CN111945061A - 一种1180MPa冷轧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1180MPa冷轧热镀锌双相钢及其制备方法，所述1180MPa冷轧热镀锌双相钢包括钢基体、镀锌层、以及位于所述钢基体与镀锌层之间的镀镍层；所述钢基体的化学成分质量分数为：C：0.09％～0.15％，Si：0.1％～0.4％，Mn：1.9％～2.7％，P：≤0.01％，S：≤0.006％，其余为Fe及不可避免的杂质；所述镀镍层的厚度为50nm～100nm；本发明创新性地在钢基体与镀锌层之间引入一层厚度为50nm～100nm的镀镍层，对连续热浸镀适应性好，不存在漏镀等表面缺陷，获得了良好的涂覆性能，有利于改善车身的涂装质量以及提高汽车的耐蚀性能，且局部成形性能佳。

Description

一种1180MPa冷轧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1180MPa冷轧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。随着减重节能的趋势不断发展，未来双相钢的强度级别预计会上移，DP1180的需求将增加。
汽车轻量化对高性能的1180MPa级别高强钢提出迫切需求，除了超高的强度外，车身诸多结构件要求对涂覆性能也提出了较高的要求，特别是对连续热浸镀良好的适应性。然而现有的1180MPa由于不可避免的添加较多的合金元素，存在由于合金元素的添加导致退火过程中选择性氧化，对连续热浸镀适应性差，最终造成漏镀等表面缺陷，导致涂覆性能差。同时车身诸多结构件要求材料具有良好的扩孔、冷弯等局部成形性能，但现有技术中局部成形性能也不佳。
因此，如何制备一种涂覆性能好、局部成形性能佳的1180MPa冷轧热镀锌双相钢，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1180MPa冷轧热镀锌双相钢及其制备方法，涂覆性能好、局部成形性能佳。
为了实现上述目的，本发明提供一种1180MPa冷轧热镀锌双相钢，所述1180MPa冷轧热镀锌双相钢，包括钢基体、镀锌层、以及位于所述钢基体与镀锌层之间的镀镍层；
所述钢基体的化学成分质量分数为：C：0.09％～0.15％，Si：0.1％～0.4％，Mn：1.9％～2.7％，P：≤0.01％，S：≤0.006％，其余为Fe及不可避免的杂质；
所述镀镍层的厚度为50nm～100nm。
进一步地，所述钢基体的金相组织以体积分数计为：50％～70％马氏体和20％～45％铁素体组成的双相组织、5％～10％的贝氏体和纳米尺度析出相，所述纳米尺度析出相在任意1μm3内的个数小于5000个。
进一步地，所述铁素体的晶粒尺寸为3μm～6μm，所述马氏体的晶粒尺寸为1μm～4μm，所述纳米尺度析出相的尺寸小于6nm。
进一步地，所述钢基体的化学成分质量分数为：
C：0.09％～0.15％，Si：0.1％～0.4％，Mn：1.9％～2.7％，P：≤0.01％，S：≤0.006％；
以及以下(a)～(c)中的至少2种：
(a)Cr：0.3％～0.8％，Mo：0.1％～0.3％，B：0.0001％～0.005％中至少两种，同时含有Ti、Nb、V中的一种或多种；
(b)Ti：0.01％～0.04％，Nb：0.01％～0.04％，V：0.01％～0.04％中的一种或多种，同时含有Mo、Cr、B中的一种或多种；
(c)Mo+Cr+B＞0.5％，0.015％＜Ti+Nb+V＜0.05％；
其余为Fe及不可避免的杂质。
本发明还提供了所述1180MPa冷轧热镀锌双相钢的制备方法，所述制备方法包括：
采用所述的1180MPa冷轧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；
将所述热轧成品酸洗后冷轧，获得冷硬带钢；
将所述冷硬带钢清洗后进行闪镀镍，获得镀镍钢板，所述镀镍层的厚度为50nm～100nm；
将所述镀镍钢板退火，后热镀锌和光整，获得所述1180MPa冷轧热镀锌双相钢。
