CN113215485B - 一种780MPa级热基镀层双相钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种780MPa级热基镀层双相钢，属于汽车用先进高强钢制造技术领域，以质量分数计，所述双相钢的化学成分为：C：0.04％～0.08％，Si：0.5％～0.8％，Mn：1.4％～2.1％，Al：0.02％～0.50％，Nb：0.04％～0.07％，Ti：0.05％～0.14％，Cr：0～0.25％，Cu：0～0.01％，Ni：0～0.01％，B：0～0.001％，P：0～0.015％，S：0～0.001％，其余为Fe及不可避免的杂质。该双相钢具有强度级别高、成形性能好且耐蚀性优良的特性，特别适用于汽车构件的制造。本发明还提供了一种780MPa级热基镀层双相钢的制备方法。

Description

一种780MPa级热基镀层双相钢及其制备方法
技术领域
本发明属于汽车用先进高强钢制造技术领域，特别涉及一种780MPa级热基镀层双相钢及其制备方法。
背景技术
随着汽车车身轻量化和碰撞安全性要求的日益严苛，先进高强钢在汽车上的应用比例逐渐增加。目前，汽车前纵梁、顶盖横梁和A柱等普遍用590MPa～980MPa的冷轧DP钢、DH钢和QP钢制造，座椅横梁、滑轨和门槛梁等通常用780MPa～980MPa的冷轧DP钢、CP钢制造，前防撞梁、B柱等通常用1180MPa级冷轧DP钢或1500MPa以上热成形钢制造。对于控制臂、后轴扭力管等汽车底盘类零件，其对钢板的表面质量要求不甚严格，但对局部成形性能和疲劳性能等有较高要求，故通常用热轧双相钢或复相钢制造。其中，相比复相钢和铁素体马氏体型双相钢，铁素体贝氏体双相钢具有屈强比低、塑性好、翻边及扩孔性能优良的特点，兼具了全局成形性和局部成形性，得到了广泛应用。
目前，专利CN101643880B、CN101033522A、CN101603153A、CN102443735A和CN105925887B等公开了具有不同性能特点和工艺思路的热轧铁素体贝氏体双相钢，但其大多存在产品强度级别低或合金成本高等缺陷，最重要的是，这些产品均为无镀层的热轧裸板，耐蚀性低，生命周期短，在大气环境下使用会加快失效。因此，开发一种强度级别高、成形性能好且耐蚀性优良的热轧铁素体贝氏体双相钢变得极为迫切。
发明内容
为了解决现有铁素体贝氏体双相钢强度级别低、耐蚀性不足的技术问题，本发明提供了一种780MPa级热基镀层双相钢，该双相钢具有强度级别高、成形性能好且耐蚀性优良的特性，特别适用于汽车构件的制造。
本发明还提供了一种780MPa级热基镀层双相钢的制备方法。
本发明通过以下技术方案实现：
本申请提供一种780MPa级热基镀层双相钢，以质量分数计，所述双相钢的化学成分为：
C：0.04％～0.08％，Si：0.5％～0.8％，Mn：1.4％～2.1％，Al：0.02％～0.50％，Nb：0.04％～0.07％，Ti：0.05％～0.14％，Cr：0～0.25％，Cu：0～0.01％，Ni：0～0.01％，B：0～0.001％，P：0～0.015％，S：0～0.001％，其余为Fe及不可避免的杂质；
所述双相钢的金相组织以面积分数计包括：35％～55％的铁素体，40％～60％的贝氏体和0～5％的残余奥氏体。
可选的，所述铁素体的晶粒尺寸为2μm-8μm，所述贝氏体的晶粒尺寸为0.5μm-2μm，所述残余奥氏体的晶粒尺寸为0.2μm-1μm。
可选的，所述双相钢的厚度为1.8mm～3.5mm，其中，所述双相钢表面的镀层为纯锌镀层或锌铝镁镀层，所述镀层厚度为5μm～20μm。
基于同一发明构思，本申请还提供一种780MPa级热基镀层双相钢的制备方法，所述制备方法包括：
获得所述780MPa级热基镀层双相钢的板坯；
将所述板坯加热至1230℃～1270℃，保温120min～180min；
保温结束后的板坯进行热轧，获得热轧卷；
将所述热轧卷进行轧后冷却、卷取、酸洗和热镀锌/锌镁铝，获得所述780MPa级热基镀层双相钢；
其中，所述轧后冷却包括：
将所述热轧卷以≥30℃/s的冷却速率水冷至620℃～670℃，后空冷6s～10s；
空冷结束后以≥20℃/s的冷却速率水冷至460℃～500℃。
可选的，所述板坯厚度为220mm～250mm。
可选的，所述热轧的粗轧开轧温度为1130℃～1190℃，粗轧结束温度为1080℃～1140℃，精轧开轧温度为1030℃～1060℃，终轧温度为890℃～930℃。
可选的，所述卷取包括：
将经过轧后冷却的所述热轧卷进行卷取，所述卷取的温度为460℃～500℃，所述卷取结束后入缓冷坑冷却，平均冷却速率≤15℃/h。
可选的，所述酸洗包括：
将所述热轧卷开卷，酸洗去除表面氧化铁皮和红锈，控制破鳞延伸率为0.4％～0.8％，平整轧制力≤1000N。
可选的，所述热镀锌/锌镁铝包括：
将酸洗后的所述热轧卷预热至220℃～240℃，后以13℃/s～26℃/s的加热速率加热至600℃～660℃，均热时间35s～200s；
均热结束后进行冷却，冷却速率为5℃/s～15℃/s，冷却停止温度为430℃～470℃；
冷却至430℃～470℃后进行镀锌或镀锌铝镁。
可选的，所述热镀锌/锌镁铝中，镀液温度为430℃～470℃。
本发明中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：
1.本发明一种780MPa级热基镀层双相钢，对双相钢化学成分和金相组织进行改进和控制，化学成分添加了较多Si和Al，目的之一是在轧后空冷阶段的有限时间内促进铁素体生成，控制铁素体和贝氏体含量在合理范围内；另一目的是在退火镀锌过程中，抑制贝氏体分解和渗碳体形成，以获得较好的强塑性，采用Nb、Ti微合金化，一方面可在热轧过程中细化晶粒，另一方面可在退火镀锌过程中沉淀析出，强化铁素体，改善屈强比，以获得优良翻边、扩孔等局部成形性能。
2.本发明一种780MPa级热基镀层双相钢的制备方法，通过改进板坯的化学成分，结合采用分段冷却工艺，精确控制铁素体和贝氏体相比例，从而得到翻边、扩孔等局部成形性能优良的双相钢，通过优化酸洗工艺参数，获得良好的板形和表面质量，直接在热轧基板表面镀层，简化了工艺流程并降低了制造成本，由于所制备双相钢具有镀层，极大提高了热轧铁素体贝氏体双相钢的耐蚀性，延长了使用寿命。
上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术手段，而可依照说明书的内容予以实施，并且为了让本发明的上述和其它目的、特征和优点能够更明显易懂，以下特举本发明的具体实施方式。
附图说明
为了更清楚地说明本申请中的技术方案，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是本发明实施例4制备的780MPa级热基镀层双相钢的金相照片；
图2是本发明实施例4制备的780MPa级热基镀层双相钢的透射电镜照片；
图3是本发明一种780MPa级热基镀层双相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，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。
还需要说明的是，本发明中的术语“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。
需要说明的是，在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。
本申请提供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780MPa级热基镀层双相钢，以质量分数计，所述双相钢的化学成分为：
C：0.04％～0.08％，Si：0.5％～0.8％，Mn：1.4％～2.1％，Al：0.02％～0.50％，Nb：0.04％～0.07％，Ti：0.05％～0.14％，Cr：0～0.25％，Cu：0～0.01％，Ni：0～0.01％，B：0～0.001％，P：0～0.015％，S：0～0.001％，其余为Fe及不可避免的杂质；
所述双相钢的金相组织以面积分数计包括：35％～55％的铁素体，40％～60％的贝氏体和0～5％的残余奥氏体。
本发明中，对双相钢化学成分和金相组织进行改进和控制，化学成分添加了较多Si和Al，目的之一是在轧后空冷阶段的有限时间内促进铁素体生成，控制铁素体和贝氏体含量在合理范围内；另一目的是在退火镀锌过程中，抑制贝氏体分解和渗碳体形成，以获得较好的强塑性，采用Nb、Ti微合金化，一方面可在热轧过程中细化晶粒，另一方面可在退火镀锌过程中沉淀析出，强化铁素体，改善屈强比，以获得优良翻边、扩孔等局部成形性能。
具体的，本发明对于各个化学成分的控制原理如下：
[C：0.04％～0.08％]
C是钢中最基本的元素，也是最常用的强化元素。C是一种间隙固溶原子，可以显著提高基体组织的硬度和强度；C还可以稳定奥氏体，促进贝氏体等硬相组织形成。为了获得不低于780MPa的抗拉强度，C含量不得低于0.04％，同时为了兼顾焊接和成形性能，C含量上限不超过0.08％。
[Si：0.5％～0.8％]
Si是重要的铁素体形成元素，可在轧后冷却过程中促进铁素体相变，推迟珠状体形成。另外，在退火镀锌过程中，Si还能够抑制贝氏体分解和渗碳体形成，保证双相钢的抗拉强度和成形性。Si是较强的固溶强化元素，能够提高铁素体硬度和强度，降低铁素体贝氏体两相硬度差，对提升扩孔性能有利。为了达到以上效果，本发明中Si含量不低于0.5％。但是，Si含量过高会导致热轧板卷表面质量恶化，进而在一定程度上影响镀锌效果，故上限Si含量控制在0.8％。
[Mn：1.4％～2.1％]
Mn是提高淬透性的元素，能够推迟珠光体转变而促进贝氏体形成。Mn具有较强的固溶强化效果，是保证双相钢抗拉强度的重要元素，为了获得780MPa以上的抗拉强度，Mn含量不宜低于1.4％。但Mn含量超过2.1％时，不仅容易生成马氏体，还易导致Mn元素偏析，这都会导致扩孔性能下降，故设定双相钢中Mn含量上限为2.1％。
[Al：0.02％～0.50％]
与Si相似，Al也可以促进轧后空冷阶段铁素体形成，抑制退火镀锌过程碳化物析出。采用Al代替部分Si，还可以提高热轧板卷的表面质量，有利于提高镀层粘附性。同时，为了避免Al过量添加造成钢板强度降低，设定Al含量上限设在0.50％。
[Nb：0.04％～0.07％]
在热轧过程中，Nb具有抑制再结晶，细化原奥氏体晶粒的作用，进而可细化奥氏体相变后形成的铁素体和贝氏体，晶粒细化有利于提高双相钢强塑性。此外，在退火镀锌过程中，Nb的碳氮化物进一步沉淀析出强化铁素体基体，有利于缩小铁素体和贝氏体两相硬度差，提高扩孔性能。然而，Nb含量过高时，会导致合金成本显著增加。综上，本发明限定Nb含量为0.04％～0.07％。
[Ti：0.05％～0.14％]
Ti在板坯加热和轧制过程中，可以起到细化晶粒、调控组织均匀性的作用。另外，在卷取和退火镀锌过程中，Ti会以TiC的形式析出，提高铁素体基体强度。与Nb相比，Ti的成本较低，故本发明中可以添加较高含量的Ti来代替部分Nb。为了获得理想的力学性能而不显著增加成本，本发明控制Ti含量为0.05％～0.14％。
[Cr：0～0.25％]
Cr具有提高淬透性和固溶强化的作用，可以促进贝氏体相变并提高贝氏体强度。此外，Cr不易形成偏析，故可采用部分Cr代替Mn。但Cr含量过高时，合金成本增加，因此本发明将Cr含量限定在0～0.25％。
[Cu：0～0.01％，Ni：0～0.01％]
Cu和Ni具有提高耐蚀性的效果，但二者均属于较贵合金元素，从控制合金成本的角度出发，限定其含量在上述范围。
[B：0～0.001％]
B具有明显提高淬透性的效果，在较厚规格热轧基板成分设计时，可适当加入微量B提高钢板淬透性，以促进贝氏体组织生成，其添加量不超过0.001％。
[P：0～0.015％]
P易在晶界偏聚而恶化塑性和成形性，故P含量不能超过0.015％。
[S：0～0.001％]
S属于有害的杂质元素，易与Mn结合形成粗大的MnS夹杂，恶化钢板的扩孔、翻边等成形性能，故设定S含量上限为0.001％。
本发明780MPa级热基镀层双相钢以面积率计的微观组织中，铁素体占35％～55％，贝氏体占40％～60％，残余奥氏体占0～5％。
下面对本发明微观组织的限定范围进行说明：
[铁素体：35％～55％]
在铁素体贝氏体双相钢中，铁素体属于较软相，具有强度低、硬度小、易于变形的特点。在变形过程中，铁素体承担大部分应变，是保证钢板塑性和成形性的重要组成相，当铁素体比例小于35％时，双相钢的塑性变差，无法保证断后延伸率≥18％；当铁素体比例超过55％时，贝氏体比例偏低，难以保证双相钢780MPa以上的抗拉强度。
[贝氏体：40％～60％]
与铁素体相反，贝氏体是铁素体贝氏体双相钢中保证强度的硬相组织。贝氏体比例小于40％时，无法保证780MPa以上的抗拉强度，且由于比例较低，热轧获得的贝氏体会高度富碳，在随后的高温退火镀锌过程中极易分解出碳化物，将导致成品钢板的扩孔性能下降，贝氏体比例大于60％时，双相钢难以获得18％以上的断后延伸率。
[残余奥氏体：0～5％]
残余奥氏体是一种富碳富锰的亚稳相，在拉伸变形过程中会转变为马氏体，能够缓解应力集中，延迟颈缩，提高双相钢塑性。但是，残余奥氏体含量过高时，会提高边部裂纹敏感性，增加延迟开裂的风险。根据工艺参数的不同，本发明中残余奥氏体的面积率可为0、1％、2％、3％、4％和5％中的任意值，或是未列出但处于0～5％之间的任意值。
综上，本发明通过对化学成分及金相组织进行改进和控制，双相钢采用上述化学成分，并控制显微组织为上述类型，获得的双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，断后延伸率(A80)≥18％，扩孔率≥65％，具有优良的冲压性能和局部成形性能，非常适合连杆、扭力管和控制臂等底盘类零件的成形。
作为一种可选的实施方式，所述双相钢的厚度为1.8mm～3.5mm，其中，所述双相钢表面的镀层为纯锌镀层或锌铝镁镀层，所述镀层厚度为5μm～20μm。
本申请中，镀层厚度为5μm～20μm的好处在于可以在节约成本的前提下，满足汽车零件的防腐要求并提高服役寿命。在一般大气腐蚀条件下，纯锌镀层厚度小于7μm或锌铝镁镀层厚度小于5μm时，零件的防腐年限较短，在车辆使用周期内易锈蚀；纯锌镀层厚度大于20μm或锌铝镁镀层厚度大于17μm时，会造成防腐能力浪费且增加材料成本。
根据本发明另一种典型的实施方式，提供一种780MPa级热基镀层双相钢的制备方法，如图3所示，所述制备方法包括：
S1.获得所述780MPa级热基镀层双相钢的板坯；
S2.将所述板坯加热至1230℃～1270℃，保温120min～180min；
S3.保温结束后的板坯进行热轧，获得热轧卷；
S4.将所述热轧卷进行轧后冷却、卷取、酸洗和热镀锌/锌镁铝，获得所述780MPa级热基镀层双相钢；
其中，所述轧后冷却包括：
将所述热轧卷以≥30℃/s的冷却速率水冷至620℃～670℃，后空冷6s～10s；
空冷结束后以≥20℃/s的冷却速率水冷至460℃～500℃。
本发明中，通过改进板坯的化学成分，结合采用分段冷却工艺，精确控制铁素体和贝氏体相比例，从而得到翻边、扩孔等局部成形性能优良的双相钢，通过优化酸洗工艺参数，获得良好的板形和表面质量，直接在热轧基板表面镀层，简化了工艺流程并降低了制造成本，由于所制备双相钢具有镀层，极大提高了热轧铁素体贝氏体双相钢的耐蚀性，延长了使用寿命。
本发明中，板坯加热温度控制在1230℃～1270℃，这是由于双相钢成分设计时添加了较多Nb、Ti等微合金元素，当板坯加热温度低于1230℃时，微合金元素固溶不充分，并且热轧精轧阶段易进入奥氏体未再结晶区，导致热轧组织沿轧制方向呈明显带状，进而恶化扩孔性能；当加热温度过高时，晶粒容易长大粗化，导致最终钢板抗拉强度偏低，保温时间控制在120min～180min，这是由于板坯保温时间对钢材组织性能的影响与板坯加热温度类似，当板坯保温时间过短时，微合金元素固溶不充分、不均匀，当保温时间过长时，晶粒容易长大粗化，导致最终钢板抗拉强度偏低。
本发明中，轧后冷却第一段水冷速率≥30℃/s，目的是使热轧后的钢板快速进入铁素体转变区，水冷速率小于30℃/s时，热轧组织有长大倾向，第一段水冷终点温度为620℃～670℃，对于本发明双相钢的合金成分，620℃～670℃为铁素体形成的适宜温度区间，温度低于620℃时，相变易进入珠光体区，温度高于670℃时，铁素体形成较慢且比例较低，空冷时间为6s～10s，这是由于空冷是为了形成合理比例的铁素体，空冷时间小于6s时，铁素体比例不足；空冷时间超过10s时，铁素体比例将超过55％，第二段水冷速率≥20℃/s，目的是避开珠光体转变区，使相变快速进入贝氏体转变区。
作为一种可选的实施方式，所述板坯厚度为220mm～250mm。
本申请中，板坯厚度为220mm～250mm带来的好处是有利于调控轧制节奏和总压下率，小于220mm时，对于厚规格产品，轧制总压下率不足，且会降低生产效率；大于250mm时，板坯过厚，易造成钢板表层和心部组织性能上的差异。
作为一种可选的实施方式，所述热轧的粗轧开轧温度为1130℃～1190℃，粗轧结束温度为1080℃～1140℃，精轧开轧温度为1030℃～1060℃，终轧温度为890℃～930℃。
本申请中，粗轧开始温度为1130℃～1190℃，高于1190℃时，奥氏体晶粒粗大，低于1130℃时，轧制变形抗力增大，并且加大了精轧阶段温度控制难度；精轧开轧温度为1030℃～1060℃，高于1060℃时，终轧温度会随之升高，导致晶粒粗大，低于1030℃时，难以保证890℃以上的终轧温度；终轧温度为890℃～930℃，原因在于本发明双相钢含有0.04％～0.07％的Nb，Nb具有提高热轧过程再结晶温度区间、抑制再结晶的作用，当终轧温度低于890℃时，很容易进入未再结晶区，导致组织沿轧制方向拉长，不均匀的组织会导致双相钢性能各向异性；当终轧温度大于930℃时，热轧组织晶粒粗大，易导致双相钢抗拉强度不足。
作为一种可选的实施方式，所述卷取包括：
将经过轧后冷却的所述热轧卷进行卷取，所述卷取的温度为460℃～500℃，所述卷取结束后入缓冷坑冷却，平均冷却速率≤15℃/h。
本申请中，卷取温度为460℃～500℃，控制卷取温度是为了得到理想的贝氏体比例及强度，卷取温度大于500℃时，相变易进入珠光体区，将导致贝氏体比例降低，热轧板强度不足；卷取温度小于460℃时，贝氏体碳富集程度高，且易出现马氏体组织，导致相邻相之间硬度差增大，影响钢板的成形性能。
作为一种可选的实施方式，所述酸洗包括：
将所述热轧卷开卷，酸洗去除表面氧化铁皮和红锈，控制破鳞延伸率为0.4％～0.8％，平整轧制力≤1000N。
本申请中，破鳞机延伸率为0.4％～0.8％的好处是有利于获得良好的表面质量和板形，破鳞机延伸率低于0.4％时，无法有效消除钢板表面的鳞状氧化铁皮，影响后续的镀锌效果，破鳞机延伸率高于0.8％时，钢板容易出现浪形缺陷，由于本发明双相钢抗拉强度较高，控制平整机轧制力≤1000N主要是为了调控钢板的板形。
作为一种可选的实施方式，所述热镀锌/锌镁铝包括：
将酸洗后的所述热轧卷预热至220℃～240℃，后以13℃/s～26℃/s的加热速率加热至600℃～660℃，均热时间35s～200s；
均热结束后进行冷却，冷却速率为5℃/s～15℃/s，冷却停止温度为430℃～470℃；
冷却至430℃～470℃后进行镀锌或镀锌铝镁。
本申请中，预热温度为220℃～240℃的好处是有利于消除钢板内应力，降低急速加热开裂风险；冷却速率为5℃/s～15℃/s，低于5℃/s时，钢板在高温区停留时间较长，贝氏体组织进一步分解，影响抗拉强度，高于15℃/s时，不易控制冷却终点温度和带钢入锌锅温度，影响镀锌效果；冷却停止温度为430℃～470℃的好处是此温度下钢板表面与镀液的结合性比较好，低于或高于该范围时，锌层与基板表面结合性不足，导致脱锌和漏镀。
本申请中，热镀锌均热温度为600℃～660℃的好处是可以保证钢板获得较好的显微组织和力学性能，钢板均热温度低于600℃时，Nb、Ti在退火过程中析出不充分，不利于屈服强度提高，另外低温时镀液与钢板表面之间的化学作用比较弱，易出现漏镀和锌流纹等表面缺陷；均热温度高于660℃时，贝氏体将出现部分分解，形成渗碳体，导致钢板屈服抗拉强度不足。
本申请中，均热时间35s～200s，为了消除钢板的内应力并使钢板表面获得较好的化学活性，以形成良好的镀锌效果，均热时间不得低于35s，但是，当均热时间超过200s时，贝氏体回火严重，易分解形成碳化物，无法保证钢板的抗拉强度和成形性能。
作为一种可选的实施方式，所述热镀锌/锌镁铝中，镀液温度为430℃～470℃。
下面将结合实施例、对比例及实验数据对本申请一种780MPa级热基镀层双相钢及其制备方法进行详细说明。
实施例
一种780MPa级热基镀层双相钢，通过以下方法制备：
(1)获得220mm～250mm厚的板坯，以质量分数计，所述板坯的化学成分为：
C：0.04％～0.08％，Si：0.5％～0.8％，Mn：1.4％～2.1％，Al：0.02％～0.50％，Nb：0.04％～0.07％，Ti：0.05％～0.14％，Cr：0～0.25％，Cu：0～0.01％，Ni：0～0.01％，B：0～0.001％，P：0～0.015％，S：0～0.001％，其余为Fe及不可避免的杂质。
(2)将所述板坯加热至1230℃～1270℃，保温120min～180min。
(3)热轧：所述热轧的粗轧开轧温度为1160℃，粗轧结束温度为1110℃，精轧开轧温度为1040℃，终轧温度为890℃～930℃。
(4)对热轧获得的热轧卷进行轧后冷却：将所述热轧卷以≥30℃/s的冷却速率水冷至620℃～670℃，后空冷6s～10s；空冷结束后以≥20℃/s的冷却速率水冷至460℃～500℃。
(5)卷取：卷取温度为460℃～500℃，卷取结束后入缓冷坑，平均冷却速率≤15℃/h。
(6)酸洗：将所述热轧卷开卷，酸洗去除表面氧化铁皮和红锈，控制破鳞延伸率为0.4％～0.8％，平整轧制力≤1000N。
(7)热镀锌：将酸洗板在连续热镀锌/锌铝镁产线经预热、加热、均热和冷却后镀锌/锌铝镁，得到780MPa级热基镀层双相钢。
其中所述预热的预热温度为220℃～240℃，所述加热的加热速率为13℃/s～26℃/s，所述均热的均热温度为600℃～660℃，均热时间为35s～200s，所述冷却的冷却速率为5℃/s～15℃/s，冷却停止温度为430℃～470℃，所述镀锌/锌铝镁的镀液温度为430℃～470℃，镀层厚度为5μm～20μm。
所述双相钢的厚度为1.8mm～3.5mm，其中，所述双相钢表面的镀层为纯锌镀层或锌铝镁镀层，所述镀层厚度为5μm～20μm。
基于上述制备方法，本发明提供7个典型的实施例，并提供4个对比例，各实施例及对比例的板坯化学成分如表1所示，热轧、冷却及酸洗工序的关键工艺参数如表2所示，连续热镀锌/锌铝镁工艺参数如表3所示。
表1各实施例和对比例板坯的化学成分及含量(wt％)
Figure BDA0003021849070000101
Figure BDA0003021849070000111
本发明各实施例和对比例的化学成分包含表1中元素，余量为Fe和不可避免的杂质。
表2各实施例和对比例的热轧、冷却及酸洗工序关键工艺参数
Figure BDA0003021849070000112
表3各实施例和对比例的连续热镀锌/锌铝镁工艺参数
Figure BDA0003021849070000113
Figure BDA0003021849070000121
相关实验：
对实施例1-7和对比例1-4制备的钢进行组织检测和力学性能检测，结果如表4所示。
相关测试方法：
组织检测：准备用于显微组织观察的试样，用体积比为4％的硝酸酒精溶液腐蚀，在金相显微镜下观察并获取图像，其中铁素体呈亮白色，贝氏体和残余奥氏体呈灰黑色，以此求出铁素体的面积率；利用电子背散射衍射(EBSD)测定残余奥氏体的面积率，以整体100％面积减去铁素体和残余奥氏体的面积率，可得贝氏体的面积率。
力学性能检测：采用ZWICK/Roell Z100拉伸试验机，按照GB/T228.1-2010标准检测屈服、抗拉强度和断后延伸率(A80)；利用ZWICK BUP1000成形试验机，按照ISO 16630-2003标准检测扩孔率。
表4各实施例和对比例的显微组织与力学性能
Figure BDA0003021849070000122
Figure BDA0003021849070000131
由表1-4可知，实施例1-7采用本发明780MPa级热基镀层双相钢的制备方法，通过对板坯化学成分进行改进，控制关键工艺参数和双相钢的组织类型，得到的双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，断后延伸率(A80)≥18％，扩孔率≥65％，具有优良的冲压性能和局部成形性能，非常适合连杆、扭力管和控制臂等底盘类零件的成形。
而对比例1-4，其化学成分或制备工艺参数与本发明不同，获得的双相钢的力学性能明显不及实施例1-7，且个别对比例的显微组织与本发明也不同。
附图1、2的详细说明：
如图1所示，本发明780MPa级热基镀层双相钢的微观组织主要为铁素体和贝氏体；
如图2所示，本发明780MPa级热基镀层双相钢的铁素体基体上分布着大量直径在10nm～30nm之间的球形或椭球形Nb/Ti析出相，这说明了双相钢屈服强度的提高，和纳米级碳化物的析出有关。
本申请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)本申请一种780MPa级热基镀层双相钢，对双相钢化学成分和金相组织进行改进和控制，化学成分添加了较多Si和Al，目的之一是在轧后空冷阶段的有限时间内促进铁素体生成，控制铁素体和贝氏体含量在合理范围内；另一目的是在退火镀锌过程中，抑制贝氏体分解和渗碳体形成，以获得较好的强塑性，采用Nb、Ti微合金化，一方面可在热轧过程中细化晶粒，另一方面可在退火镀锌过程中沉淀析出，强化铁素体，改善屈强比，以获得优良翻边、扩孔等局部成形性能。
(2)本申请一种780MPa级热基镀层双相钢的制备方法，通过改进板坯的化学成分，结合采用分段冷却工艺，精确控制铁素体和贝氏体相比例，从而得到翻边、扩孔等局部成形性能优良的双相钢，通过优化酸洗工艺参数，获得良好的板形和表面质量，直接在热轧基板表面镀层，简化了工艺流程并降低了制造成本，由于所制备双相钢具有镀层，极大提高了热轧铁素体贝氏体双相钢的耐蚀性，延长了使用寿命。
(3)本申请一种780MPa级热基镀层双相钢的制备方法，板坯加热温度控制在1230℃～1270℃，这是由于双相钢成分设计时添加了较多Nb、Ti等微合金元素，当板坯加热温度低于1230℃时，微合金元素固溶不充分，并且热轧精轧阶段易进入奥氏体未再结晶区，导致热轧组织沿轧制方向呈明显带状，进而恶化扩孔性能；当加热温度过高时，晶粒容易长大粗化，导致最终钢板抗拉强度偏低，保温时间控制在120min～180min，这是由于板坯保温时间对钢材组织性能的影响与板坯加热温度类似，当板坯保温时间过短时，微合金元素固溶不充分、不均匀，当保温时间过长时，晶粒容易长大粗化，导致最终钢板抗拉强度偏低。
(4)本申请一种780MPa级热基镀层双相钢的制备方法，轧后冷却第一段水冷速率≥30℃/s，目的是使热轧后的钢板快速进入铁素体转变区，水冷速率小于30℃/s时，热轧组织有长大倾向，第一段水冷终点温度为620℃～670℃，对于本发明双相钢的合金成分，620℃～670℃为铁素体形成的适宜温度区间，温度低于620℃时，相变易进入珠光体区，温度高于670℃时，铁素体形成较慢且比例较低，空冷时间为6s～10s，这是由于空冷是为了形成合理比例的铁素体，空冷时间小于6s时，铁素体比例不足；空冷时间超过10s时，铁素体比例将超过55％，第二段水冷速率≥20℃/s，目的是避开珠光体转变区，使相变快速进入贝氏体转变区。
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 (7)

1.一种780MPa级热基镀层双相钢，其特征在于，以质量分数计，所述双相钢的化学成分为：
C：0.04％～0.08％，Si：0.5％～0.8％，Mn：1.4％～2.1％，Al：0.02％～0.50％，Nb：0.04％～0.07％，Ti：0.05％～0.14％，Cr：0～0.25％，Cu：0～0.01％，Ni：0～0.01％，B：0～0.001％，P：0～0.015％，S：0～0.001％，其余为Fe及不可避免的杂质；
所述双相钢的金相组织以面积分数计包括：35％～55％的铁素体，40％～60％的贝氏体和0～5％的残余奥氏体，所述铁素体基体上分布着大量直径在10nm～30nm之间的球形或椭球形Nb/Ti析出相，所述双相钢表面的镀层为纯锌镀层或锌铝镁镀层，所述镀层厚度为5μm～20μm，所述双相钢的制备方法包括：
获得所述780MPa级热基镀层双相钢的板坯；
将所述板坯加热至1230℃～1270℃，保温120min～180min；
保温结束后的板坯进行热轧，获得热轧卷；
将所述热轧卷进行轧后冷却、卷取、酸洗和热镀锌/锌镁铝，获得所述780MPa级热基镀层双相钢；
其中，所述轧后冷却包括：将所述热轧卷以≥30℃/s的冷却速率水冷至620℃～670℃，后空冷6s～10s；空冷结束后以≥20℃/s的冷却速率水冷至460℃～500℃；
所述酸洗包括：将所述热轧卷开卷，酸洗去除表面氧化铁皮和红锈，控制破鳞延伸率为0.4％～0.8％，平整轧制力≤1000N；
所述热镀锌/锌镁铝包括：将酸洗后的所述热轧卷预热至220℃～240℃，后以13℃/s～26℃/s的加热速率加热至600℃～660℃，均热时间35s～200s；均热结束后进行冷却，冷却速率为5℃/s～15℃/s，冷却停止温度为430℃～470℃；冷却至430℃～470℃后进行镀锌或镀锌铝镁。
2.根据权利要求1所述的一种780MPa级热基镀层双相钢，其特征在于，所述铁素体的晶粒尺寸为2μm-8μm，所述贝氏体的晶粒尺寸为0.5μm-2μm，所述残余奥氏体的晶粒尺寸为0.2μm-1μm。
3.根据权利要求1所述的一种780MPa级热基镀层双相钢，其特征在于，所述双相钢的厚度为1.8mm～3.5mm。
4.根据权利要求1所述的一种780MPa级热基镀层双相钢，其特征在于，所述板坯厚度为220mm～250mm。
5.根据权利要求1所述的一种780MPa级热基镀层双相钢，其特征在于，所述热轧的粗轧开轧温度为1130℃～1190℃，粗轧结束温度为1080℃～1140℃，精轧开轧温度为1030℃～1060℃，终轧温度为890℃～930℃。
6.根据权利要求1所述的一种780MPa级热基镀层双相钢，其特征在于，所述卷取包括：
将经过轧后冷却的所述热轧卷进行卷取，所述卷取的温度为460℃～500℃，所述卷取结束后入缓冷坑冷却，平均冷却速率≤15℃/h。
7.根据权利要求1所述的一种780MPa级热基镀层双相钢，其特征在于，所述热镀锌/锌镁铝中，镀液温度为430℃～470℃。
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