CN109825768A - 一种780MPa级超薄规格热镀锌双相钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉冶金轧钢技术领域，尤其涉及一种780MPa级超薄规格热镀锌双相钢及其制备方法。780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的化学成分及重量百分比为，C0.03％～0.07％，Si0.001％～0.10％，Mn1.00％～1.80％，P≤0.012％，S≤0.006％，Al0.60～1.20％，Nb0.010～0.050％，Ti0.010～0.050％，Cr0.10～0.30％，Mo0.20～0.40％，N≤0.004％，Ni≤0.20％，Cu≤0.20％，其余为Fe和不可避免的杂质；且C‑0.003×Si+0.014×Mn‑0.040×P‑0.222×S+0.023×Ni+0.003×Cu‑0.004×Mo≤0.085；Mo+Cr≥0.30。本发明得到的产品厚度可达到0.7mm以下，且产品抗拉强度≥780MPa。

Description

一种780MPa级超薄规格热镀锌双相钢及其制备方法

技术领域

本发明涉冶金轧钢技术领域，尤其涉及一种780MPa级超薄规格热镀锌双相钢及其制备方法。

背景技术

近年来，随着汽车节能减排技术的推进，汽车轻量化成为一种发展趋势。780MPa级及以上的超高强钢是汽车轻量化材料的发展方向之一，由于铁素体+马氏体双相高强钢具有良好的强塑性、低屈强比、高初始加工硬化率、良好烘烤硬化性而得到广泛应用。与普通冷轧高强双相钢相比，镀锌双相钢还具有良好的耐腐蚀性能，因此广泛应用于车门防撞梁、纵梁加强板、导槽加强板等汽车结构件。

在现有技术中，780MPa级镀锌双相钢产品的厚度在0.7mm以上，生产工艺采用常规流程炼钢-厚板坯连铸-板坯冷却-常规热轧-冷轧-镀锌退火的工艺流程。由于采用常规热轧流程生产冷轧所需的热轧原料，因此供给冷轧的热轧原料厚度通常2.0mm以上，在现有冷轧装备能力下，考虑轧制能力，采用一次冷轧生产的产品厚度基本在0.7mm以上。另外，采用常规流程生产热轧原料时，存在生产周期长，能耗大，排放突出的问题。

发明内容

为了解决以上问题，本发明的目的是提供一种780MPa级超薄规格热镀锌双相钢及其制备方法，能够生产厚度在0.7mm以下的780MPa级超薄规格热镀锌双相钢。

为实现上述目的，本发明的一种780MPa级超薄规格热镀锌双相钢，所述780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的化学成分及重量百分比为，C：0.03％～0.07％，Si：0.001％～0.10％，Mn：1.00％～1.80％，P：≤0.012％，S：≤0.006％，Al：0.60～1.20％，Nb：0.010～0.050％，Ti：0.010～0.050％，Cr：0.10～0.30％，Mo：0.20～0.40％，N：≤0.004％，Ni≤0.20％，Cu≤0.20％，其余为Fe和不可避免的杂质；且所述C、Si、Mn、P、S、Ni、Cu、Mo的百分含量满足关系式：C-0.003×Si+0.014×Mn-0.040×P-0.222×S+0.023×Ni+0.003×Cu-0.004×Mo≤0.085；且所述Cr和Mo的百分含量满足关系式：Mo+Cr≥0.30。

与现有技术相比，本发明对钢水的成分进行改进，以下对各成分的范围进行详细说明：

C：碳与钢中的Nb、Ti、Mo等碳化物形成元素形成MC细小颗粒，起到析出强化和细化晶粒的作用。但过高的碳容易和钢中的Fe、Mn、Cr形成复杂的硬相碳化物，在薄规格轧制时容易产生开裂，而且过高的碳含量在快速连铸过程中容易导致表面裂纹问题，且因此综合考虑，钢中的C含量选择为0.03％～0.07％。