进一步地，所述加热温度＞1230℃，并保温180min以上；所述加热后的出炉温度为1150℃～1230℃；所述粗轧出口温度为900℃～1020℃，所述精轧的终轧温度为880℃～950℃，所述层流冷却速率为10℃/s～20℃/s，所述卷取温度为520℃～600℃。
进一步地，所述冷轧压下率为40％～65％。
进一步地，所述闪镀镍时间为1s～2s，所述闪镀镍温度为40℃～80℃，所述闪镀镍时电流密度为30A/dm2～60A/dm2。
进一步地，所述将所述镀镍钢板退火，后热镀锌和光整，获得所述1180MPa冷轧热镀锌双相钢，包括：
将所述镀镍钢板退火，退火均热温度为780℃～860℃，保温时间2min～5min；后以4℃/s～10℃/s速率缓冷至650℃～720℃；后以30～50℃/s的冷却速率快速冷却至镀锌温度450℃～460℃，时效10s～20s后进行热镀锌，获得热镀锌钢板，其中，所述镀锌层厚度为5μm～30μm，所述镀锌炉箅子露点为-20～-55℃；
将所述热镀锌钢板经冷却至400℃～420℃，后自然冷却至室温，进行光整处理，获得所述1180MPa冷轧热镀锌双相钢。
进一步地，所述光整延伸率为0.1％～0.8％。
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1180MPa冷轧热镀锌双相钢，创新性地在钢基体与镀锌层之间引入一层厚度为50nm～100nm的镀镍层，对连续热浸镀适应性好，不存在漏镀等表面缺陷，获得了良好的涂覆性能，且局部成形性能佳，有利于改善车身的涂装质量以及提高汽车的耐蚀性能，进而不断扩大超高强钢板在汽车上的应用。
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1180MPa冷轧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1180MPa冷轧热镀锌双相钢的闪镀镍层表层形貌图。
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1180MPa冷轧热镀锌双相钢，包括钢基体、镀锌层、以及位于所述钢基体与镀锌层之间的镀镍层；
所述钢基体的化学成分质量分数为：C：0.09％～0.15％，Si：0.1％～0.4％，Mn：1.9％～2.7％，P：≤0.01％，S：≤0.006％，其余为Fe及不可避免的杂质；
所述镀镍层的厚度为50nm～100nm。
本申请通过优化组成元素、引入中间层-镀镍层进而形成以上化学成分的1180MPa冷轧热镀锌双相钢，是基于以下原理：
(1)在本发明化学成分设计中控制原理如下：
C：0.09％～0.15％，C元素是热镀锌双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C在热处理过程中与微合金Nb、Ti元素形成碳氮化物，细化晶粒及强化铁素体，但考虑需避免C含量过高恶化焊接性能，C含量需控制0.09-0.15％。
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：1.9％～2.7％，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1.9％～2.7％。
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。
(2)此外，本发明创新性地在钢基体与镀锌层之间引入一层厚度为50nm～100nm的镀镍层，在热镀锌退火之前进行，用以抑制退火过程中合金元素选择性氧化，最终获得良好的涂覆性能，对连续热浸镀适应性好，不存在漏镀等表面缺陷，且局部成形性能佳，有利于改善车身的涂装质量以及提高汽车的耐蚀性能，进而不断扩大超高强钢板在汽车上的应用。若所述镀镍层厚度小于50nm，不足以抑制基板合金元素往表层富集，进而引起一系列漏镀等缺陷；若所述镀镍层厚度大于100nm，将增加高额成本。
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：所述钢基体的金相组织以体积分数计为：50％～70％马氏体和20％～45％铁素体组成的双相组织、5％～10％的贝氏体和极少量纳米尺度析出相，所述纳米尺度析出相在任意1μm3内的个数小于5000个。所述铁素体的晶粒尺寸为3μm～6μm，所述马氏体的晶粒尺寸为1μm～4μm，所述纳米尺度析出相的尺寸小于6nm。
