CN111996467B - 一种980MPa级镀锌高强钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种980MPa级镀锌高强钢，化学成分质量分数为：C：0.16％～0.20％，Si：0.8％～1.5％，Mn：1.8％～2.5％，Al：0.1％～0.7％，Nb：0.015％～0.03％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，其余为Fe和不可避免的杂质，所述钢的金相组织为：硬质马氏体贝氏体相基体，残余奥氏体和铁素体。本发明还公开了制备方法：冶炼、热轧、冷轧、连续退火、电镀锌和平整；采用连续退火和热镀锌获得硬质马氏体贝氏体相基体，残余奥氏体和铁素体，该组织中硬质相基体提供强度，残余奥氏体和铁素体提供钢的延性，而均匀的组织构成提供高屈服强度，使其具备高屈服强度和高延伸率。

Description

一种980MPa级镀锌高强钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及钢材制备技术领域，特别涉及一种980MPa级镀锌高强钢及其制备方法。
背景技术
随着汽车向节能、环保、安全、舒适方向发展，车身在轻量化方向发展的同时，对耐蚀性能和抗冲撞性能的要求也越来越高。加上来自铝、镁、塑料等材料的竞争压力，迫使汽车用钢板向经过涂镀处理的高强化方向发展。随着涂镀超高强钢板用途的不断扩大，对成形性要求也越来越高，如高延伸率、高屈服、弯曲性、扩孔性等等。
目前以铁素体马氏体为主的双相钢应用最为广泛，但是这类钢具有极低的屈服强度，在确保980MPa级抗拉强度下，屈服强度很难达到750MPa以上，难以到达使用状态的高刚度。虽然通过平整预屈服提高屈服强度，但其本质组织结构未变，在后续成形过程中材料容易开裂。采用引入二次硬质相或析出物虽然可以提高屈服强度，但同时要损失一定的延伸率，难以使超高强度钢同时具有高屈服强度和高延伸率。
因此，如何制备一种980MPa级镀锌高强钢，使其具备超高强度钢同时具有高屈服强度和高延伸率，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980MPa级镀锌高强钢及其制备方法，具备超高强度钢同时具有高屈服强度和高延伸率，抗拉强度大于980MPa，屈服强度大于750MPa，A50延伸率大于20%。
为了实现上述目的，本发明提供一种980MPa级镀锌高强钢，所述钢的化学成分以质量分数计为：C：0.16%～0.20%，Si：0.8%～1.5%，Mn：1.8%～2.5%，Al：0.1%～0.7%，Nb：0.015%～0.03%，P≤0.01%，S≤0.01%，N≤0.004%，其余为Fe 和不可避免的杂质。
进一步地，所述钢的金相组织以体积分数计为：50%～65%的硬质马氏体贝氏体相基体，8%～15%的残余奥氏体和30%～40%的铁素体。
进一步地，所述硬质马氏体贝氏体相基体是指贝氏体和马氏体组合，所述硬质马氏体贝氏体相基体的晶粒尺寸为0.5μm～2μm，所述铁素体的晶粒尺寸为2μm～3.5μm，所述残余奥氏体的晶粒尺寸为0.5μm～1μm。
本发明还提供了所述980MPa级镀锌高强钢的制备方法，所述制备方法包括：
采用所述的980MPa级镀锌高强钢的化学成分的钢水冶炼，获得连铸板坯；
将所述连铸板坯经加热、粗轧和精轧，获得热轧板；
将所述热轧板冷却后卷取，获得热轧卷；
将所述热轧卷进行冷轧，获得冷硬卷；
将所述冷硬卷进行连续退火，获得退火带钢；所述连续退火包括预热段、氧化段、加热段、均热段、缓冷段和快冷段；所述预热段为由室温以8℃/s~12℃/s的速率加热至210℃～230℃，所述氧化段为由210℃～230℃以3℃/s～8℃/s的速率加热至640℃～660℃，所述加热段为由640℃～660℃以1℃/s～3℃/s的速率加热至850℃～990℃，所述均热段保持850℃～990℃并保温60s～150s，所述缓冷段为由850℃～990℃以2℃/s～6℃/s的速率冷却至760℃～840℃，所述快冷段为由760℃～840℃以20℃/s～40℃/s的速率冷却至250℃～350℃等温保持60s～120s；