Si：Si在钢中起显著的固溶强化作用，并在相变过程中，有效抑制碳化物的析出，推迟珠光体转变等，但Si含量过高，会显著增加薄规格轧制时的变形抗力，不利于薄规格轧制，另外，Si含量过高促进表面氧化，导致镀锌过程中锌层附着性较差和漏镀问题，因此本发明Si含量为0.001～0.10％。

Mn：Mn在钢中起固溶强化和稳定奥氏体、提高淬透性的作用，含量过低，强化作用太小，奥氏体不稳定。Mn含量过高在快速连铸过程中容易导致表面开裂问题，且与钢中的C、Cr等形成复杂的FeMnCr碳化物，易于导致薄规格冷轧时开裂，因此本发明Mn含量为1.00～1.80％。

P：P为钢中的杂质元素，易于在晶界偏聚，弱化晶间结合力，在快速凝固过程中，P含量偏高容易导致铸坯开裂。因此应控制在0.012％以下。

S：S为钢中的杂质元素，易在晶界产生偏聚，且与钢中的Fe形成低熔点的FeS，降低钢材的韧性，在快速凝固过程中，易导致铸坯表面出现细小微裂纹，应控制在0.006％以下，优选0.002％以下。

Al：Al有利于促进钢中的碳向奥氏体中富集，增加奥氏体的稳定性，避免形成贝氏体等组织，且Al有利于促进钢中S等夹杂物的去除，使钢中S含量显著降低，有利于提高钢材的扩孔率等性能，但添加过多的Al，容易形成粗大的AlN夹杂，不利于薄规格的轧制。因此本发明中Al含量为0.60～1.20％。

N：易与钢中的Al、Ti、Nb等形成氮化物，粗大的氮化物对薄规格轧制不利，应尽量降低其含量，应控制在0.004％以下。

Cr：Cr可显著提高钢材的淬透性，强化马氏体提高强度的作用，但含量太高容易和钢中的Fe、Mn、C形成复杂的粗大碳化物，在冷轧薄规格产品时易产生开裂，在连退过程中影响碳重新回溶到奥氏体中，因此本发明中Cr含量为0.10～0.30％。

Mo：Mo可显著提高钢材的淬透性，并起到抑制珠光体和推迟贝氏体转变的作用，Mo含量过高会显著增加薄材轧制过程中的变形抗力，不利于薄规格产品的轧制，因此本发明中Mo的含量为0.20～0.40％。

Nb：Nb可显著细化钢中铁素体晶粒，提高钢材的强度和韧性，也与钢中的C、N等元素形成NbC、NbN等颗粒，起到显著的析出强化，提高钢材强度的作用，但Nb含量过高会显著增加薄材轧制过程中的变形抗力，不利于薄规格产品的轧制，因此本发明中Nb的含量为0.010～0.050％。

Ti：Ti在钢中起到固溶强化作用，Ti与钢中的C、N结合形成TiC和TiN，起到析出强化的作用。但Ti含量过高会显著增加薄材轧制过程中的变形抗力，不利于薄规格产品的轧制，因此本发明中Ti的含量为0.010～0.050％。

Ni：Ni固溶强化元素，一定含量的Ni可提高钢材的抗氧化性和耐蚀性，但Ni在快速连铸过程中容易导致表面裂纹、在后续镀锌时也对表面产生漏镀等质量问题，因此本发明中Ni含量为≤0.20％。

Cu：Cu在钢中起到固溶强化和析出强化的作用，但Cu在快速连铸过程中容易导致表面裂纹等质量问题，对镀锌时的表面质量也产生漏镀等质量问题，因此本发明中Cu含量为≤0.20％。

根据试验结果，各合金元素满足以下关系式，可获得良好的表面质量。C-0.003×Si+0.014×Mn-0.040×P-0.222×S+0.023×Ni+0.003×Cu-0.004×Mo≤0.085；当此值超过0.085时，由于各合金元素的相互作用，快速凝固过程中表面质量显著恶化，在冷轧镀锌后，产品表面容易出现漏镀等问题。