本发明进一步通过显微组织及纳米析出相的精准控制获得局部成形性能的进一步改良：本发明人发现马氏体分数50％以上才能获得1180MPa以上强度，同时铁素体的晶粒尺寸在3μm～6μm范围内，马氏体的晶粒尺寸在1μm～4μm范围内，才能具有规定的扩孔率及冷弯角度。同时，所述钢基体组织中还含有纳米尺度析出相，为尺寸小于6nm的(Ti、Nb)(C、N)，任意1μm3内的个数小于5000个。如果析出数量过多，将不利于获得良好的强塑性。所述1180MPa冷轧热镀锌双相钢，抗拉强度1180MPa以上，屈服强度820MPa以上，延伸率6％以上，扩孔率40％以上，三点弯曲角度＞70°。
作为一种可选的实施方式，所述钢基体的化学成分质量分数为：
C：0.09％～0.15％，Si：0.1％～0.4％，Mn：1.9％～2.7％，P：≤0.01％，S：≤0.006％；
以及以下(a)～(c)中的至少2种：
(a)Cr：0.3％～0.8％，Mo：0.1％～0.3％，B：0.0001％～0.005％中至少两种，同时含有Ti、Nb、V中的一种或多种；
(b)Ti：0.01％～0.04％，Nb：0.01％～0.04％，V：0.01％～0.04％中的一种或多种，同时含有Mo、Cr、B中的一种或多种；
(c)Mo+Cr+B＞0.5％，0.015％＜Ti+Nb+V＜0.05％；
其余为Fe及不可避免的杂质。
所述化学成分的控制原理如下：
Cr：0.3％～0.8％，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0.3-0.8％。
Mo：0.1％～0.3％，Mo元素能使钢的晶粒细化，能提高机械性能，还可以抑制合金钢由于猝火而引起的脆性。
B：0.0001％～0.005％，钢中加入微量的B就可改善钢的致密性和热轧性能，提高强度。
所述Cr+Mo+B＞2.5％的原因为：为确保镀锌之后仍可获得足够的马氏体，保障抗拉强度，Mo、Cr、B等淬透性提高元素含量需要进一步限定，本发明规定Cr+Mo+B＞2.5％。若小于2.5％，难以获得足够的马氏体，从而难以保障抗拉强度。
所述0.015％＜Ti+Nb+V＜0.05％的原因为：
所述Ti/Nb/V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，因此需要将Ti控制在0.01％～0.04％，Nb控制在0.01％～0.04％，V控制在0.01％～0.04％；总含量需控制在0.015％～0.05％，若总含量低于0.015％，难以起到效果；若总含量高于0.05％会对延伸率造成不利影响。
根据本发明另一种典型的实施方式，提供了所述1180MPa冷轧热镀锌双相钢的制备方法，所述制备方法包括：
采用所述的1180MPa冷轧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；
将所述热轧成品酸洗后冷轧，获得冷硬带钢；
将所述冷硬带钢清洗后进行闪镀镍，获得镀镍钢板，所述镀镍层的厚度为50nm～100nm；
将所述镀镍钢板退火，后热镀锌和光整，获得所述1180MPa冷轧热镀锌双相钢。
本发明制备得到的一种1180MPa冷轧热镀锌双相钢，创新性地在钢基体与镀锌层之间引入一层厚度为50nm～100nm的镀镍层，对连续热浸镀适应性好，不存在漏镀等表面缺陷，获得了良好的涂覆性能，且局部成形性能佳，抗拉强度1180MPa以上，屈服强度820MPa以上，延伸率6％以上，扩孔率40％以上，三点弯曲角度＞70°。
作为一种可选的实施方式，所述加热温度＞1230℃，并保温180min以上；所述加热后的出炉温度为1150℃～1230℃；所述粗轧出口温度为900℃～1020℃，所述精轧的终轧温度为880℃～950℃，所述冷却速率为10℃/s～20℃/s，所述卷取温度为520℃～600℃。所述粗轧出口温度选择900℃～1020℃的原因：若高于1020℃，易导致热轧晶粒尺寸粗大；若低于900℃，将增大热轧机负荷，并不利于控制终轧温度。所述终轧温度880℃～950℃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，另外则由于过低的轧制温度，不利于获得良好的组织性能。