将所述退火带钢进行热镀锌，所述热镀锌温度450℃～460℃，镀锌结束后冷却至420℃～430℃，后由420℃～430℃以6℃/s~9℃/s速率冷却至250℃～300℃，获得热镀锌带钢；
将所述热镀锌带钢进行平整，获得980MPa级镀锌高强钢。
进一步地，所述冶炼时，转炉终点目标温度为1650℃～1670℃。
进一步地，所述冶炼时，在出钢过程中加入渣料，出钢量达到1/5前加完所述渣料，所述渣料为每炉700kg～900 kg小粒白灰和100kg～300kg萤石；其中，出钢下渣量≤80mm，出钢时间≥4min。
进一步地，所述连铸板坯的加热温度为1220℃～1280℃，所述精轧的终轧温度为870℃～920℃。
进一步地，所述卷取温度为630℃～670℃。
进一步地，所述冷轧压下率控制在50%～60%。
进一步地，所述平整时，将平整延伸率控制在0.6%～1.0%。
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980MPa级镀锌高强钢及其制备方法，采用连续退火和热镀锌工艺，利用高温加热和低温快冷时效模式，获得硬质马氏体贝氏体相基体，残余奥氏体和铁素体，该组织中硬质相基体提供强度，残余奥氏体和铁素体提供了钢的延性，而均匀的组织构成提供高屈服强度，使其具备超高强度钢同时具有高屈服强度和高延伸率，抗拉强度大于980MPa，屈服强度大于750MPa，A50延伸率大于20%。
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制得的980MPa级镀锌高强钢的金相组织图；
图2为本发明实施例提供的980MPa级镀锌高强钢的制备方法的流程图。
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。
本发明实施例提供的技术方案为一种980MPa级镀锌高强钢，总体思路如下：
作为一种典型的实施方式，本发明实施例提供一种980MPa级镀锌高强钢，所述钢的化学成分以质量分数计为：C：0.16%～0.20%，Si：0.8%～1.5%，Mn：1.8%～2.5%，Al：0.1%～0.7%，Nb：0.015%～0.03%，P≤0.01%，S≤0.01%，N≤0.004%，其余为Fe 和不可避免的杂质。在本发明化学成分设计中控制原理如下：
C：0.16%～0.20%，C是最有效的固溶强化元素，是保证钢硬质相含量的最重要的元素，因此需要把C的重量百分含量控制在0.16～0.20%以内，过小不能保证硬质相含量，很难达到所需强度，过大会恶化焊接性。
Si：0.8%～1.5%，Si是抑制渗碳体析出的重要元素，因此需要把Si的重量百分含量控制在0.8%～1.5%，过小很难抑制渗碳体析出，导致产生少量的残余奥氏体，影响钢的延性，过大恶化翻边性。
Mn ：1.8%～2.5%，Mn是固溶强化元素同时稳定奥氏体重要元素，因此本发明将Mn的重量百分含量控制在1.8%～2.5%，过小很难保证钢的硬质相，很难达到高强度，过大恶化加工性和焊接性。
Al：0.1%～0.7%，Al也是抑制渗碳体析出的重要元素因此，与Si组合控制在1.5%左右，本发明将Al含量控制在0.1%～0.7%，过小很难抑制渗碳体析出，导致产生少量的残余奥氏体，影响钢的延性，过大恶化翻边性。
Nb：0.015%～0.03%，Nb可以有效细化晶粒提高钢组织均匀性，因此本发明将Nb含量控制在0.015%～0.03%，过小起不到晶粒细化作用，过大恶化延性。
P ：磷容易使钢的可塑性及韧性明显下降，因此含量要求尽可能低，需要控制P的重量百分含量控制在0.01%以下。
S：在钢中S是有害杂质元素，使钢产生热脆性，降低钢的延展性和韧性，在锻造和轧制时造成裂纹。因此控制S的重量百分含量在0.01%以下。
