CN111748745A - 780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢及其制造方法 - Google Patents

780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢及其制造方法，其化学成分质量百分比为：C 0.1～0.2％、Mn 1.3～2.5％、Si 0.4～1.0％、P≤0.02％、S≤0.01％、N≤0.008％，余量为Fe和不可避免杂质。本发明经常规冶炼、热轧、冷酸连轧后，通过QP工艺进行热镀锌再结晶退火，该镀锌板的最终组织主要为铁素体、回火马氏体和残余奥氏体；其抗拉强度≥780MPa，延伸率≥18％，n10～20％≥0.14，扩孔率λ≥25％。本发明通过控制冷速，该镀锌板降低了合金元素的使用，达到降低合金成本，改善热镀锌双相钢成形性的需求。

Description

780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
技术领域
本发明属于热镀锌钢板技术领域，特别涉及一种780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢及其制造方法。
背景技术
汽车工业发展至今，双相钢依然是白车身上用量最大的先进高强钢。其中热镀锌双相钢因其具有优良的耐蚀性，多用于车身结构件和加强件。然而，在使用过程中，双相钢越来越难以满足复杂零件的冲压需求。
中国专利公开号CN105603306A、CN106119716A、美国专利US8882938B2和WO2017/001303A1等专利文献公开了具有高延伸特征的热镀锌DP钢，上述专利都以C、Mn、Si、Al、Cr为主要合金元素，通过在最终组织中引入残余奥氏体，利用变形过程中的TRIP效应，提高延伸率。但专利中涉及的高延伸冷轧热镀锌双相钢都含量较高Al和Cr含量，使得该钢种可制造性变差及合金成本增加。因此，迫切需要在保证冷轧热镀锌双相钢的可制造性和生产成本的基础上，改善镀锌板的成型性。
发明内容
本发明的目的在于提供一种780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢及其制造方法，通过在传统双相钢铁素体、马氏体组织中引入奥氏体，在等强度情况下，使材料均匀延伸率大幅提升，拓宽了热镀锌双相钢的成形性，可用于汽车结构件、防撞件等。
传统热镀锌双相钢为了满足热镀锌产线的冷却速度，往往通过添加足量的Cr、Mo等合金元素以提高基板的淬透性，造成成本增加；且低碳设计使奥氏体稳定性不足，故传统热镀锌双相钢组织多为铁素体和马氏体。通过适当增加碳含量并结合淬火配分工艺，快冷技术可以以减少Cr、Mo等合金元素的使用，降低成本，同时通过C配分提高了奥氏体的稳定性，使其在变形过程中通过TRIP作用提高镀锌双相钢的加工硬化能力，进而改善成形性。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢，其化学成分质量百分比为：C：0.1％～0.2％、Mn：1.3％～2.5％、Si：0.3～1.0％、P≤0.02％、S≤0.01％、N≤0.008％，余量为Fe和不可避免杂质。
进一步，所述一种780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢的化学成分还可包括一种或一种以上如下元素：Ti0.005～0.1％，Nb0.005～0.1％，V0.005～0.2％，Al0.02～0.8％，Cr0.01～0.7％，Mo0.02～0.2％。
本发明所述780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢的抗拉强度≥780MPa，延伸率≥18％，n10～20％≥0.14，扩孔率λ≥25％。
本发明所述780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢的显微组织主要是铁素体、马氏体和残余奥氏体。
在本发明冷轧热镀锌双相钢的成分设计中：
C：C是热镀锌双相钢中重要的组成元素，影响了镀锌板的强塑性。C含量过低时，临界区退火时形成的奥氏体含量较少，且奥氏体稳定性下降，难于保证强塑性；C含量过高时，双相钢的塑性和焊接性下降。在本发明中控制C含量为0.1～0.2％。
Mn：Mn可提高奥氏体稳定性，使C曲线右移，从而降低马氏体临界冷却速率。Mn含量过高，会影响基板焊接性和表面镀锌质量。Mn含量过低时，淬透性降低，强化作用减弱。在本发明中控制Mn为1.3～2.5％。
Si：Si是铁素体固溶强化元素，可强烈提高钢板强度；同时，Si还可以促使C原子从铁素体向奥氏体富集，净化铁素体；抑制碳化物在镀锌温度析出，从而提高奥氏体稳定性；但Si含量过高时会直接影响基板的可镀性。在本发明中控制Si为0.3～1.0％。
Al：Al元素作用与Si相似，可以有效抑制碳化物析出，提高奥氏体稳定性；同时，还可通过形成AlN钉扎晶界，细化晶粒。但钢液中铝元素含量过高容易产生连铸过程水口堵塞等问题。本发明采用的铝元素含量为0.02～0.8％。
Ti：Ti与C、N结合会形成Ti(C,N)、TiN和TiC，可细化铸态组织以及热加工时阻碍晶粒粗化。添加过量Ti会使成本增加，并使上述析出物含量和尺寸增加进而降低镀锌板的延展性。因此，本发明限定Ti含量为0.005～0.1％。
Nb：Nb会强烈抑制动态再结晶，并通过与C、N结合形成Nb(C,N)，可有效地抑制热加工过程中晶粒粗化，细化铁素体晶粒。但添加过量的Nb会恶化钢的热加工性能和钢板的韧性。因此，本发明限定Nb含量为0.005～0.1％。
V：V在热镀锌双相钢中主要以VC形式存在，通过其钉扎晶界细化晶粒和铁素体中弥散析出强化提高钢的强度和韧性。但是添加V增加了钢的成本，因此，本发明限定V含量为0.005～0.2％。
Cr：Cr可以细化晶粒组织和抑制热加工时晶粒粗化，且Cr是铁素体形成元素，可促进C向奥氏体扩散，提高奥氏体稳定性，降低退火时临界冷却速度；但过高Cr含量会破坏钢的延展性。因此，本发明控制Cr含量为0.01～0.7％。
Mo：Mo的作用与Cr相似，使珠光体和贝氏体C曲线右移，提高淬透性；同时Mo可显著提高强度，且不会影响表面镀锌质量，但其价格昂贵。因此，本发明控制Mo含量为0.02～0.2％。
本发明所述的780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢板的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼和铸造
按上述成分冶炼、连铸成连铸板坯；
2)热轧
采用1100～1280℃加热连铸板坯，保温时间0.5～3小时，终轧温度≥800℃，在低于650℃下卷取热轧板；
3)酸洗
4)冷轧
对酸洗后的热轧板进行冷轧变形，冷轧变形量40～85％；
5)热镀锌再结晶退火
a)将冷轧钢板以1～20℃/s加热速率加热至均热温度T1＝760～880℃，保温30～240s；
b)将均热后冷轧钢板以2～20℃/s冷却速率冷却至中间温度T2，T2＝640～880℃；
c)以20～80℃/s冷却速率冷却至淬火温度T3保温10～120s，Mf＜T3＜Ms，(Ms、Mf分别为该冷速下奥氏体向马氏体转变的开始温度和终止温度)，且该冷却速率不小于冷轧钢板从T1冷却至T2的冷却速率；
d)将冷轧钢板以20～60℃/s升温速率加热至T4＝450～500℃，保温30～300s；
e)将冷轧钢板进入锌锅镀锌，锌锅温度450～500℃；
6)冷却
镀锌结束后，将镀锌钢板以不小于20℃/s的冷却速率冷至室温。
进一步，步骤5)镀锌完成后还可进行合金化处理，即继续加热至480～550℃，保温不低于10s，再至步骤6)以不小于20℃/s的冷却速率冷却至室温。
优选的，所述步骤5)中，将冷轧钢板加热至均热温度T1的退火过程露点控制在-60～20℃。
本发明所述镀锌钢板的每一侧面热镀生成厚度为5～200μm的镀层，镀层材料为Zn、Zn-Fe、Zn-Al、Zn-Mg、Zn-Al-Mg、Al-Si或Al-Mg-Si。
本发明的淬火配分热镀锌退火工艺设计的理由如下：
热镀锌退火工艺参数与钢种成分设计密切相关，它决定镀锌板内部软相铁素体和硬相马氏体的相对含量，尤其是残余奥氏体的尺寸和形貌。本发明采用淬火配分退火工艺热处理冷轧钢板，退火工艺如图1所示。
如图1所示，将所述冷轧板以加热速率V1加热至均热温度Tl后保温tl时间段。选取V1＝1～20℃/s；Tl＝740～880℃；tl＝30～240s。如果均热温度低于740℃和均热时间短于30s，对应于本发明中的设计成分，冷轧镀锌板基体组织未获得足量奥氏体或钢板基体碳化物尚未完全溶解以形成奥氏体颗粒。
当均热温度高于880℃和均热时间长于240s，均热处理后钢板中奥氏体含量显著增加、奥氏体C含量显著降低，且形成的奥氏体和铁素体晶粒粗化。上述因素均使钢中奥氏体稳定性降低，Ms点过高，进而引起镀锌钢板内部残余奥氏体稳定性降低，使淬火温度过高。
如图1所示，将均热处理后的钢板先以V2冷速缓冷至中间温度T2后立即以快冷速率V3冷却至T3(Mf≤T3≤Ms)保温t3时间，后升至锌锅温度T4后保温t4时间。缓冷速率V2和中间温度T2的选取主要是考虑：避免均热处理形成的奥氏体在缓冷段分解、易于操作使退火热处理顺利从均热段过渡到快冷段，以及维持冷轧钢板的板形。针对本发明中设计成分，选取V2＝2～20℃/s；T2＝640～880℃。当T2＝Tl时，退火工艺曲线中紧随均热处理段后无缓冷段。
针对本发明的成分设计，选取V3＝5～60℃/s，并且V3>V2。快冷速率V3的选取需要避免冷却过程中钢板基体中尽可能少的奥氏体分解，在T3温度形成足量的马氏体。在镀锌温度T4可使马氏体中的C向相邻奥氏体中富集，提高奥氏体稳定性，同时可伴随弥散强化相的析出而进一步强化基体。但停留时间过长会引起马氏体回火、奥氏体分解及析出相粗化从而恶化镀锌板的强塑性。从实效性和经济性上考虑，为获取适量且具有良好稳定性的残余奥氏体，限定T3＝150～280℃，保温时间t3＝10～120s；选取镀锌时间t4＝30～300s。镀锌结束后，还可进行合金化处理，即继续加热至480～550℃，保温不低于10s，后将钢板以冷却速率V4或V5冷却至室温，V4或V5一般不小于15℃/s。
本发明采用上述成分设计、轧制工艺和淬火-配分工艺所制备的冷轧热镀锌双相钢的主要显微组织除铁素体和马氏体外，还包含具有一定稳定性的残余奥氏体。所制备钢板具有抗拉强度≥780MPa、延伸率A≥18％，n10～20％≥0.14，扩孔率λ≥25％。本发明利用残余奥氏体在变形过程中发生TRIP效应，提供持续的加工硬化，从而提高钢板强塑性和改善成形性。
本发明的有益效果：
1、本发明提供的冷轧热镀锌双相钢通过提高Si、C含量，降低Cr、Mo等合金元素的含量，不但降低了合金成本还改善了可制造性，现有高强钢连续退火产线无需做较大调整，具有较好的推广应用前景。
2、本发明淬火-配分工艺条件下，在快冷阶段形成的硬相马氏体在随后镀锌过程中软化，降低了铁素体和马氏体之间强度差有益于塑性提高；同时镀锌过程也使奥氏体富碳，最终存在于室温组织。在钢板变形过程中通过残余奥氏体的TRIP作用提高钢板的加工硬化能力，提高镀锌板的强塑性，以改善热镀锌双相钢的成形性。
附图说明
图1是本发明为淬火-配分退火工艺的曲线示意图。
图2是本发明所生产的热镀锌双相钢典型显微组织金相照片。
具体实施方式
下面结合实施例和附图对本发明作进一步说明，本发明实施例以本发明技术方案为前提进行实施，给出了详细的实施方式和具体操作过程，但本发明的保护范围不限于下述的实施例。
表1为本发明实施例的成分，表2为本发明实施例的制造工艺参数，表3为本发明实施例的力学性能。
按照表1所示成分的钢料经冶炼和浇铸后制成铸坯；在1200～1260℃再加热温度下保温不小于1小时后，在850℃以上的终轧温度完成热轧精轧，热轧板的厚度约为3.6mm；将所述热轧钢板快速冷却至450～650℃温度下保温1小时以模拟卷取过程，然后随炉冷却至室温。
上述热轧板经酸洗后施以冷轧变形，冷轧压下量介于60～70％。采用如图1所示的连续退火工艺曲线对上述冷轧钢板实施镀锌热处理：
将冷轧钢板以5℃/s的升温速率(V1)加热至均热温度Tl并保温tl时间段，Tl介于780～850℃之间，tl介于70～120s之间；
将均热处理后的钢板以5℃/s缓冷至中间温度650～750℃后立即以20～40℃/s冷至淬火温度T3并保温10～120s；
然后快速升温至锌锅温度460～490℃实施热镀锌工艺，在锌锅停留时间30～100s；
镀锌结束后，钢板以不小于20℃/s的速率冷却至室温。
结合表1～表3可知，本发明通过合理的成分设计减少了Cr和Mo的使用，降低了合金成本，与对比例相比，本发明钢种具有更优异的延展性，该钢板的抗拉强度≥780MPa、延伸率A50≥19％，n10～20％≥0.15。
图2为本发明的典型微观组织，除铁素体、马氏体外和残余奥氏体外，本发明根据成分和工艺不同还可能含有贝氏体和弥散析出强化相。
Figure BDA0002011777080000081
Figure BDA0002011777080000091
Figure BDA0002011777080000101

Claims (9)

1.780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢，其化学成分质量百分比为：C 0.1～0.2％、Mn 1.3～2.5％、Si 0.3～1.0％、P≤0.02％、S≤0.01％、N≤0.008％，余量为Fe和不可避免杂质。
2.如权利要求1所述的780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢，其特征在于，还可包括一种或一种以上如下元素：Ti 0.005～0.1％，Nb 0.005～0.1％，V 0.005～0.2％，Al 0.02～0.8％，Cr 0.01～0.7％，Mo 0.02～0.2％。
3.如权利要求1或2所述的780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢，其特征在于，所述冷轧热镀锌双相钢的抗拉强度≥780MPa，延伸率≥18％，n10～20％≥0.14，扩孔率λ≥25％。
4.如权利要求1或2或3所述的780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢，其特征在于，所述冷轧热镀锌双相钢板的显微组织包括铁素体、回火马氏体、残余奥氏体。
5.如权利要求1或2所述的780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢，其特征在于，所述冷轧热镀锌双相钢板的显微组织还可包括贝氏体或/和弥散析出强化相。
6.如权利要求1～5中任何一项所述的780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢板的制造方法，其特征是，包括如下步骤：
1)冶炼和铸造
按上述权利要求1或2的成分冶炼、连铸成连铸板坯；
2)热轧
采用1100～1280℃加热连铸板坯，保温时间0.5～3小时，终轧温度≥800℃，在低于650℃下卷取热轧板；
3)酸洗
4)冷轧
对酸洗后的热轧板进行冷轧变形，冷轧变形量40～85％；
5)热镀锌再结晶退火
a)将冷轧钢板以1～20℃/s加热速率加热至均热温度T1＝760～880℃，保温30～240s；
b)将均热后冷轧钢板以2～20℃/s冷却速率冷却至中间温度T2，T2＝640～880℃；
c)以20～80℃/s冷却速率冷却至淬火温度T3保温10～120s，Mf＜T3＜Ms，且该冷却速率不小于冷轧钢板从T1冷却至T2的冷却速率；
d)将冷轧钢板以20～60℃/s升温速率加热至T4＝450～500℃，保温30～300s；
e)将冷轧钢板进入锌锅镀锌，锌锅温度450～500℃；
6)冷却
镀锌结束后，将镀锌钢板以不小于20℃/s的冷却速率冷至室温。
7.如权利要求6所述的780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢板的制造方法，其特征是，步骤5)镀锌完成后还可进行合金化处理，即继续加热至480～550℃，保温不低于10s；再至步骤6)以不小于20℃/s的冷却速率冷却至室温。
8.如权利要求6或7所述的780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢板的制造方法，其特征是，所述步骤5)中，将冷轧钢板加热至均热温度T1的退火过程露点控制在-60～20℃。
9.如权利要求6或7或8所述的780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢板的制造方法，其特征是，所述镀锌钢板的每一侧面热镀生成厚度为5～200μm的镀层，镀层材料为Zn、Zn-Fe、Zn-Al、Zn-Mg、Zn-Al-Mg、Al-Si或Al-Mg-Si。
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