作为一种可选的实施方式，所述冷轧压下率为40％～65％。若累计压下率小于40％，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，所述闪镀镍时间为1s～2s，所述闪镀镍温度为40℃～80℃，所述闪镀镍时电流密度为30A/dm2～60A/dm2。所述闪镀镍的条件这样设置的原因为获得最均匀致密的闪镀镍层。
作为一种可选的实施方式，所述将所述镀镍钢板退火，后热镀锌和光整，获得所述1180MPa冷轧热镀锌双相钢，包括：
将所述镀镍钢板退火，退火均热温度为780℃～860℃，保温时间2min～5min；后以4℃/s～10℃/s速率缓冷至650℃～720℃；后以30～50℃/s的冷却速率快速冷却至镀锌温度450℃～460℃，时效10s～20s后进行热镀锌，获得热镀锌钢板，其中，所述镀锌层厚度为5μm～30μm，所述镀锌炉箅子露点为-20～-55℃；
将所述热镀锌钢板经冷却至400℃～420℃，后自然冷却至室温，进行光整处理，获得所述1180MPa冷轧热镀锌双相钢。
所述退火均热温度为780℃～860℃，保温时间2min～5min的原因为：确保在此均热温度范围内完成充分再结晶，抑制合金元素的选择性氧化。
所述缓冷段：以4℃/s～10℃/s速率缓冷至650℃～720℃的原因为：进一步实现调节两相区铁素体和马氏体比例，过大和过小都会不利于控制合理的两相比例。
所述快冷段：以30～50℃/s的冷却速率快速冷却至镀锌温度450℃～460℃的原因为：30～50℃/s冷却速率主要是和钢中的合金元素、加热温度有关，冷却速率过慢可能得不到所需的马氏体含量，导致强度降低。而快冷出口温度450℃～460℃是为了获得合适的马氏体含量，同时保障入锌锅温度。
作为一种可选的实施方式，所述光整延伸率为0.1％～0.8％，有利于获得较好的表面质量，同时进一步调整屈服强度。
下面将结合实施例、对比例及实验数据对本申请的一种1180MPa冷轧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-各组别1180MPa级冷轧热镀锌双相钢钢基体化学成分(wt％)
Figure BDA0002582386320000071
Figure BDA0002582386320000081
S2、将上述连铸坯经过热轧获得热轧板，连铸坯加热在1230℃以上，并保温180min以上。加热后的出炉温度1150℃～1230℃；所述粗轧经6个道次，粗轧出口温度为900℃～1020℃，所述精轧的终轧温度为880℃～950℃，将所述热轧板进行层流冷却，然后卷取获得热轧成品；层流冷却速率为10℃/s～20℃/s，卷取温度为520℃～600℃，具体如表2所示。
S3、热轧板进一步经冷轧得到冷硬带钢，冷轧变形量40％～65％，具体如表2所示。
表2-1180MPa级冷轧热镀锌双相钢热轧工艺及产品厚度
组别 加热温度 终轧温度 卷取温度 热轧厚度 冷轧厚度
实施例1 1233℃ 894℃ 635℃ 3.0mm 1.5mm
实施例2 1243℃ 870℃ 659℃ 3.0mm 1.4mm
实施例3 1250℃ 920℃ 521℃ 2.5mm 1.2mm
实施例4 1250℃ 920℃ 521℃ 2.5mm 1.2mm
实施例5 1250℃ 920℃ 521℃ 2.5mm 1.2mm
实施例6 1250℃ 920℃ 521℃ 2.5mm 1.2mm
实施例7 1250℃ 920℃ 521℃ 2.5mm 1.2mm
对比例1 1250℃ 920℃ 521℃ 2.5mm 1.2mm
对比例2 1250℃ 920℃ 521℃ 2.5mm 1.2mm
对比例3 1232℃ 894℃ 567℃ 2.5mm 1.1mm
对比例4 1230℃ 889℃ 585℃ 2.4mm 0.9mm
对比例5 1232℃ 893℃ 585℃ 2.4mm 0.9mm