N≤0.004%，氮与碳一样，也是固溶元素。随着钢中N含量的增加，将导致其冲压加工性能变坏，同时，固溶N是造成镀锌板成品时效的主要原因，特别是对于平整后的应变时效作用，氮的影响尤其大，因此要求N尽量低。对本发明镀锡板来说，钢中的N含量应控制在0.004%以下。
由上述内容可知，本发明提供的一种980MPa级镀锌高强钢，为保证具有良好的冲压加工性能，同时满足耐蚀性的需求将Si和Al元素组合总含量限定在1.5%左右，有效抑制渗碳体析出，确保残余奥氏体含量，同时钢中Nb元素含量限定在0.015%～0.03%，通过细化细化，确保钢的组织均匀性，提高屈服强度和扩孔性。
所述钢的金相组织为硬质马氏体贝氏体相基体，残余奥氏体和铁素体，该组织中硬质相基体提供强度，残余奥氏体和铁素体提供了钢的延性，而均匀的组织构成提供高屈服强度。具备超高强度钢同时具有高屈服强度和高延伸率，抗拉强度大于980MPa，屈服强度大于750MPa，A50延伸率大于20%。
作为可选的实施方式，所述钢的金相组织以体积分数计为：50%～65%的硬质马氏体贝氏体相基体，8%～15%的残余奥氏体和30%～40%的铁素体。
实验发现内部微观组织为50%～65%的硬质马氏体贝氏体相基体，能够提供强度，8%～15%的残余奥氏体和30%～40%的铁素体提供了钢的延性，而均匀的组织构成提供高屈服强度。所述硬质马氏体贝氏体相基体若小于50%强度不足，若大于65%，使得残余奥氏体和铁素体不足，可能导致钢的延性较差。所述硬质马氏体贝氏体相基体是指贝氏体和马氏体硬相组合。
作为另一种典型的实施方式，本发明实施例还提供了所述980MPa级镀锌高强钢的制备方法，如图2所示，所述制备方法包括：
S1、采用所述的980MPa级镀锌高强钢的化学成分的钢水冶炼，获得连铸板坯；
S2、将所述连铸板坯经加热、粗轧和精轧，获得热轧板；
S3、将所述热轧板冷却后卷取，获得热轧卷；
S4、将所述热轧卷进行冷轧，获得冷硬卷；
S5、将所述冷硬卷进行连续退火，获得退火带钢；所述连续退火包括预热段、氧化段、加热段、均热段、缓冷段和快冷段；所述预热段为由室温以8℃/s~12℃/s的速率加热至210℃～230℃，所述氧化段为由210℃～230℃以3℃/s～8℃/s的速率加热至640℃～660℃，所述加热段为由640℃～660℃以1℃/s～3℃/s的速率加热至850℃～990℃，所述均热段保持850℃～990℃并保温60s～150s，所述缓冷段为由850℃～990℃以2℃/s～6℃/s的速率冷却至760℃～840℃，所述快冷段为由760℃～840℃以20℃/s～40℃/s的速率冷却至250℃～350℃等温保持60s～120s；
S6、将所述退火带钢进行热镀锌，所述热镀锌温度450℃～460℃，镀锌结束后冷却至420℃～430℃，后由420℃～430℃以6℃/s~9℃/s速率冷却至250℃～300℃，获得热镀锌带钢；
S7、将所述热镀锌带钢进行平整，获得980MPa级镀锌高强钢。
以下是主要工序的关键点：
（1）所述步骤S5包括所述连续退火包括预热段、氧化段、加热段、均热段、缓冷段和快冷段的原因为：
预热段：将所述冷硬卷首先加热至210℃～230℃实现预热获得带钢，其加热速度8℃/s～12℃/s；该过程中，冷变形的铁素体发生回复。
氧化段：将所述预加热钢带加热至640℃～660℃实现氧化获得带钢，其加热速度3℃/s～8℃/s；该过程中实现预氧化。
加热段：将所述经过预热的带钢进一步加热到850℃～900℃，其加热速度为1℃/s～3℃/s；该过程实现冷轧铁素体组织的再结晶，并且珠光体先转变为奥氏体并向铁素体长大。
均热段：将所述经过进一步加热后的带钢在850℃～900℃温度范围内保温60s～150s，该过程实现全或部分奥氏体化，获得更多的奥氏体量。
缓冷段：将所述经过保温后的带钢冷却至760℃～840℃，冷却速度约为2℃/s～6℃/s；该过程使得奥氏体部分转移为铁素体，C、Mn等元素向奥氏体中聚集。
快冷段：将经过冷却至760℃～840℃的带钢经吹气快冷却至时效温度250℃～350℃，温度范围内保温60s～120s，获得退火带钢；该过程中，得到一定比例的马氏体贝氏体和未转变奥氏体，通过保温使C、Mn等元素进一步向奥氏体中聚集。
