CN111926246B - 一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢及其制备方法，所述钢的化学成分以质量分数计为：C：0.08％～0.12％，Si：0.1％～0.4％，Mn：1.8％～2.6％，Cr：0.2％～0.7％，Mo：0.1％～0.4％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，Ti：0.01％～0.04％，Al：0.1％～0.4％，余量为铁和其他不可避免杂质；所述钢的金相组织为：铁素体、马氏体和贝氏体，所述铁素体中碳含量达到20ppm以上。本发明确保了固溶于铁素体中碳含量达到20ppm以上，抑制钢板在加热过程中表面脱碳，成品板材基体与镀层之间无明显脱碳层，从而获得了良好的烘烤硬化性能BH2≥80MPa。

Description

一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及钢材制备技术领域，特别涉及一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢及其制备方法。
背景技术
随着汽车工业对于轻量化、安全性、低排放等的要求日益严苛，汽车新车型中高强钢使用比例持续增加。其中的典型代表，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的高强钢所占的比例最大，占汽车车身重量的29％～30％左右。
现在汽车车身在生产过程中均需经过烤漆处理，包括车身烘烤中干燥和粘结油漆，烘烤处理过程不仅有助于涂装工作，而且对汽车结构中材料的力学性能也有一定的影响，经涂装烘烤后双相钢的屈服强度一般上升20～100MPa，强度的提高会增加零件的抗弯曲能力及吸能效果，进而提高车辆的整体安全性能。与此同时，近年来国际上对于汽车用高强钢的BH值提出了明确要求，如德国汽车工业学会(VDA)、通用汽车及菲亚特等标准中均要求DP、CP、MP、TRIP等汽车用高强钢BH值≥30MPa或≥40MPa。但长期以来国内汽车行业对高强钢BH值方面并无要求，一直以来对超高强钢等应用于汽车结构件的材料，如何稳定控制其烘烤硬化值的提升仍然欠缺详实的研究及报道。
因此，如何制备一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢，成为亟待解决的技术问题。
发明内容
本发明目的是提供一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢及其制备方法，烘烤硬化性能≥80MPa。
为了实现上述目的，本发明提供一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢，所述钢的化学成分以质量分数计为：C：0.08％～0.12％，Si：0.1％～0.4％，Mn：1.8％～2.6％，Cr：0.2％～0.7％，Mo：0.1％～0.4％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，Ti：0.01％～0.04％，Al：0.1％～0.4％，余量为铁和其他不可避免杂质；所述钢的金相组织为：铁素体、马氏体和贝氏体，其中所述铁素体中碳含量达到20ppm以上。
进一步地，所述钢基体的金相组织以体积分数计为：44％～65％铁素体、25％～55％马氏体，余量为贝氏体。
进一步地，所述铁素体的晶粒尺寸为2μm～6μm，所述马氏体的晶粒尺寸为1μm～4μm，所述贝氏体的晶粒尺寸0.5～2mm。
进一步地，所述Cr、Mo质量分数满足：Cr+Mo＞0.5％。
进一步地，所述Al、Si质量分数满足：0.2％＜Al+Si＜0.5％。
本发明还提供了所述烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢的制备方法，所述制备方法包括：
采用所述的烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢的化学成分经转炉冶炼后连铸，获得连铸板坯；
将所述连铸板坯进行加热，后进行粗轧、精轧，冷却后卷取，获得热轧成品；
将所述热轧成品进行酸洗和冷轧，获得冷硬带钢；
将所述冷硬带钢退火，后热镀锌和光整，获得所述烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢；其中所述退火包括加热段、均热段、缓冷段和快冷段，所述加热段和均热段炉内露点均为-55℃～-40℃。
进一步地，所述加热温度为1235℃～1285℃，并保温180min以上；所述精轧的终轧温度≥900℃，所述卷取温度为520℃～700℃。
进一步地，所述酸洗速度为70m/min～120m/min，所述冷轧压下率为50％～65％。
进一步地，所述加热段为以8℃/s～16℃/s速率加热至790℃～840℃；所述均热段为790℃～840℃下保温2min～5min；所述缓冷段为以4℃/s～10℃/s速率缓冷至650℃～720℃所述快冷段为在50％高氢冷却条件下以20℃/s～50℃/s的冷却速率快速冷却至镀锌温度450℃～460℃。
进一步地，所述光整延伸率为0.1％～0.4％。
本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：
本发明提供的一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢，严格抑制钢板在加热过程中表面脱碳，成品板材基体与镀层之间无明显脱碳层，确保了固溶于铁素体中碳含量达到20ppm以上，从而获得了良好的烘烤硬化性能，最终本发明制备得到的冷轧热镀锌双相钢的烘烤硬化性能≥80MPa。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。
图1为本发明实施例1制备得到的烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢的金相组织图；
图2为本发明实施例1制备得到的烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢的烘烤硬化曲线图，其中(A)图为烘烤硬化前曲线图，(B)为烘烤硬化后的曲线图。
具体实施方式
下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。
在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。
除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买获得或者可通过现有方法获得。
本申请实施例的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：
根据本发明一种典型的实施方式，提供一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢，所述钢的化学成分以质量分数计为：C：0.08％～0.12％，Si：0.1％～0.4％，Mn：1.8％～2.6％，Cr：0.2％～0.7％，Mo：0.1％～0.4％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，Ti：0.01％～0.04％，Al：0.1％～0.4％，余量为铁和其他不可避免杂质；所述钢的金相组织为：铁素体、马氏体和贝氏体，其中所述铁素体中碳含量达到20ppm以上。
C：0.08％～0.12％，C元素是热镀锌复相钢中最重要的固溶强化元素及提高奥氏体淬透性元素，为了在冷却过程中获得足够的马氏体量以保证强度，同时避免C含量过高恶化焊接性能，C含量需控制0.08％～0.12％。
Si：0.1％～0.4％，Si元素也是重要的固溶强化元素，同时Si可以有效促进C元素向奥氏体富集，提高奥氏体淬透性同时，净化铁素体相，改善延伸率，但Si的缺点在于其过高的含量(＞0.4％)会对镀锌过程中的可镀性产生非常恶化的影响，因此Si含量需控制在0.1％～0.4％。
Mn：1.8％～2.6％，Mn元素也是固溶强化、稳定奥氏体的重要元素，对强化具有重要作用，但Mn含量过高容易引起组织偏析，易导致成形开裂，恶化钢的综合性能，同时还会在退火过程中向表面富集，因此Mn含量不宜过高，需控制在1.8％～2.6％。
Cr：0.2％～0.7％，Cr元素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，添加一定含量的Cr来获得强度保证了合金制造成本足够低；但同时Cr元素为铁素体区扩大元素，Cr元素过多会导致两相区缩小，还会阻碍贝氏体转变，因此限制Cr的添加以保证一定量贝氏体的获得，因此Cr含量需控制0.2％～0.7％。
Mo：0.1％～0.4％，Mo元素可提高钢的淬透性，是较Mn和Cr更为强烈的淬透性元素，然而，当Mo含量超过0.4％时会恶化钢的塑性，同时带来合金成本的急剧增加，因此本发明将Mo含量限定在0.1％～0.4％。
P：≤0.01％，P元素可抑制碳化物的形成，因此认为含极少量的P元素是有利的，但在晶界偏聚将会导致晶界强度下降从而恶化材料机械性能，且为碳当量贡献的显著影响元素，本发明P元素含量控制在0.010％以下。
S：≤0.006％，S元素作为有害元素，主要防止与Mn结合产生MnS从而恶化材料性能，且为碳当量贡献显著影响元素，本发明S元素含量控制在0.006％以下。
Ti：0.01％～0.04％，Ti元素作为微合金元素，可以与C结合生成纳米析出相，起到细化晶粒及析出强化的作用，对改善组织形态、提高屈服强度有着显著的作用，但含量过高又会对延伸率造成不利影响，因此其含量需控制在0.01％～0.04％。
Al：0.1％～0.4％，Al：Al作为炼钢主要的脱氧剂，其热力学作用与Si类似，可以抑制碳化物形成，间接稳定奥氏体，本发明的铝含量需控制在Al：0.1％～0.4％。
所述铁素体中碳含量达到20ppm以上，获得了良好的烘烤硬化性能
作为一种可选的实施方式，所述钢基体的金相组织以体积分数计为：44％～65％铁素体、25％～55％马氏体，余量为贝氏体。该范围内的马氏体可以提高抗拉强度。
作为一种可选的实施方式，所述铁素体的晶粒尺寸为2μm～6μm，所述马氏体的晶粒尺寸为1μm～4μm，所述贝氏体的晶粒尺寸0.5～2mm。有利于提高热镀锌双相钢的综合力学性能和表面质量。
作为一种可选的实施方式，所述Cr、Mo质量分数满足：Cr+Mo＞0.5％；本发明添加了Cr、Mo合金元素，且Cr、Mo的质量分数满足：Cr+Mo＞0.5％，从而确保了镀锌之后仍可获得足够的马氏体保障抗拉强度。若Cr+Mo＜0.5％会导致抗拉强度不足。
作为一种可选的实施方式，所述Al、Si质量分数满足：0.2％＜Al+Si＜0.5％。现有的冷轧热镀锌复相钢中普遍存在由于合金元素的添加导致退火过程中选择性氧化，最终造成漏镀等表面缺陷问题。本申请人发现当0.2％＜Al+Si＜0.5％可以解决表面缺陷问题，兼顾镀锌时钢板表面可镀性及改善材料性能。若Al+Si＞0.5％，钢表面出现漏镀现象；若Al+Si＜0.2％，不利于改善材料性能。
本发明还提供了所述烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢的制备方法，所述制备方法包括：
采用所述的烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢的化学成分经转炉冶炼后连铸，获得连铸板坯；
将所述连铸板坯进行加热，后进行粗轧、精轧，冷却后卷取，获得热轧成品；
将所述热轧成品进行酸洗和冷轧，获得冷硬带钢；
将所述冷硬带钢退火，后热镀锌和光整，获得所述烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢；其中所述退火包括加热段、均热段、缓冷段和快冷段，所述加热段和均热段炉内露点均为-55℃～-40℃。
所述加热段和均热段炉内露点均为-55℃～-40℃的原因在于：通过控制热镀锌过程加热段和均热段气氛，实现露点的精准控制，从而严格抑制钢板在加热过程中表面脱碳，成品板材基体与镀层之间无明显脱碳层，确保了固溶于铁素体中碳含量达到20ppm以上，获得了良好的烘烤硬化性能，最终本发明制备得到的冷轧热镀锌双相钢的烘烤硬化性能≥80MPa。若加热段和均热段炉内露点大于-40℃，铁素体中碳含量在20ppm以下，烘烤硬化值BH2过小；若加热段和均热段炉内露点小于-55℃，会出现表面漏镀现象。
作为一种可选的实施方式，所述加热温度为1235℃～1285℃，并保温180min以上；所述精轧的终轧温度≥900℃，所述卷取温度为520℃～700℃。所述终轧温度≥900℃的原因：终轧温度过低，热轧板变形抗力增大，容易出现边部开裂等问题。
作为一种可选的实施方式，所述酸洗速度为70m/min～120m/min，所述冷轧压下率为50％～65％。若累计压下率小于50％，容易出现晶粒不均匀；若累计压下率高于65％，钢板变形抗力过大，会增加轧机负荷且容易出现开裂。
作为一种可选的实施方式，所述加热段为以8℃/s～16℃/s速率加热至790℃～840℃；所述均热段为790℃～840℃下保温2min～5min；所述缓冷段为以4℃/s～10℃/s速率缓冷至650℃～720℃所述快冷段为在50％高氢冷却条件下以20℃/s～50℃/s的冷却速率快速冷却至镀锌温度450℃～460℃。
所述加热段：取所述速率、温度的原因为使得冷轧后铁素体充分再结晶，同时在此加热至所需温度范围，获得理想的组织比例，其值过大或过小均不利于获得理想的力学性能。所述均热段：取所述均热温度、均热时间的原因为确保在此均热温度范围内完成充分再结晶，该值过大或过小均不利于合格的成品强度的获得。
所述快冷段：取所述速率、温度的原因为规定冷却速率条件下能获得足够的马氏体含量获得最终要求的强度，而温度的设定主要是考虑入锌锅温度。
作为一种可选的实施方式，所述光整延伸率为0.1％～0.8％，有利于获得良好的表面质量同时调整屈服强度获得合适的屈强比性能。
下面将结合实施例、对比例及实验数据对本申请的一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢及其制备方法进行详细说明。
S1、将钢水经过转炉冶炼，采用连铸方式获得连铸坯；实际化学成分如表1所示；
表1-烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢化学成分(wt％)
组别 C Si Mn P S Cr Mo Alt Ti
实施例1 0.10 0.18 2.59 0.008 0.002 0.69 0.2 0.10 0.010
实施例2 0.978 0.27 1.95 0.009 0.002 0.58 0.1 0.19 0.012
实施例3 0.978 0.27 1.95 0.009 0.002 0.58 0.1 0.19 0.012
对比例1 0.92 0.38 2.20 0.008 0.003 0.48 0.2 0.29 0.025
对比例2 0.93 0.12 2.20 0.008 0.003 0.28 0.12 0.19 0.035
对比例3 0.11 0.35 1.92 0.007 0.001 0.50 0.2 0.11 0.022
对比例4 0.11 0.35 1.92 0.007 0.001 0.50 0.2 0.11 0.022
S2、将上述连铸坯经过热轧获得热轧板，连铸坯加热至1235℃～1285℃，保温，终轧温度≥900℃，卷取温度520℃～700℃，具体如表2所示；
S3、将所述热轧板进一步经冷轧得到冷硬带钢，冷轧变形量50％～65％，具体如表2所示。
表2烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢热轧工艺及产品厚度
实施例 加热温度 终轧温度 卷取温度 热轧厚度 冷轧厚度
实施例1 1252℃ 904℃ 635℃ 3.0mm 1.5mm
实施例2 1242℃ 900℃ 699℃ 3.0mm 1.4mm
实施例3 1242℃ 900℃ 699℃ 3.0mm 1.4mm
对比例1 1280℃ 920℃ 521℃ 2.5mm 1.2mm
对比例2 1262℃ 914℃ 567℃ 2.5mm 1.1mm
对比例3 1230℃ 889℃ 585℃ 2.4mm 0.9mm
对比例4 1230℃ 889℃ 585℃ 2.4mm 0.9mm
S4、将上述冷硬带钢进行连续退火工艺处理、后热镀锌和光整，得到成品。连退退火工艺见表3。
表3-烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢连续退火工艺
Figure BDA0002582061970000071
对各组别的成品取样进行力学性能及固溶碳含量测试，结果见表4。
表4烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢力学性能
组别 Rm/MPa Rp0.2/MPa A80/％ BH2 铁素体固溶碳 表面质量
实施例1 1042 675 12.5 87 28ppm 良好
实施例2 1028 684 13 81 26ppm 良好
实施例3 1011 666 12 82 22 良好
对比例1 1045 665 12.5 85 24ppm 漏镀
对比例2 832 558 13 94 25ppm 良好
对比例3 1022 702 12 28 14ppm 良好
对比例4 999 682 12 82 22 漏镀
由表4数据可知：
烘烤硬化值BH2，是试样经过2.0％的预变形及规定后屈服强度和增加来测定。实验方法参照GB 228.1标准进行。
对比例1中，Al+Si＞0.5％，钢表面出现漏镀现象；
对比例2中，Cr+Mo＜0.5％，抗拉强度值有832MPa，屈服强度只有558MPa；
对比例3中，加热段和均热段炉内露点大于-40℃，铁素体中碳含量只有14ppm烘烤硬化值BH2只有28；
对比例4中，加热段和均热段炉内露点小于-55℃，会出现表面漏镀现象；
实施例1-3中在冷轧热镀锌双相钢，通过控制热镀锌过程加热段和均热段气氛，实现露点的精准控制，从而严格抑制钢板在加热过程中表面脱碳，成品板材基体与镀层之间无明显脱碳层，确保了固溶于铁素体中碳含量达到20ppm以上，抗拉强度大于1000MPa，烘烤硬化性能≥80MPa，表面质量良好。
附图1-2的详细说明：
图1为本发明实施例1制备得到的烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢的金相组织图；表明金相组织包含铁素体、马氏体及少量贝氏体。图2为实施例1烘烤硬化曲线，烘烤前Rt2.0：955MPa，烘烤后Rp0.2：1042，BH：87MPa，表明实施例1烘烤硬化值有所提高。
本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少还具有如下技术效果或优点：
(1)本发明实施例中，在化学组分上，添加了Cr、Mo合金元素，且Cr、Mo的质量分数满足：Cr+Mo＞0.5％，从而确保了镀锌之后仍可获得足够的马氏体保障抗拉强度；
(2)本发明实施例中，本申请人发现当0.2％＜Al+Si＜0.5％可以解决表面缺陷问题，兼顾镀锌时钢板表面可镀性及改善材料性能。
最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。
尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。

Claims (6)

1.一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢，其特征在于，所述热镀锌双相钢的化学成分以质量分数计为：C：0.08%～0.12%，Si：0.1%～0.4%，Mn：1.8%～2.6%，Cr：0.2%～0.7%，Mo：0.1%～0.4%，P：≤0.010%，S：≤0.006%，Ti：0.01%～0.04%，Al：0.1%～0.4%，余量为铁和其他不可避免杂质；所述Cr、Mo质量分数满足：Cr+Mo＞0.5%；所述Al、Si质量分数满足：0.2%＜Al+Si＜0.5%；所述钢的金相组织以体积分数计为：44%～65%铁素体、25%～55%马氏体，余量为贝氏体，其中所述铁素体中碳含量达到20ppm以上，所述铁素体的晶粒尺寸为2
Figure DEST_PATH_IMAGE002
m～6
Figure 255779DEST_PATH_IMAGE002
m，所述马氏体的晶粒尺寸为1
Figure 110603DEST_PATH_IMAGE002
m～4
Figure 890340DEST_PATH_IMAGE002
m，所述贝氏体的晶粒尺寸0.5～2mm，所述热镀锌双相钢的烘烤硬化值BH2≥80MPa。
2.一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括：
采用权利要求1所述的烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢的化学成分经转炉冶炼后连铸，获得连铸板坯；
将所述连铸板坯进行加热，后进行粗轧、精轧，冷却后卷取，获得热轧成品；
将所述热轧成品进行酸洗和冷轧，获得冷硬带钢；
将所述冷硬带钢退火，后热镀锌和光整，获得所述烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢；其中所述退火包括加热段、均热段、缓冷段和快冷段，所述加热段和均热段炉内露点均为-55℃～-40℃。
3.根据权利要求2所述的一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，所述加热温度为1235℃～1285℃，并保温180min以上；所述精轧的终轧温度≥900℃，所述卷取温度为520℃～700℃。
4.根据权利要求2所述的一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，所述酸洗速度为70m/min～120m/min，所述冷轧压下率为50%～65%。
5.根据权利要求2所述的一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，所述加热段为以8℃/s～16℃/s速率加热至790℃～840℃；所述均热段为790℃～840℃下保温2min～5min；所述缓冷段为以4℃/s～10℃/s速率缓冷至650℃～720℃； 所述快冷段为在50%高氢冷却条件下以20℃/s～50℃/s的冷却速率快速冷却至镀锌温度450℃～460℃。
6.根据权利要求2所述的一种烘烤硬化性能良好的热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，所述光整延伸率为0.1%～0.4%。
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