S3、将所述冷硬带钢清洗后进行闪镀镍，获得镀镍钢板，闪镀镍工艺参数见表3。
S4、将所述镀镍钢板退火，后热镀锌和光整，获得冷轧热镀锌双相钢，退火、热镀锌和光整参数见表3。
表3-1180MPa级冷轧热镀锌双相钢工艺
Figure BDA0002582386320000082
Figure BDA0002582386320000091
对各组别的成品取样进行力学性能及表面质量评价，结果见表4。
表4-各组别1180MPa冷轧热镀锌双相钢的力学性能及表面质量评价结果
Figure BDA0002582386320000092
由表4数据可知：
扩孔和冷弯均可以作为材料抗局部变形能力的评价方式，其中，
扩孔率是用来测量钢板在冲压期间的翻孔能力，扩孔率越高表明材料抗局部变形能力越好；
冷弯角用以检验钢材在常温下承受规定弯曲程度的弯曲变形能力，是考察钢材在复杂应力状态下发展塑性变形能力的一项指标。冷弯角越大说明其局部成形性能越好；
对比例1中，镀镍层厚度为20nm，小于本发明的50nm～100nm的范围，其余参数均同实施例5，力学性能合格，但镀镍层较薄，无法形成对合金元素选择性氧化的屏障作用，存在轻微漏镀缺陷；
对比例2中，镀镍层厚度为150nm，大于本发明的50nm～100nm的范围，，其余参数均同实施例5，力学性能合格，但镀镍层较厚，增加生产成本；
对比例3中，无镀镍层，其余参数均同实施例4，其力学性能虽然合格，但表面质量较差，漏镀严重；
对比例4中，Mo+Cr+B＜0.5％，力学性能无法满足要求，整体强度偏低；
对比例5中，Ti+Nb+V＞0.05％，添加微合金元素过多，一方面增加成本，另外强度也偏高，不利于获得合适的屈强比；
实施例5-7中主要为C、Si、Mn、P、S等元素，元素较简单，成本低，但无法获得所需力学性能要求的产品。
实施例1-4中在C、Si、Mn、P、S等元素的基础上了添加了一定量的Cr、Mo、B、Ti、Nb、V中的多种元素，综合力学性能优良，抗拉强度达到1180MPa要求。
实施例1-7的热镀锌双相钢成品薄板抗拉强度1180MPa以上，屈服强度820MPa以上，延伸率6％以上，扩孔率40％以上，三点弯曲角度＞70°。
附图1-2的详细说明：
图1为本发明实施例1制备得到的1180MPa冷轧热镀锌双相钢的金相组织图；由图1可知：50％～70％马氏体和20％～45％铁素体组成的双相组织、5％～10％的贝氏体。
图2为本发明实施例1制备得到的1180MPa冷轧热镀锌双相钢的闪镀镍层表层形貌图；由图2可知，本发明成功地在钢基体与镀锌层之间引入一层厚度为50nm～100nm的镀镍层，在热镀锌退火之前进行，用以抑制退火过程中合金元素选择性氧化，最终获得良好的涂覆性能。
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，通过显微组织及纳米析出相的精准控制获得局部成形性能的改良：本发明人发现马氏体分数50％以上才能获得1180MPa以上强度，同时铁素体的晶粒尺寸在3μm～6μm范围内，马氏体的晶粒尺寸在1μm～4μm范围内，才能具有规定的扩孔率及冷弯角度。同时，所述钢基体组织中还含有纳米尺度析出相，为尺寸小于6nm的(Ti、Nb)(C、N)，任意1μm3内的个数小于5000个，获得良好的强塑性。
(2)本发明加入Cr：0.3％～0.8％，Mo：0.1％～0.3％，B：0.0001％～0.005％中至少两种，且Cr+Mo+B＞2.5％，确保了镀锌之后仍可获得足够的马氏体，保障抗拉强度。
(3)本发明加入Ti：0.01％～0.04％，Nb：0.01％～0.04％，V：0.01％～0.04％中的一种或多种，且0.015％＜Ti+Nb+V＜0.05％对改善组织形态、提高屈服强度有着显著的作用
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 (10)

1.一种1180MPa冷轧热镀锌双相钢，其特征在于，所述1180MPa冷轧热镀锌双相钢包括钢基体、镀锌层、以及位于所述钢基体与镀锌层之间的镀镍层；
所述钢基体的化学成分质量分数为：C：0.09％～0.15％，Si：0.1％～0.4％，Mn：1.9％～2.7％，P：≤0.01％，S：≤0.006％，其余为Fe及不可避免的杂质；
所述镀镍层的厚度为50nm～100nm。
2.根据权利要求1所述的一种1180MPa冷轧热镀锌双相钢，其特征在于，所述钢基体的金相组织以体积分数计为：50％～70％马氏体和20％～45％铁素体组成的双相组织、5％～10％的贝氏体和纳米尺度析出相，所述纳米尺度析出相在任意1μm3内的个数小于5000个。
3.根据权利要求1所述的一种1180MPa冷轧热镀锌双相钢，其特征在于，所述铁素体的晶粒尺寸为3μm～6μm，所述马氏体的晶粒尺寸为1μm～4μm，所述纳米尺度析出相的尺寸小于6nm。
4.根据权利要求1或2所述的一种1180MPa冷轧热镀锌双相钢，其特征在于，所述钢基体的化学成分质量分数为：
C：0.09％～0.15％，Si：0.1％～0.4％，Mn：1.9％～2.7％，P：≤0.01％，S：≤0.006％；
以及以下(a)～(c)中的至少2种：
(a)Cr：0.3％～0.8％，Mo：0.1％～0.3％，B：0.0001％～0.005％中至少两种，同时含有Ti、Nb、V中的一种或多种；
(b)Ti：0.01％～0.04％，Nb：0.01％～0.04％，V：0.01％～0.04％中的一种或多种，同时含有Mo、Cr、B中的一种或多种；
(c)Mo+Cr+B＞0.5％，0.015％＜Ti+Nb+V＜0.05％；
其余为Fe及不可避免的杂质。
5.一种权利要求1-4任一所述的1180MPa冷轧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1-4任一所述的1180MPa冷轧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；
将所述热轧成品酸洗后冷轧，获得冷硬带钢；
将所述冷硬带钢清洗后进行闪镀镍，获得镀镍钢板，所述镀镍层的厚度为50nm～100nm；
将所述镀镍钢板退火，后热镀锌和光整，获得所述1180MPa冷轧热镀锌双相钢。
6.根据权利要求5所述的一种1180MPa冷轧热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，所述加热温度＞1230℃，并保温180min以上；所述加热后的出炉温度为1150℃～1230℃；所述粗轧出口温度为900℃～1020℃，所述精轧的终轧温度为880℃～950℃，所述冷却速率为10℃/s～20℃/s，所述卷取温度为520℃～600℃。
7.根据权利要求5所述的一种1180MPa冷轧热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，所述冷轧压下率为40％～65％。
8.根据权利要求5所述的一种1180MPa冷轧热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，所述闪镀镍时间为1s～2s，所述闪镀镍温度为40℃～80℃，所述闪镀镍时电流密度为30A/dm2～60A/dm2。
9.根据权利要求5所述的一种1180MPa冷轧热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，所述将所述镀镍钢板退火，后热镀锌和光整，获得所述1180MPa冷轧热镀锌双相钢，包括：
将所述镀镍钢板退火，退火均热温度为780℃～860℃，保温时间2min～5min；后以4℃/s～10℃/s速率缓冷至650℃～720℃；后以30～50℃/s的冷却速率快速冷却至镀锌温度450℃～460℃，时效10s～20s后进行热镀锌，获得热镀锌钢板，其中，所述镀锌层厚度为5μm～30μm，所述镀锌炉箅子露点为-20～-55℃；
将所述热镀锌钢板经冷却至400℃～420℃，后自然冷却至室温，进行光整处理，获得所述1180MPa冷轧热镀锌双相钢。
10.根据权利要求5所述的一种1180MPa冷轧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％～0.8％。
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