（2）将所述退火带钢进行热镀锌包括热镀锌阶段和冷却阶段：
将所述退火带钢经过感应加热加热至镀锌温度450℃～460℃，镀锌结束后经历气刀吹刮冷却至 420℃～430℃；该过程中，通过快速感应加热尽量减少带钢在均衡段，炉鼻子和锌锅中的逗留时间，避免在高温下部分奥氏体分解。
经过气刀到顶辊之间的前端空冷配合后端风冷最后冷却至250℃～300℃，冷却速度为6℃/s~9℃/s；该过程中，部分奥氏体相转变为马氏体相。
采用连续退火和热镀锌工艺，利用高温加热和低温快冷时效模式，获得的钢的金相组织以体积分数计为：50%～65%的硬质马氏体贝氏体相基体，8%～15%的残余奥氏体和30%～40%的铁素体。该组织中硬质相基体提供强度，残余奥氏体和铁素体提供了钢的延性，而均匀的组织构成提供高屈服强度，使其具备超高强度钢同时具有高屈服强度和高延伸率，抗拉强度大于980MPa，屈服强度大于750MPa，A50延伸率大于20%。
作为可选的实施方式，所述冶炼时，转炉终点目标温度为1650℃～1670℃。
作为可选的实施方式，所述冶炼时，在出钢过程中加入渣料，出钢量达到1/5前加完所述渣料，所述渣料为每炉700kg～900 kg小粒白灰和100kg～300kg萤石；其中，出钢下渣量≤80mm，出钢时间≥4min，出钢下渣量≤80mm，出钢时间≥4min。作为可选的实施方式，所述连铸板坯的加热温度为1220℃～1280℃，所述精轧的终轧温度为870℃～920℃。所述卷取温度为630℃～670℃。
其中，采用高温终轧与高温卷取，使得热轧板的组织为尺寸粗大的多边形铁素体晶粒与发育充分的珠光体，该显微组织具有相对低的屈服强度。这使得在冷轧变形时轧制力减小，有利于进行冷轧工序。作为可选的实施方式，所述冷轧压下率控制在50%～60%。作为可选的实施方式，所述平整时，将平整延伸率控制在0.2%～0.5%。
下面将结合实施例、对比例及实验数据对本申请的一种980MPa级镀锌高强钢及其制备方法进行详细说明。
S1、实施例1-实施例5以及对比例1-6分别采用如表1所示的化学成分冶炼获得钢水，将所述钢水冶炼，获得连铸板坯；
表1-各实施例和对比例的化学成分质量分数
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S5、将所述冷硬卷进行连续退火，获得退火带钢；所述连续退火参数如表2所示；
S6、将所述退火带钢进行热镀锌，获得热镀锌带钢；所述热镀锌参数如表2所示；
S7、将所述热镀锌带钢进行平整，所述平整延伸率如表2所示，获得980MPa级镀锌高强钢。
表2
Figure 593289DEST_PATH_IMAGE003
Figure 979271DEST_PATH_IMAGE004
实施例1-5以及对比例1-6获得的镀锌高强钢的金相组织如表3所示，性能参数如表4所示。
表3
Figure 493429DEST_PATH_IMAGE005
表4
Figure DEST_PATH_IMAGE006
由表3-表4的数据可知：
对比例1中C元素达到0.15%，不在本发明的0.16%～0.20%范围内，其他成分含量和工艺参数均大体上同实施例1，不能确保一定含量的硬质相，导致相对低的强度。
对比例2中C元素达到0.21%，不在本发明的0.16%～0.20%范围内，其他成分含量和工艺参数均大体上同实施例1，不能确保一定含量的残余奥氏体相，导致相对低的延伸率。
对比例3中Nb元素达到0.01%，不在本发明的0.015%～0.03%范围内，其他成分含量和工艺参数均大体上同实施例1，不能起到晶粒细化作用，导致相对低的强度。
对比例4中Nb元素为0.04%，不在本发明的0.015%～0.03%范围内，其他成分含量和工艺参数均大体上同实施例1，过量的微合金析出恶化延伸率。
对比例5中连续退火中的加热段为3℃/s加热至800℃，快冷段为快冷至350℃保温60s，其他成分含量和工艺参数均大体上同实施例1，由于加热温度过低，在两相区不能保证一定含量的奥氏体含量，获得较少的硬质相，导致低的强度。
对比例6中连续退火中的加热段为5℃/s加热至850℃，快冷段为快冷至400℃保温200s，其他成分含量和工艺参数均大体上同实施例1，由于快冷温度太高很难保证一定含量的残余奥氏体，导致低的延伸率。
本发明实施例1-5最后制备得到的980MPa级镀锌高强钢，抗拉强度大于980MPa，屈服强度大于750MPa，A50延伸率大于20%。
附图1的具体说明：
图1为本发明实施例1制得的980MPa级镀锌高强钢的金相组织图；由图1可知，本发明的980MPa级镀锌高强钢的金相组织以体积分数计为：50%～65%的硬质马氏体贝氏体相
基体，8%～15%的残余奥氏体和30%～40%的铁素体。
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980MPa级镀锌高强钢，其特征在于，所述钢的化学成分以质量分数计为：C：0.16%～0.20%，Si：0.8%～1.5%，Mn：1.8%～2.5%，Al：0.1%～0.7%，Nb：0.015%～0.03%，P≤0.01%，S≤0.01%，N≤0.004%，其余为Fe 和不可避免的杂质，所述钢的金相组织以体积分数计为：50%～65%的硬质马氏体贝氏体相基体，8%～15%的残余奥氏体和30%～40%的铁素体，所述硬质马氏体贝氏体相基体是指马氏体和贝氏体组合，所述硬质马氏体贝氏体相基体的晶粒尺寸为0.5μm～2μm，所述铁素体的晶粒尺寸为2μm～3.5μm，所述残余奥氏体的晶粒尺寸为0.5μm～1μm，所述镀锌高强钢的抗拉强度大于980MPa，屈服强度大于750MPa，A50延伸率大于20%，所述980MPa级镀锌高强钢的制备方法包括：钢水冶炼，获得连铸板坯；
将所述连铸板坯经加热、粗轧和精轧，获得热轧板；
将所述热轧板冷却后卷取，获得热轧卷；
将所述热轧卷进行冷轧，获得冷硬卷；
将所述冷硬卷进行连续退火，获得退火带钢；所述连续退火包括预热段、氧化段、加热段、均热段、缓冷段和快冷段；所述预热段为由室温以8℃/s~12℃/s的速率加热至210℃～230℃，所述氧化段为由210℃～230℃以3℃/s～8℃/s的速率加热至640℃～660℃，所述加热段为由640℃～660℃以1℃/s～3℃/s的速率加热至850℃～990℃，所述均热段保持850℃～990℃并保温60s～150s，所述缓冷段为由850℃～990℃以2℃/s～6℃/s的速率冷却至760℃～840℃，所述快冷段为由760℃～840℃以20℃/s～40℃/s的速率冷却至250℃～350℃等温保持60s～120s；
将所述退火带钢进行热镀锌，所述热镀锌温度450℃～460℃，镀锌结束后冷却至420℃～430℃，后由420℃～430℃以6℃/s~9℃/s速率冷却至250℃～300℃，获得热镀锌带钢；
将所述热镀锌带钢进行平整，获得980MPa级镀锌高强钢，所述平整时，将平整延伸率控制在0.3%～0.5%。
2.根据权利要求1所述的一种980MPa级镀锌高强钢，其特征在于，所述冶炼时，转炉终点目标温度为1650℃～1670℃。
3.根据权利要求1所述的一种980MPa级镀锌高强钢，其特征在于，所述冶炼时，在出钢过程中加入渣料，出钢量达到1/5前加完所述渣料，所述渣料为每炉700kg～900 kg小粒白灰和100kg～300kg萤石；其中，出钢下渣量≤80mm，出钢时间≥4min。
4.根据权利要求1所述的一种980MPa级镀锌高强钢，其特征在于，所述连铸板坯的加热温度为1220℃～1280℃，所述精轧的终轧温度为870℃～920℃。
5.根据权利要求1所述的一种980MPa级镀锌高强钢，其特征在于，所述卷取温度为630℃～670℃。
6.根据权利要求1所述的一种980MPa级镀锌高强钢，其特征在于，所述冷轧压下率控制在50%～60%。
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