Cr+Mo≥0.30时，根据试验结果，在钢中C、Mn含量较低时，满足此关系式可提高钢材淬透性，在镀锌过程中抑制贝氏体、促进马氏体的形成，从而提高钢材的强度。

作为优选方案，所述780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的化学成分及重量百分比为，C：0.047％～0.069％，Si：0.02％～0.08％，Mn：1.20％～1.45％，P：≤0.011％，S：≤0.003％，Al：0.62～0.83％，Nb：0.015～0.032％，Ti：0.020～0.040％，Cr：0.12～0.28％，Mo：0.26～0.35％，N：≤0.002％，Ni≤0.07％，Cu≤0.16％；其余为Fe和不可避免的杂质；且所述C、Si、Mn、P、S、Ni、Cu、Mo的百分含量满足关系式：C-0.003×Si+0.014×Mn-0.040×P-0.222×S+0.023×Ni+0.003×Cu-0.004×Mo≤0.085；且所述Cr和Mo的百分含量满足关系式：Mo+Cr≥0.47。

作为优选方案，所述780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的化学成分及重量百分比为，C：0.047％～0.062％，Si：0.02％～0.03％，Mn：1.35％～1.45％，P：≤0.011％，S：≤0.003％，Al：0.62～0.74％，Nb：0.015～0.030％，Ti：0.020～0.032％，Cr：0.25～0.28％，Mo：0.26～0.30％，N：≤0.002％，Ni≤0.07％，Cu≤0.16％；其余为Fe和不可避免的杂质；且所述C、Si、Mn、P、S、Ni、Cu、Mo的百分含量满足关系式：C-0.003×Si+0.014×Mn-0.040×P-0.222×S+0.023×Ni+0.003×Cu-0.004×Mo≤0.080；且所述Cr和Mo的百分含量满足关系式：Mo+Cr≥0.51。

作为优选方案，所述780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的产品厚度在0.7mm以下。

一种780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的制备方法，包括步骤：

1)冶炼、连铸：对钢水进行精炼，控制钢水中各化学成分及重量百分比为，C：0.03％～0.07％，Si：0.001％～0.10％，Mn：1.00％～1.80％，P：≤0.012％，S：≤0.006％，Al：0.60～1.20％，Nb：0.010～0.050％，Ti：0.010～0.050％，Cr：0.10～0.30％，Mo：0.20～0.40％，N：≤0.004％，Ni≤0.20％，Cu≤0.20％，其余为Fe和不可避免的杂质；且所述C、Si、Mn、P、S、Ni、Cu、Mo的百分含量满足关系式：C-0.003×Si+0.014×Mn-0.040×P-0.222×S+0.023×Ni+0.003×Cu-0.004×Mo≤0.085；且所述Cr和Mo的百分含量满足关系式：Mo+Cr≥0.30；精炼后的钢水进行连铸，控制板坯拉速3.5～9.0m/min；

2)热轧：控制热轧终轧温度820～900℃；且控制热轧板的厚度为0.6～1.6mm；

3)冷却：控制带钢的平均冷却速率≥20℃/s；

4)卷取：卷取温度550～650℃；

5)酸洗；

6)冷轧：控制冷轧压下率控制在30％～70％；

7)连续退火：退火温度780～850℃，保温时间30～200s，保温后的带钢进行冷却，冷却速度≥30℃/s，退火炉内露点-15～-60℃，炉内氢气含量H₂在1～10％；

8)热镀锌：带钢入锌锅时的温度450～500℃，锌液温度450～470℃，锌液铝含量0.15～0.25％；

9)热镀后冷却：带钢以≥15℃/s的冷速冷却至200℃以下。

与现有技术相比，本发明对钢水的成分进行了改进且对工艺进行相应的调整，钢水成分的改进不在赘述，以下对工艺的调整进行详细的说明：

热轧带钢厚度0.6～1.6mm有利于减轻冷轧轧制负荷，易于生产超薄规格冷轧产品，且可有效细化钢材组织，获得性能优异的钢材产品。

连铸速度大于3.5m/min时，可减少连铸坯过程中析出的粗大氮化物，有利于薄规格产品的轧制。

相比于传统的铸坯冷却至400℃以上，然后加热至1200℃以上后在进行轧制的过程，本发明采用连铸坯直接轧制的方式，一方面可减少连铸坯过程中析出的粗大氮化物，有利于薄规格产品的轧制，另外，连铸坯直接轧制可避免常规冷却再加热带来的表面氧化和脱碳等问题，提高镀锌产品的表面质量，缩短生产周期，节省能耗和污染物。

热轧过程中终轧温度较低导致薄材硬度上升，在冷轧过程中，使轧制负荷急剧增加，而终轧温度较高容易形成粗大的晶粒组织，不利于提高产品的力学性能，因此本发明热轧终轧温度820～900℃，优选830～880℃。

在卷取过程中，卷取温度过高，容易形成粗大的FeMnCr、FeMnAl碳化物和AlN等析出物，在薄规格轧制过程中易产生裂纹，而卷取温度过低，容易形成低温组织，导致冷轧过程中轧制负荷增大，难以生产薄规格产品等，因此本发明中卷取温度在550～650℃，优选560～640℃。

在冷轧过程中，冷轧压下率太大，容易造成轧制负荷太大，难以轧制薄规格产品，冷轧压下率太小热轧组织中的碳化物不能充分破碎，晶粒不能得到有效细化，因此，本发明中，冷轧压下率控制在30％～70％，优选35％～65％。

在连续退火过程中，退火温度太低，钢中的FeMnCr、FeMnAl的碳化物不能重新回溶，导致产品中不能形成足够多的马氏体，降低产品的强度，而退火温度太高，容易导致晶粒粗大和马氏体含量太高，降低产品的韧性，因此本发明退火温度780～850℃。

保温时间太短，冷轧组织中的FeMnCr、FeMnAl碳化物不能充分溶解，造成产品强度下降，而时间太长容易形成粗大组织，且表面容易形成过氧化造成表面质量下降，保温时间30～200s。

退火后的冷却速度太低，钢中容易产生过多的铁素体，并可能产生珠光体和贝氏体组织，造成钢材强度降低，由于本发明中Cr+Mo含量≥0.30％，因此本发明的冷却速度≥30℃/s即可保证得到马氏体组织。

本发明控制退火炉内露点-15～-60℃，炉内氢气含量H₂在1～10％，露点太高容易造成外氧化和脱碳严重，使镀锌产品出现漏镀等表面缺陷，并使产品强度下降，而露点太低容易造成外氧化，降低产品表面质量，H₂含量太低和太高都容易造成带钢表面问题，因此本发明退火炉H₂在1～10％。

带钢入锌锅温度和锌液温度太高和太低容易导致出现表面漏镀等质量问题。

带钢出锌锅后，冷速太低容易导致强度不合，因此冷速需在15℃/s以上，终冷温度太高也容易导致马氏体含量减少，因此终冷温度需在200℃以下。

作为优选方案，所述冷轧工序中，控制冷轧压下率控制在35～65％。

作为优选方案，所述热轧终轧温度为830～880℃。

作为优选方案，所述卷取温度为560～640℃。

作为优选方案，所述热轧板的厚度为1.1～1.6mm。

作为优选方案，所述退火炉内露点-15～-30℃。

本发明的优点在于：与传统的780MPa级热镀锌双相钢的制备方法相比，本发明对钢水的成分进行改进，并且对工艺进行相应的调整，得到厚度在0.7mm以下的780MPa级超薄规格热镀锌双相钢，其厚度能达到0.7mm以下，且产品的力学性能可达到：抗拉强度≥780MPa，屈服强度≥450MPa，延伸率A₈₀≥15％，冷弯180°，d≤2t，扩孔率≥25％。

具体实施方式

为更好地理解本发明，以下将结合具体实例对发明进行详细的说明。

为解决现有780MPa级热镀锌双相钢存在厚度大的问题，本发明提供一种厚度在0.7mm以下的780MPa级超薄规格热镀锌双相钢。其通过改进钢水成分和生产工艺得到厚度在0.7mm以下的780MPa级超薄规格热镀锌双相钢，以下将通过具体的实施例来对本发明的780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的制备方法的优选方式进行详细地说明。

