数为35％～40％，其晶粒尺寸在5μm以下，所述多边形铁素体和针状铁素体的体积分数之和为100％。
8.一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
步骤1、按照各元素之间的质量配比进行真空冶炼；
步骤2、浇铸：钢水出钢温度在1650℃以上，出钢结束温度在1600℃以上；
步骤3、板坯加热：加热温度为1200℃～1230℃之间；
步骤4、热轧：粗轧温度控制在1040℃～1080℃，终轧温度控制在840℃～880℃；
步骤5、冷却：冷却速度控制在30℃/s～40℃/s，时间为8s～12s，钢板卷取温度控制在640℃～660℃；
步骤6、冷轧：钢板的冷轧压下率为80％；
步骤7、连续退火：将所述钢板依次经过快速加热、高温保温、高温段快速冷却、低温保温和低温段中速冷却阶段；
步骤8、热浸镀锌：将连续退火后的钢板在退火炉中冷却至470℃后放入锌锅中浸镀，浸镀时间为2s～3s。
9.根据权利要求8所述的一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢的制备方法，其特征在于，所述步骤7中，所述快速加热的速率控制在10℃/s～12℃/s，加热时间为70s～85s；所述高温保温的温度控制在820℃～850℃，保温时间为55s～70s，保护气氛为10％H2+N2，露点为-60℃；所述高温段快速冷却的速度控制在30℃/s～40℃/s，冷却时间8s～12s；所述低温保温的温度控制在480℃～500℃，保温时间10s～12s。
10.根据权利要求8所述的一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢的制备方法，其特征在于，所述步骤8中，所述锌锅的温度为460℃～470℃，所述锌锅中锌液中Al含量为0.22wt％。
CN201710780508.1A 2017-09-01 2017-09-01 一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢及其制备方法 Active CN107475630B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201710780508.1A CN107475630B (zh) 2017-09-01 2017-09-01 一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201710780508.1A CN107475630B (zh) 2017-09-01 2017-09-01 一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN107475630A true CN107475630A (zh) 2017-12-15
CN107475630B CN107475630B (zh) 2019-09-27

Family

ID=60604492

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201710780508.1A Active CN107475630B (zh) 2017-09-01 2017-09-01 一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN107475630B (zh)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109136756A (zh) * 2018-09-04 2019-01-04 鞍钢股份有限公司 NbC纳米颗粒强化X90塑性管用钢板及其制造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6488790B1 (en) * 2001-01-22 2002-12-03 International Steel Group Inc. Method of making a high-strength low-alloy hot rolled steel
CN101098978A (zh) * 2005-08-01 2008-01-02 新日本制铁株式会社 高温强度优异的焊接结构用490MPa级高强度钢及其制造方法
CN101255529A (zh) * 2008-03-06 2008-09-03 武汉钢铁(集团)公司 一种高塑性应变比镀锌钢板及生产方法
CN101603144A (zh) * 2009-07-28 2009-12-16 武汉钢铁(集团)公司 700MPa级高强冷轧碳铝锰钢板及其制造方法
CN103147000A (zh) * 2013-03-20 2013-06-12 钢铁研究总院 多边形铁素体+针状铁素体双相钢板/带及生产方法
CN104975226A (zh) * 2015-07-30 2015-10-14 武汉钢铁(集团)公司 一种抗拉强度440MPa级的汽车用合金化热镀锌钢及生产方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6488790B1 (en) * 2001-01-22 2002-12-03 International Steel Group Inc. Method of making a high-strength low-alloy hot rolled steel
CN101098978A (zh) * 2005-08-01 2008-01-02 新日本制铁株式会社 高温强度优异的焊接结构用490MPa级高强度钢及其制造方法
CN101255529A (zh) * 2008-03-06 2008-09-03 武汉钢铁(集团)公司 一种高塑性应变比镀锌钢板及生产方法
CN101603144A (zh) * 2009-07-28 2009-12-16 武汉钢铁(集团)公司 700MPa级高强冷轧碳铝锰钢板及其制造方法
CN103147000A (zh) * 2013-03-20 2013-06-12 钢铁研究总院 多边形铁素体+针状铁素体双相钢板/带及生产方法
CN104975226A (zh) * 2015-07-30 2015-10-14 武汉钢铁(集团)公司 一种抗拉强度440MPa级的汽车用合金化热镀锌钢及生产方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109136756A (zh) * 2018-09-04 2019-01-04 鞍钢股份有限公司 NbC纳米颗粒强化X90塑性管用钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN107475630B (zh) 2019-09-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111748745B (zh) 780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
CN104109814B (zh) 一种具有翻边特性冷轧热镀锌双相钢板及制造方法
CN104928568B (zh) 一种铁素体低密度高强钢及其制造方法
CN105908089B (zh) 一种热浸镀低密度钢及其制造方法
JP6208246B2 (ja) 高成形性超高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
CN103146992B (zh) 加工性优良的高强度热镀锌钢板
CN104419867B (zh) 1250MPa级超高强锌铝镁镀层钢板及其生产方法
CN103080357B (zh) 延伸凸缘性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN103882320B (zh) 延伸凸缘性和点焊性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN106244923A (zh) 一种磷化性能和成形性能优良的冷轧高强度钢板及其制造方法
CN105492643A (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN104520460A (zh) 冷轧钢板、其制造方法以及热冲压成型体
CN101932742A (zh) 成形性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN106636911B (zh) 用薄板坯直接轧制的900MPa级热轧薄钢板及其制造方法
CN101994065B (zh) 一种550MPa级具有优良耐候性的冷轧钢板及其制备方法
CN114107806A (zh) 一种高加工硬化率及表面质量的450MPa级热镀锌双相钢及其生产方法
CN105483535B (zh) 一种高强度热镀锌双相钢及其制备方法
CN112430787B (zh) 一种低屈强比高强度冷轧热镀锌钢板及其制造方法
CN114525452B (zh) 屈服强度700Mpa级热镀锌低合金高强钢及制备方法
US20240167138A1 (en) Dual-phase steel and hot-dip galvanized dual-phase steel having tensile strength greater than or equal to 980mpa and method for manufacturing same by means of rapid heat treatment
CN111945061A (zh) 一种1180MPa冷轧热镀锌双相钢及其制备方法
JP4736853B2 (ja) 析出強化型高強度薄鋼板およびその製造方法
CN107475630B (zh) 一种热镀锌用纳米强化高强度低碳含Nb钢及其制备方法
US20240167140A1 (en) High-formability hot galvanized aluminum-zinc or hot galvanized aluminum-magnesium dual-phase steel and rapid heat treatment hot dipping fabrication method therefor
CN110273106A (zh) 一种260MPa级冷轧连退搪瓷钢及其生产方法

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
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant