CN113061810A - 一种590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法 - Google Patents

一种590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法，采用C‑Si‑Mn‑Al‑Ti为基础合金体系，以较低的合金成本在传统双相钢铁素体加马氏体微观组织基础上，引入一定量稳定的残余奥氏体，通过变形过程中残余奥氏体产生的TRIP效应，以及对精轧、连退、镀锌工艺的优化，产品力学性能达到：屈服强度380‑390MPa，抗拉强度625‑640MPa，延伸率27‑29％，n值0.16‑0.18；镀锌表面色泽均匀无缺陷，抑制层连续致密，锌层附着力球冲达到1级，镀层与钢基弯曲实验合格，满足复杂零件成形需求及表面质量要求。

Description

一种590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法
技术领域
本发明涉及轧钢技术领域，具体涉及一种590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法。
背景技术
为了实现汽车轻量化节能减排，提高汽车安全性，先进高强钢在白车身中的应用与日俱增，其中双相钢由于良好的综合力学性能已经成为先进高强钢中应用量最大的钢种。然而，钢板强度提高，通常导致成形性下降，难以满足汽车设计复杂冲压结构件，且传统的DP钢在诸多高拉延性的零件上成形困难，难以满足汽车设计复杂冲压结构件，而采用TRIP钢则导致合金含量较高，焊接问题严重，延伸率富余造成浪费。因此开发具有TRIP效应的DP钢，获得高延展性DP钢具有较好的经济适用性。
目前，现有技术在传统双相钢DP590的基础上通过添加不同合金元素提高拉延性能，进行生产方法、加工方法或制造方法的阐明，例如公开号CN111172466A的专利；或者通过调控复杂的工艺参数优化双相钢DP590的组织，复杂的工艺参数设定仅限于实验室中试制，不适合工厂中的批量生产，例如公开号CN111549273A的专利。
发明内容
本发明的目的在于提供一种590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法。
本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：一种590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法，包括以下步骤：
1)对钢水进行冶炼，并采用高铝钢保护渣及连铸方式铸成连铸坯；连铸全程吹氩保护，避免钢水氧化；采用中碳覆盖剂避免钢水裸露，二冷水按照模型配水模式，选用高铝钢保护渣；连铸过程使用保护渣；
2)对连铸坯热轧，获得热轧板；热轧的加热温度为1220-1260℃，均热时间为50-110min，粗轧出口温度为1050-1080℃，终轧温度为860-900℃，卷取温度为550±20℃，卷取方式为U型卷取，热轧板的冷却方式为下线缓冷72h；
3)对热轧板酸轧，获得冷硬钢带；
4)对冷硬钢带退火，获得增强成型性双相钢；退火加热温度与均热温度均为770-790℃，炉区露点控制-45--30℃，缓冷出口温度为690-710℃，快冷段出口温度为450-470℃；
5)对增强成型性双相钢热镀锌，获得增强成型性热镀锌双相钢，之后光整、成品检验、包装、出厂。
进一步地，所述步骤1)中的保护渣成分按质量百分比含量的氧化物组分组成：CaO：30-50％，SiO2：10-20％，Al2O3：20-30％，MgO：3-10％，B2O3：4-10％，(Na2O+Li2O)：8-15％。
进一步地，所述步骤3)中的酸轧的变形量为60-80％，酸轧原料入口厚度为2.5-5.5mm，酸轧出口最终产品厚度为0.5-2.5mm。
进一步地，所述步骤5)中，热镀锌温度为455-460℃，锌液中Al含量控制在0.20-0.25％，Fe含量≤0.01％：热镀锌后经风冷至≤170℃，光整延伸率为0.3-0.5％。
进一步地，所述步骤5)得到的增强成型性热镀锌双相钢的化学成分按质量分数为：C:0.14-0.16％；Si:0.08-0.13％；Mn:1.7-1.9％；P:≤0.012％；S:≤0.065％；Al:0.7-0.9％；Ti:0.01-0.02％；N:≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质。
进一步地，所述步骤5)得到的增强成型性热镀锌双相钢的金相组织包含铁素体、马氏体。
进一步地，所述双相钢的金相组织还包含残余奥氏体。
进一步地，所述残余奥氏体含量为5-6％。
本发明公开的590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的各化学成分作用及含量控制范围原因如下：
C元素是双相钢中重要的固溶强化元素及奥氏体稳定化元素，为了在冷却过程中获得一定量稳定的残余奥氏体，并保证马氏体的占比，需合理控制C含量范围。本发明中C含量控制在0.14-0.16％。
Si元素能够溶解于铁素体起到固溶强化的作用，而且Si元素能够促进铁素体中C、Mn元素向奥氏体中富集，有效抑制残余奥氏体的分解，进而保证了残余奥氏体形变过程中通过发生TRIP效应提高双相钢的延伸率。但Si元素在退火时容易在带钢表面富集氧化形成SiO2氧化膜，很难被氢气还原，从而降低了镀锌浸润性，造成漏镀、针孔、镀层附着力不合等镀层缺陷，影响表面质量，同时Si元素对镀锌板的点焊性能也有不良影响，因此最大限度的降低Si元素对镀锌表面质量的影响，本发明中要求Si元素含量控制在0.08-0.13％。
Mn元素是一种固溶强化元素和良好的脱硫剂和脱氧剂，对提高双相钢的强度有利；同时Mn可向奥氏体富集而起稳定性，有利于提高双相钢的塑性。为得到以上效果，本发明要求Mn元素含量控制在1.7-1.9％。
Al元素是钢冶炼过程中常用的脱氧剂，同时起到细化晶粒、提高冲击韧性的作用。Al元素可以有效抑制残余奥氏体的分解，与Si元素有相似效果，同时采用Al代替部分Si，可有效提高镀锌表面质量和锌层附着力。但是Al元素过高会导致连铸过程中水口堵塞、夹杂物过多等问题。为了达到以上效果及预防Al过高产生的不良影响，本发明中要求Al元素含量控制在0.7-0.9％，并且在连铸生产中采用高铝保护渣。
Ti元素作为微合金元素，可与C、N相结合生产TiC、TiN纳米析出相，起到细化晶粒及析出强化的作用，但Ti含量过高会对延伸率造成不利影响，因此在本发明中要求Ti含量控制在0.01-0.02％。
P、S、N元素均为钢中的有害元素，P元素易在晶界偏聚而恶化钢板塑性，且增加冷脆性；S元素易与Mn结合形成粗大的MnS夹杂而恶化成形性能，且增加热脆性；N含量过低，生成TiN粒子数量少、尺寸大，无法起到改善钢的晶粒细化，但N含量过高，损害钢的韧性。因此需严格控制钢种P、S、N元素的含量。本发明中要求P、S、N元素的含量分别控制在：P:≤0.015％；S:≤0.007％；N:≤0.005％。
另外，本发明公开的590MPa级增强成型性热镀锌双相钢生产工艺控制范围原因如下：
连铸全程吹氩保护，避免钢水氧化；采用中碳覆盖剂避免钢水裸露，二冷水按照模型配水模式，选用高铝钢保护渣，避免连铸过程中水口堵塞、夹杂物过多等问题，保证铸坯表面质量。
将连铸坯加热控制在1220-1260℃，其原因是在此温度范围内实现奥氏体化，消除铸造缺陷，使组织均匀化，降低变形抗力，且防止因温度过高导致晶粒异常长大，同时保证所有合金元素均固溶，并保证后续精轧温度的控制。
将粗轧温度设定为1050-1080℃，精轧温度设定为860-900℃的目的是保证热轧板为组织均匀的奥氏体或铁素体，而且防止因精轧温度过高导致的粗大晶粒或因精轧温度过低出现混晶组织。
将卷曲温度设定为540-580℃的目的是通过控冷细化晶粒，提高形变储能，有利于后续通过再结晶获得细小均匀的组织。
将冷轧变形量控制在60-80％，其原因是综合考虑到轧机的轧制能力和形变储能的累积。
将退火加热温度与均热温度控制在均为770-790℃，其目的合理控制马氏体、残余奥氏体组织。保证再结晶充分发生；露点温度控制在-45℃至-30℃之间，抑制带钢外氧化，保证热镀锌表面质量；保温后以6-10℃/s的冷却速度缓慢冷却至690-710℃，部分奥氏体转变为铁素体，控制铁素体占比，而且剩余奥氏体中含碳量提高，使得奥氏体的淬透性升高；以15-20℃/s的冷却速度快冷至455-470℃，使得大部分奥氏体转变为马氏体，且存在一定占比的残余奥氏体。
将锌液中Al含量控制在0.20-0.25％，Fe％≤0.01％，其目的是抑制锌液中顶底渣形成，提高表面质量，同时保证锌液中的铝与钢基之间形成致密的抑制层，提高镀层附着力。热镀锌后经风冷至≤170℃，确保锌液完全凝固，随后自然冷却至室温。光整延伸率控制在0.3-0.5％，其目的是控制成品板形、表面粗糙度和屈服强度。
本发明具有以下有益效果：
1、本发明的590MPa级增强成型性热镀锌双相钢，与同级别传统热镀锌双相钢相比，通过减少Si含量，增加Al含量，以Al替代部分Si，可以减少氧化铁皮，提高镀锌表面质量和锌层附着力，实现镀锌表面色泽均匀无缺陷，抑制层连续致密，锌层附着力球冲达到1级，镀层与钢基弯曲实验合格。解决了传统双相钢成型困难，难以满足形状复杂的汽车零件的制造问题。
2、本发明一种590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法，通过采用C-Si-Mn-Al-Ti为基础合金体系，以较低的合金成本在传统双相钢铁素体加马氏体微观组织基础上，引入一定量稳定的残余奥氏体，通过变形过程中残余奥氏体产生的TRIP效应，以及对精轧、连退、镀锌工艺的优化，明显改善了双相钢的成型能力，延伸率可提高20-40％，相比传统双相钢具有更好的延伸率和加工硬化特性，满足复杂零件成形需求。
附图说明
图1为本发明实施例1中热镀锌双相钢的微观组织图；
图2为本发明实施例1中热镀锌双相钢抑制层形貌图
图3为本发明实施例1中热镀锌双相钢球冲后形貌。
具体实施方式
以下是本发明的具体实施例，对本发明的技术方案做进一步描述，但是本发明的保护范围并不限于这些实施例。凡是不背离本发明构思的改变或等同替代均包括在本发明的保护范围之内。
本发明实施例一种590MPa级增强成型性热镀锌双相钢及其生产方法，包括以下步骤：
1)对钢水进行冶炼，并采用高铝钢保护渣及连铸方式铸成连铸坯；其中连铸全程吹氩保护，避免钢水氧化；采用中碳覆盖剂避免钢水裸露，二冷水按照模型配水模式，选用高铝钢保护渣；连铸过程使用保护渣，保护渣成分按质量百分比含量的氧化物组分组成：CaO：30-50％，SiO2：10-20％，Al2O3：20-30％，MgO：3-10％，B2O3：4-10％，(Na2O+Li2O)：8-15％。
2)进行连铸坯热轧：加热温度为1220-1260℃，均热时间为50-110min，粗轧出口温度为1050-1080℃，终轧温度为860-900℃，卷取温度为550±20℃，卷取方式为U型卷取。所述热轧板的冷却方式为下线缓冷72h。
3)经酸洗后进行冷轧：酸轧的变形量为60-80％，酸轧原料入口厚度为2.5-5.5mm，酸轧出口最终产品厚度为0.5-2.5mm。
4)进行热镀锌：在确保进入退火炉前钢板表面清洁下，进行退火，控制加热温度与均热温度均为770-790℃，炉区露点控制-45--30℃，缓冷出口温度为690-710℃，快冷段出口温度为450-470℃所述镀锌工艺中，热镀锌温度为455-460℃，锌液中Al含量控制在0.20-0.25％，Fe％≤0.01％。
5)进行光整：热镀锌后经风冷至≤170℃，光整延伸率为0.3-0.5％。
表1实施例1-4的590MPa级增强成型性热镀锌双相钢化学成分(wt％)
实施例 C Si Mn P S AL Ti N
1 0.144 0.120 1.725 0.009 0.0050 0.702 0.013 0.002
2 0.143 0.082 1.802 0.011 0.0051 0.785 0.011 0.002
3 0.157 0.095 1.735 0.012 0.0052 0.805 0.015 0.003
4 0.160 0.125 1.805 0.012 0.0052 0.865 0.018 0.003
表2实施例1-4的590MPa级增强成型性热镀锌双相钢热轧工艺及产品厚度
Figure BDA0002979420790000051
表3实施例1-4的590MPa级增强成型性热镀锌双相钢热镀锌退火工艺参数
Figure BDA0002979420790000052
表4实施例1-4的590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的力学性能及残余奥氏体含量
Figure BDA0002979420790000053
从实施例显示表明，相比现有技术至少具有以下技术效果或优点：
本发明增强成型性热镀锌双相钢，以质量分数计包括C:0.14-0.16％；Si:0.08-0.13％；Mn:1.7-1.9％；P:≤0.012％；S:≤0.065％；Al:0.7-0.9％；Ti:0.01-0.02％；N:≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质。
