CN110499457A - 高表面质量1200MPa级热镀锌双相钢及其生产方法 - Google Patents

高表面质量1200MPa级热镀锌双相钢及其生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种高表面质量1200MPa级热镀锌双相钢，化学成分质量百分比为：C：0.07~0.10%，Si：0.25~0.55%，Mn：1~4%，P≤0.016%，S≤0.008%，Als：0.01~0.05%，N≤0.006%，Ti：0.04~0.08%，Nb：0.015~0.055%，Mo：0.15~0.45%，B：0.008~0.010%，剩余为Fe。生产方法包括连铸、热轧和冷轧镀锌工序，热轧工序中，采取U型卷取工艺对卷取温度进行控制，钢卷头部和尾部的卷取温度为600±20℃，中间段卷取温度为550±20℃，改善通卷性能稳定性。本发明显著降低了生产成本，结合U型卷取工艺和镀锌炉内预氧化技术，得到头中尾力学性能稳定的钢卷，钢带表面质量良好达到FB1级别，且生产可靠性高。

Description

高表面质量1200MPa级热镀锌双相钢及其生产方法
技术领域
本发明涉及一种高表面质量1200MPa级热镀锌双相钢及其生产方法，属于镀锌超高强双相钢生产技术领域。
背景技术
近年来，汽车制造业研究和开发了一系列新钢材，双相钢是其中之一。双相钢由铁素体与马氏体组成，通过相变强化具有低屈强比、高初始加工硬化速率、良好的强度和延展性等特点，常用来制造承受高载荷的结构加强件。超高强镀锌双相钢具备上述特点的同时兼具良好的防腐性，因此超高强镀锌双相钢已成为解决全球汽车行业的节能、环保、安全问题的主导趋势。
随着重型汽车的发展，汽车加强板、重型卡车底板等在要求高强度的同时，对产品通卷性能稳定性、防锈蚀性、涂镀性要求越来越高，但现有强度级别钢板已不能满足汽车用钢发展的需求。因此，在提升产品强度的同时，保证产品通卷性能均匀性和良好的表面质量，是目前亟待解决的技术问题。
目前，镀锌先进高强钢研究与应用的抗拉强度级别大多在1000MPa及以下，抗拉强度1200MPa级镀锌先进高强钢鲜有报道。现有技术中，镀锌双相钢中添加大量Nb、Ti等合金元素，温度敏感性较强，对带钢通卷性能稳定性控制和轧制带来很大困扰，同时也对钢厂造成较大成本压力。因此，开发低成本、高表面质量1200MPa级热镀锌双相钢对推动汽车工业的发展具有重要的意义。
申请号为201811590444.X的专利公开了一种抗拉强度大于1300MPa的热镀锌钢板及其生产方法，采用：C：0.1～0.2％，Mn：1.3～2.0％，S≤0.005％，P≤0.02％，Si：0.2～0.3％，Als：0.4～1.0％，Nb：0.01～0.03％，Ti：0.04～0.08％，B：0.001～0.004％，Mo：0.2～0.3％，Cr：0.05～0.10％，V：0.01～0.02％的高铝成分体系，通过控制热轧、酸轧、连续热镀锌、光整和钝化工序最终得到抗拉强度大于1300MPa的热镀锌钢板，但该发明并未考虑高合金元素的添加在后续生产过程中的高合金元素析出问题，无法保证后续涂镀性能和表面质量，同时由于Al含量太高，易形成粗大的AlN粒子降低钢材的韧性，且由于高铝堵水口的问题，造成生产难度增大。
申请号为201811621827.9的专利公开了一种抗拉强度1200MPa级冷轧复相钢及其制备方法，其中，复相钢化学成分按质量百分比为：C：0.10-0.15％，Si：0.1-0.5％，Mn：1.5-2.6％，Cr：0.4-0.7％，Mo：0.2-0.5％，Nb：0.02-0.05％，Ti：0.02-0.05％，P≤0.02％，S≤0.015％，余量为铁和其他不可避免杂质元素；且同时满足如下条件：C+(Si+Mn)/6+(Cr+Mo+V)/5≤0.80最终冷轧复相钢成品抗拉强度1200MPa以上，屈服强度达到900MPa以上，断后延伸率5％以上，由于是冷轧板，不用考虑合金元素富集析出对涂镀的影响，但耐蚀性相对下降，同时相对于双相钢、复相钢由于需要对相组成和相比例做更加精确的控制，所以对退火冷速、退火冷却路径控制技术要求更苛刻。
申请号为201110103690.X的专利公开了一种抗拉强度大于1180MPa的热镀锌钢板，所述基板的化学成分组成如下：C：0.08～0.12％，Si：0.5～1.50％，Mn：1.80～2.50％，Cr：0.10～0.80％，Mo：≤0.50％，Al：0.02～0.05％，Ti：0.005～0.050％，Nb：0.005～0.050％，P≤0.006～0.02％，S≤0.01％，N≤0.005％，采用一定的热处理工艺最终得到抗拉强度大于1180MPa的热镀锌钢板，该成分Si元素过多会对焊接性能及表面质量带来不利影响。
申请号为201610542806.2的专利公开了一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢及其制备方法：采用C：0.05～0.10％，Si：0.20～0.60％，Mn：1.40～1.90％，Cr：0.20～0.70％，Mo：0.20～0.50％，Al：0.02～0.06％，Ti：0.020～0.050％，Nb：0.010～0.040％，B.0010～0.0030％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.006％，通过工序控制，得到了抗拉强度大于1000MPa的高铝热镀锌双相钢；该专利并未解决高合金元素析出对镀锌板表面的影响问题。
发明内容
本发明所要解决的技术问题是提供一种高表面质量1200MPa级热镀锌双相钢及其生产方法，通过添加B元素替代部分贵金属，降低了生产成本；结合U型卷取工艺和镀锌炉内预氧化技术，得到头中尾力学性能稳定的钢卷，钢带表面质量良好达到FB1级别，且生产可靠性高。
为解决上述问题，本发明所采取的技术方案如下：
高表面质量1200MPa级热镀锌高强双相钢，化学成分质量百分比为：C：0.07～0.10％，Si：0.25～0.55％，Mn：1～4％，P≤0.016％，S≤0.008％，Als：0.01～0.05％，N≤0.006％，Ti：0.04～0.08％，Nb：0.015～0.055％，Mo：0.15～0.45％，B：0.008～0.010％，剩余为Fe。
上述的高表面质量1200MPa级热镀锌高强双相钢，化学成分质量百分比优选为：C：0.08～0.10％，Si：0.35～0.45％，Mn：2～3％，P≤0.016％，S≤0.008％，Als：0.03～0.05％，N≤0.006％，Ti：0.05～0.07％，Nb：0.025～0.045％，Mo：0.2～0.3％，B：0.008～0.010％。
高表面质量1200MPa级热镀锌高强双相钢的生产方法，包括连铸、热轧和冷轧镀锌工序，所述连铸工序中，连铸坯化学成分质量百分比为：C：0.07～0.10％，优选0.08～0.10％；Si：0.25～0.55％，优选0.35～0.45％；Mn：1～4％，优选2～3％；P≤0.016％，S≤0.008％，Als：0.01～0.05％，优选0.03～0.05％；N≤0.006，Ti：0.04～0.08％，优选0.05～0.07％；Nb：0.015～0.055％，优选0.025～0.045％；Mo：0.15～0.45％，优选0.2～0.3％；B：0.008～0.010％，剩余为Fe。
上述的高表面质量1200MPa级热镀锌高强双相钢的生产方法，所述热轧工序中，采取U型卷取工艺对卷取温度进行控制，钢卷头部和尾部的卷取温度为600±20℃，中间段卷取温度为550±20℃，改善通卷性能稳定性。
上述的高表面质量1200MPa级热镀锌高强双相钢的生产方法，所述热轧工序中，热轧加热温度1200～1260℃，终轧温度为900～920℃。
上述的高表面质量1200MPa级热镀锌高强双相钢的生产方法，所述热轧工序中，采取U型卷取工艺对卷取温度进行控制，钢卷头部30m和尾部30m的卷取温度为600±20℃，中间段卷取温度为550±20℃。
上述的高表面质量1200MPa级热镀锌高强双相钢的生产方法，所述镀锌工序中，退火工艺参数为：均热温度800～830℃，缓冷温度680～700℃，快冷温度380～400℃，平整延伸率0.2～0.3％，炉鼻子内部露点-35～-15℃。
上述的高表面质量1200MPa级热镀锌高强双相钢的生产方法，所述镀锌工序中，镀锌生产期间锌锅感应器功率波动控制≤±25kV，锌液温度波动±2℃，锌锅液位波动控制±4mm，锌锅铝含量0.18～0.24％，带钢速度控制为90～110mpm，同时利用镀锌炉内预氧化技术，预氧化温度控制在620±10℃，炉内气氛为体积百分比含量为2.0％O2+98％N2，预氧化时间10±1s，退火炉内氢含量≥4.5％，氧含量≤20ppm。
本发明通过优化卷取温度改善板型，采取U型卷取工艺对卷取温度进行控制，钢卷头部30m和尾部30m卷取温度为600±20℃，中间段卷取温度为550±20℃达到改善通卷稳定性的效果，同时采用低碳的成分设计和高温加热、高温轧制及低温卷取的工艺思想，有效控制钢板表面的氧化铁皮结构从而得到表面质量良好，显微组织为多边形铁素体和片层珠光体均匀组织组成的热轧卷板。
本发明有益效果为：
1、通过添加B元素替代部分贵金属，降低了生产成本。
2、采取低碳的成分设计，有效改善材料焊接性能；同时采用高温加热、高温轧制及低温卷取的U型卷取工艺，不仅可以改善带钢通卷性能稳定性，同时有效控制钢板表面的氧化铁皮结构，兼顾了板型以及酸轧轧制。
3、利用镀锌炉内预氧化技术解决了高合金元素钢板产品表面合金表面聚集状况，钢带表面良好达到FB1级别，同时轧机负荷处于正常水平，有效降低生产难度，对设备与生产介质损耗小，可靠性提高。
附图说明
图1为实施例1所生产的冷轧钢带组织图(1000×)；
图2为实施例1钢带冷轧成品表面质量图；
图3为实施例2所生产的钢带冷轧组织图(1000×)；
图4为实施例2所生产的成品表明质量图；
图5为实施例3所生产的冷轧钢带组织图(1000×)；
图6为实施例3钢带冷轧成品表面质量图；
图7为实施例4所生产的冷轧钢带组织图(1000×)；
图8为实施例4钢带冷轧成品表面质量图；
图9为实施例5所生产的冷轧钢带组织图(1000×)；
图10为实施例5钢带冷轧成品表面质量图；
图11为实施例6所生产的冷轧钢带组织图(1000×)；
图12为实施例6钢带冷轧成品表面质量图；
图13为实施例7所生产的冷轧钢带组织图(1000×)；
图14为实施例7钢带冷轧成品表面质量图；
图15为7个实施例的带钢头中尾力学性能统计图。
具体实施方式
本发明提供的1200MPa级热镀锌双相钢采用了低C设计，可以降低材料的C当量，获得良好的焊接性能，冶金成分C、Si、Mn含量对双相钢最终性能有重要影响，是奥氏体含量和稳定性的重要影响因素。合金元素Ti在本试验工艺中对双相钢的延展性有一定影响，与材料中的C结合在铁素体基体中析出细小弥散的TiC颗粒，从而起到析出强化的作用，降低铁素体与马氏体强度差，它可以提高奥氏体岛的淬透性，有利于产生高延伸性的铁素体，Nb对马氏体形核、细化晶粒也有显著影响，可提高抗拉强度；B在钢中部分以BN形成存在，部分以固溶原子形式固溶于基体中，在退火过程中，B易偏聚至奥氏体晶界处，抑制铁素体析出，同时B能够显著增加奥氏体的淬透性，最终得到高体积分数马氏体。Mo元素也可以提高奥氏体淬透性，从而获得足够量的马氏体，保证强度，但过多的Mo元素易在铁素体当中偏聚，恶化延展性，同时Mo元素成本较高，因此Mo含量需控制在一个合适范围。
经上述分析实施例采用的成分及质量百分比如下：C：0.07～0.10％，优选0.08～0.10％；Si：0.25～0.55％，优选0.35～0.45％；Mn：1～4％，优选2～3％；P≤0.016％，S≤0.008％，Als：0.01～0.05％，优选0.03～0.05％；N≤0.006，Ti：0.04～0.08％，优选0.05～0.07％；Nb：0.015～0.055％，优选0.025～0.045％；Mo：0.15～0.45％，优选0.2～0.3％；B：0.008～0.010％，剩余为Fe。
以下通过具体实施例1～7对本发明做进一步详细说明：具体实施例1～7中双相高强钢所用连铸坯的化学成分如表1所示：
表1化学成分(wt％)
热轧加热温度1200～1260℃，终轧温度为900～920℃，优化卷取温度改善板型，采取U型卷取工艺对卷取温度进行控制，卷取温度钢卷头部30m和尾部30m卷取温度为600±20℃，中间段卷取温度为550±20℃达到改善通卷稳定性的效果，同时采用低碳的成分设计和高温加热、高温轧制及低温卷取的工艺思想，有效控制钢板表面的氧化铁皮结构，具体实施例中高强双相钢所用热轧工艺参数如表2所示：
表2热轧工艺参数
实施例 加热温度(℃) 终轧温度(℃) 头尾卷取温度(℃) 带中卷取温度(℃)
1 1260 915 615 550
2 1225 900 620 568
3 1233 910 590 537
4 1242 913 610 530
5 1200 914 580 556
6 1235 913 620 566
7 1248 920 601 570
使用所述热轧卷取温度，可保证Nb、Ti复合低合金高强钢中碳、氮化物能够以较大的过冷度析出，保证析出物呈弥散状分布，达到保证成品屈服与抗拉强度的目的。
镀锌工序及光整过程中，镀锌均热温度控制范围均热温度800～830℃，控制缓冷温度为680～700℃，控制快冷温度为、380～400℃，平整延伸率0.2～0.3％。镀锌生产期间锌锅感应器功率波动控制≤±25kV，锌液温度波动≤±2℃，锌锅液位波动控制≤±4mm，锌锅铝含量0.18～0.24％，带钢速度控制为90～110mpm，同时利用镀锌炉内预氧化技术，预氧化温度控制在620±10℃，炉内气氛为体积百分比含量为2.0％O2+98％N2，预氧化时间10±1s，退火炉内氢含量≥4.5％，氧含量≤20ppm，具体退火工艺见表3、表4所示。
表3镀锌工艺参数
表4镀锌预氧化炉工艺参数
实施例 预氧化温度/℃ 预氧化时间/s 退火炉内氢含量/％ 退火炉内氧含量/ppm
1 620 10.1 5.2 18
2 615 9.0 6.4 20
3 623 10.5 4.5 15
4 610 11 5.6 13
5 626 10.8 4.6 19
6 617 10.3 5.3 17
7 630 10.8 5.2 18
均热温度800～830℃，将带钢加热到既定的两相区使其开始发生奥氏体相变，并完成再结晶，使组织成分均匀化，控制缓冷温度为680～700℃，使奥氏体发生铁素体相变，使C向奥氏体内集中，提升淬透性，控制快冷温度为380～400℃，双相钢组织中的马氏体是由热处理时所生成的奥氏体在快速冷却时形成的，因此生成的奥氏体的含量决定着最终马氏体的含量，马氏体含量大，钢的强度高，平整延伸率0.2～0.3％，可得到强度1200MPa、平均伸长率7％左右的双相钢，同时利用镀锌预氧化炉技术很好的解决了高强钢合金元素表面富集问题，可用作汽车防撞梁或重型卡车箱体地板。
具体产品力学性能如表5所示。
表5产品力学性能
性能检查，表4和图15显示，实施例1-实施例7力学性能完全满足1200MPa高强镀锌双相钢的要求，且头中尾性能控制在比较稳定的状态，抗拉性能波动控制在35MPa以内。
图1、图3、图5、图7、图9、图11和图13为放大1000倍下的金相组织图，实施例1-实施例7的冷轧带钢显微组织均为铁素体和马氏体组织，组织均匀；
图2、图4、图6、图8、图9、图10和图14显示，实施例1-实施例7的冷轧带钢成品表面质量均匀良好。

Claims (7)

1.高表面质量1200MPa级热镀锌高强双相钢，其特征在于：所述双相钢的化学成分质量百分比为：C：0.07~0.10%，Si：0.25~0.55%，Mn：1~4%，P≤0.016%，S≤0.008%，Als：0.01~0.05%，N≤0.006%，Ti：0.04~0.08%，Nb：0.015~0.055%，Mo：0.15~0.45%，B：0.008~0.010%，剩余为Fe。
2.如权利要求1所述的高表面质量1200MPa级热镀锌高强双相钢，其特征在于：化学成分质量百分比优选为：C：0.08~0.10%，Si：0.35~0.45%，Mn：2~3%，P≤0.016%，S≤0.008%，Als：0.03~0.05%，N≤0.006%，Ti：0.05~0.07%，Nb：0.025~0.045%，Mo：0.2~0.3%，B：0.008~0.010%。
3.高表面质量1200MPa级热镀锌高强双相钢的生产方法，包括连铸、热轧和冷轧镀锌工序，其特征在于：所述连铸工序中，连铸坯化学成分质量百分比为：C：0.07~0.10%，优选0.08~0.10%；Si：0.25~0.55%，优选0.35~0.45%；Mn：1~4%，优选2~3%；P≤0.016%，S≤0.008%，Als：0.01~0.05%，优选0.03~0.05%；N≤0.006，Ti：0.04~0.08%，优选0.05~0.07%；Nb：0.015~0.055%，优选0.025~0.045%；Mo：0.15~0.45%，优选0.2~0.3%；B：0.008~0.010%，剩余为Fe。
4.如权利要求3所述的高表面质量1200MPa级热镀锌高强双相钢的生产方法，其特征在于：所述热轧工序中，采取U型卷取工艺对卷取温度进行控制，钢卷头部和尾部的卷取温度为600±20℃，中间段卷取温度为550±20℃，改善通卷性能稳定性；热轧加热温度1200~1260℃，终轧温度为900~920℃。
5.如权利要求3或4所述的高表面质量1200MPa级热镀锌高强双相钢的生产方法，其特征在于：所述热轧工序中，采取U型卷取工艺对卷取温度进行控制，钢卷头部30m和尾部30m的卷取温度为600±20℃，中间段卷取温度为550±20℃。
6.如权利要求3所述的高表面质量1200MPa级热镀锌高强双相钢的生产方法，其特征在于：所述镀锌工序中，退火工艺参数为：均热温度800~830℃，缓冷温度680~700℃，快冷温度380~400℃，平整延伸率0.2~0.3%，炉鼻子内部露点-35~-15℃。
7.如权利要求3所述的高表面质量1200MPa级热镀锌高强双相钢的生产方法，其特征在于：所述镀锌工序中，镀锌生产期间锌锅感应器功率波动控制≤±25kV，锌液温度波动≤±2℃，锌锅液位波动控制≤±4mm，锌锅铝含量0.18~0.24%，带钢速度控制为90~110mpm，同时利用镀锌炉内预氧化技术，预氧化温度控制在620±10℃，炉内气氛为体积百分比含量为2.0% O2+98%N2，预氧化时间10±1s，退火炉内氢含量≥4.5%，氧含量≤20ppm。
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