实施例1～8

以下实施例中的780MPa级超薄规格热镀锌双相钢按如下步骤制造而成：

1)冶炼、连铸：对钢水进行精炼，控制钢水中各化学成分及重量百分比为，C：0.03％～0.07％，Si：0.001％～0.10％，Mn：1.00％～1.80％，P：≤0.012％，S：≤0.006％，Al：0.60～1.20％，Nb：0.010～0.050％，Ti：0.010～0.050％，Cr：0.10～0.30％，Mo：0.20～0.40％，N：≤0.004％，Ni≤0.20％，Cu≤0.20％，其余为Fe和不可避免的杂质；且所述C、Si、Mn、P、S、Ni、Cu、Mo的百分含量满足关系式：C-0.003×Si+0.014×Mn-0.040×P-0.222×S+0.023×Ni+0.003×Cu-0.004×Mo≤0.085；且所述Cr和Mo的百分含量满足关系式：Mo+Cr≥0.30；精炼后的钢水进行连铸，控制板坯拉速3.5～9.0m/min；

2)热轧：控制热轧终轧温度820～900℃；且控制热轧板的厚度为0.6～1.6mm；

3)冷却：控制带钢的平均冷却速率≥20℃/s；

4)卷取：卷取温度550～650℃；

5)酸洗；

6)冷轧：控制冷轧压下率控制在30％～70％；

7)连续退火：退火温度780～850℃，保温时间30～200s，保温后的带钢进行冷却，冷却速度≥30℃/s，退火炉内露点-15～-60℃，炉内氢气含量H₂在1～10％；

8)热镀锌：带钢入锌锅时的温度450～500℃，锌液温度450～470℃，锌液铝含量0.15～0.25％；

9)热镀后冷却：带钢以≥15℃/s的冷速冷却至200℃以下。

实施例1～8和对比例1～2中精炼后的钢水的化学成分及其重量百分比见表1：

表1

实施例1～8和对比例1～2的热轧和冷轧主要参数如表2所示：

表2

实施例1～8和对比例1～2的冷轧及退火工艺参数如表3所示：

表3

实施例1～8和对比例1～2得到的780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的力学性能如表4：

表4

从表4可以看出，本发明实施例1～8的产品屈服强度达到466MPa以上，抗拉强度高达785MPa以上，延伸率A80达17％以上，冷弯180°时，d可小于2t。对比例1由于钢中成分配制不合理以及公式1的值高于0.085，导致快速连铸过程中出现表面裂纹，冷轧过程中出现表面开裂。对比例2由于钢中成分配制不合理以及Cr+Mo含量偏低，导致最终钢中马氏体含量少，屈服强度和抗拉强度显著偏低，相比于本发明实施例1～8的产品，对比例2的产品厚度明显偏大。

以上所述实施例仅表达了本发明的几种实施方式，其描述较为具体和详细，但并不能因此而理解为对本发明专利范围的限制。应当指出的是，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进，这些都属于本发明的保护范围。因此，本发明专利的保护范围应以所附权利要求为准。

Claims (10)

1.一种780MPa级超薄规格热镀锌双相钢，其特征在于，所述780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的化学成分及重量百分比为，C：0.03％～0.07％，Si：0.001％～0.10％，Mn：1.00％～1.80％，P：≤0.012％，S：≤0.006％，Al：0.60～1.20％，Nb：0.010～0.050％，Ti：0.010～0.050％，Cr：0.10～0.30％，Mo：0.20～0.40％，N：≤0.004％，Ni≤0.20％，Cu≤0.20％，其余为Fe和不可避免的杂质；且所述C、Si、Mn、P、S、Ni、Cu、Mo的百分含量满足关系式：C-0.003×Si+0.014×Mn-0.040×P-0.222×S+0.023×Ni+0.003×Cu-0.004×Mo≤0.085；且所述Cr和Mo的百分含量满足关系式：Mo+Cr≥0.30。