1)本发明产品实物性能达到：屈服强度380-390MPa，抗拉强度625-640MPa，延伸率27-29％，n值0.16-0.18，具有增强成型性。
2)本发明以C-Si-Mn-Al-Ti为基础合金体系，合金成本低。同时通过减少Si含量，增加Al含量，以Al替代部分Si，可以减少氧化铁皮，提高镀锌表面质量和锌层附着力，实现镀锌表面色泽均匀无缺陷，抑制层连续致密，锌层附着力球冲达到1级，镀层与钢基弯曲实验合格。
3)通过对精轧、连退、镀锌工艺的优化引入占比5-6％的残余奥氏体，形变过程中产生TRIP效应提高延伸率，满足复杂零件成形需求及表面质量要求。
本发明不局限于上述实施方式，任何人应得知在本发明的启示下作出的结构变化，凡是与本发明具有相同或相近的技术方案，均落入本发明的保护范围之内。
本发明未详细描述的技术、形状、构造部分均为公知技术。

Claims (8)

1.一种590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法，其特征在于，包括以下步骤：
1)对钢水进行冶炼，并采用高铝钢保护渣及连铸方式铸成连铸坯；连铸全程吹氩保护，避免钢水氧化；采用中碳覆盖剂避免钢水裸露，二冷水按照模型配水模式，选用高铝钢保护渣；连铸过程使用保护渣；
2)对连铸坯热轧，获得热轧板；热轧的加热温度为1220-1260℃，均热时间为50-110min，粗轧出口温度为1050-1080℃，终轧温度为860-900℃，卷取温度为550±20℃，卷取方式为U型卷取，热轧板的冷却方式为下线缓冷72h；
3)对热轧板酸轧，获得冷硬钢带；
4)对冷硬钢带退火，获得增强成型性双相钢；退火加热温度与均热温度均为770-790℃，炉区露点控制-45--30℃，缓冷出口温度为690-710℃，快冷段出口温度为450-470℃；
5)对增强成型性双相钢热镀锌，获得增强成型性热镀锌双相钢，之后光整、成品检验、包装、出厂。
2.如权利要求1所述的590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法，其特征在于，所述步骤1)中的保护渣成分按质量百分比含量的氧化物组分组成：CaO：30-50％，SiO2：10-20％，Al2O3：20-30％，MgO：3-10％，B2O3：4-10％，(Na2O+Li2O)：8-15％。
3.如权利要求1所述的590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法，其特征在于，所述步骤3)中的酸轧的变形量为60-80％，酸轧原料入口厚度为2.5-5.5mm，酸轧出口最终产品厚度为0.5-2.5mm。
4.如权利要求1所述的590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法，其特征在于，所述步骤5)中，热镀锌温度为455-460℃，锌液中Al含量控制在0.20-0.25％，Fe含量≤0.01％：热镀锌后经风冷至≤170℃，光整延伸率为0.3-0.5％。
5.如权利要求1所述的590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法，其特征在于，所述步骤5)得到的增强成型性热镀锌双相钢的化学成分按质量分数为：C:0.14-0.16％；Si:0.08-0.13％；Mn:1.7-1.9％；P:≤0.012％；S:≤0.065％；Al:0.7-0.9％；Ti:0.01-0.02％；N:≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质。
6.如权利要求1所述的590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法，其特征在于，所述步骤5)得到的增强成型性热镀锌双相钢的金相组织包含铁素体、马氏体。
7.如权利要求6所述的590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法，其特征在于，所述双相钢的金相组织还包含残余奥氏体。
8.如权利要求7所述的590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法，其特征在于，所述残余奥氏体含量为5-6％。
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