2.根据权利要求1所述的780MPa级超薄规格热镀锌双相钢，其特征在于，所述780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的化学成分及重量百分比为，C：0.047％～0.069％，Si：0.02％～0.08％，Mn：1.20％～1.45％，P：≤0.011％，S：≤0.003％，Al：0.62～0.83％，Nb：0.015～0.032％，Ti：0.020～0.040％，Cr：0.12～0.28％，Mo：0.26～0.35％，N：≤0.002％，Ni≤0.07％，Cu≤0.16％；其余为Fe和不可避免的杂质；且所述C、Si、Mn、P、S、Ni、Cu、Mo的百分含量满足关系式：C-0.003×Si+0.014×Mn-0.040×P-0.222×S+0.023×Ni+0.003×Cu-0.004×Mo≤0.085；且所述Cr和Mo的百分含量满足关系式：Mo+Cr≥0.47。

3.根据权利要求1所述的780MPa级超薄规格热镀锌双相钢，其特征在于，所述780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的化学成分及重量百分比为，C：0.047％～0.062％，Si：0.02％～0.03％，Mn：1.35％～1.45％，P：≤0.011％，S：≤0.003％，Al：0.62～0.74％，Nb：0.015～0.030％，Ti：0.020～0.032％，Cr：0.25～0.28％，Mo：0.26～0.30％，N：≤0.002％，Ni≤0.07％，Cu≤0.16％；其余为Fe和不可避免的杂质；且所述C、Si、Mn、P、S、Ni、Cu、Mo的百分含量满足关系式：C-0.003×Si+0.014×Mn-0.040×P-0.222×S+0.023×Ni+0.003×Cu-0.004×Mo≤0.080；且所述Cr和Mo的百分含量满足关系式：Mo+Cr≥0.51。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的780MPa级超薄规格热镀锌双相钢，其特征在于，所述780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的产品厚度在0.7mm以下。

5.一种780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，包括步骤：

1)冶炼、连铸：对钢水进行精炼，控制钢水中各化学成分及重量百分比为，C：0.03％～0.07％，Si：0.001％～0.10％，Mn：1.00％～1.80％，P：≤0.012％，S：≤0.006％，Al：0.60～1.20％，Nb：0.010～0.050％，Ti：0.010～0.050％，Cr：0.10～0.30％，Mo：0.20～0.40％，N：≤0.004％，Ni≤0.20％，Cu≤0.20％，其余为Fe和不可避免的杂质；且所述C、Si、Mn、P、S、Ni、Cu、Mo的百分含量满足关系式：C-0.003×Si+0.014×Mn-0.040×P-0.222×S+0.023×Ni+0.003×Cu-0.004×Mo≤0.085；且所述Cr和Mo的百分含量满足关系式：Mo+Cr≥0.30；精炼后的钢水进行连铸，控制板坯拉速3.5～9.0m/min；

2)热轧：控制热轧终轧温度820～900℃；且控制热轧板的厚度为0.6～1.6mm；

3)冷却：控制带钢的平均冷却速率≥20℃/s；

4)卷取：卷取温度550～650℃；

5)酸洗；

6)冷轧：控制冷轧压下率控制在30％～70％；

7)连续退火：退火温度780～850℃，保温时间30～200s，保温后的带钢进行冷却，冷却速度≥30℃/s，退火炉内露点-15～-60℃，炉内氢气含量H₂在1～10％；

8)热镀锌：带钢入锌锅时的温度450～500℃，锌液温度450～470℃，锌液铝含量0.15～0.25％；

9)热镀后冷却：带钢以≥15℃/s的冷速冷却至200℃以下。

6.根据权利要求5所述的780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，所述冷轧工序中，控制冷轧压下率控制在35～65％。

7.根据权利要求5所述的780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，所述热轧终轧温度为830～880℃。

8.根据权利要求5所述的780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，所述卷取温度为560～640℃。

9.根据权利要求5所述的780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，所述热轧板的厚度为1.1～1.6mm。

10.根据权利要求5所述的780MPa级超薄规格热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，所述退火炉内露点-15～-30℃。