CN115198173A - 980MPa级热基镀锌复相钢及其钢基体和制备方法 - Google Patents

980MPa级热基镀锌复相钢及其钢基体和制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明特别涉及980MPa级热基镀锌复相钢及其钢基体和制备方法，属于钢材制备技术领域，钢基体的化学成分以质量分数计包括：C0.08％～0.16％，Si0.05％～0.1％，Mn1.8％～2.5％，Al0.02％～0.06％，P0～0.008％，S0～0.001％，Cr0.05％～0.2％，Mo0.2％～0.6％，V0.001％～0.08％，Ti0.02％～0.12％，其余为Fe；采用Mn、Cr、Mo、V和Ti等元素复合强化，不仅保证了复相钢980MPa及以上的抗拉强度，同时提高了屈服强度及屈强比，获得了良好局部成形性能，扩孔率达到66％以上，符合汽车用钢轻量化、高强化及高安全性的发展趋势。

Description

980MPa级热基镀锌复相钢及其钢基体和制备方法
技术领域
本发明属于钢材制备技术领域，特别涉及980MPa级热基镀锌复相钢及其钢基体和制备方法。
背景技术
为实现汽车轻量化并提高碰撞安全性，先进高强钢在车身上的应用种类、使用比例和强度级别逐渐提高。其中，复相钢因具有较高的强塑性以及优良的翻边、折弯和扩孔性能，被广泛用于制造各类对局部成形能力要求较高的零部件，如车门防撞杆、座椅滑轨和底盘悬挂件等。
在汽车车轮和底盘类零件中，为实现成本降低，通常采用“以热代冷”，导致热轧复相钢的使用比例非常高。但是，目前广泛应用的热轧复相钢还停留在780MPa级别，980MPa及以上级别高附加值热轧复相钢尚未普遍应用。
此外，底盘零件经成形和焊接后，主要依赖电泳工艺在热轧钢板表面涂覆一层底漆达到防腐目的。随着汽车服役环境的多样化，电泳漆膜经常会因石击破坏而出现剥落和划伤，导致钢板表面裸露在外部，很容易发生锈蚀，可见常规热轧钢板已无法满足底盘零件高耐蚀性要求。热基镀锌是对热轧钢板表面涂镀的工艺，可有效提高热轧钢板的耐蚀性，但由于超高强钢的热基镀锌工艺技术复杂、生产难度大，目前国内尚未开发出980MPa及以上级别热基镀锌复相钢。
发明内容
本申请的目的在于提供980MPa级热基镀锌复相钢及其钢基体和制备方法，以填补目前980MPa及以上级别高附加值热轧复相钢的空白。
本发明实施例提供了一种980MPa级热基镀锌复相钢的钢基体，所述钢基体的化学成分以质量分数计包括：C：0.08％～0.16％，Si：0.05％～0.1％，Mn：1.8％～2.5％，Al：0.02％～0.06％，P：0～0.008％，S：0～0.001％，Cr：0.05％～0.2％，Mo：0.2％～0.6％，V：0.001％～0.08％，Ti：0.02％～0.12％，其余为Fe及不可避免的杂质。
可选的，所述化学成分中，V和Ti的质量分数关系满足：V+Ti≥0.1％。
可选的，所述钢基体的金相组织以体积分数计包括：15％～30％铁素体，70％～85％贝氏体/岛状马氏体以及0～1％碳化物。
基于同一发明构思，本发明实施例还提供了一种如上所述的980MPa级热基镀锌复相钢的钢基体的制备方法，所述方法包括：
将铁水进行冶炼，得到钢液；
将所述钢液进行连铸，得到板坯；
将所述板坯进行加热，后进行粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，得到钢基体。
可选的，所述加热的温度为1240℃～1270℃，所述加热的时间为220min～260min；
所述精轧的入口温度为1040℃～1080℃，所述精轧的终轧温度为860℃～920℃；
所述轧后冷却采用前段集中水冷模式，所述轧后冷却的开始温度≥850℃，所述轧后冷却的冷速为35℃/s～60℃/s，所述轧后冷却的终点温度为500℃～550℃；
所述卷取的温度为350℃～450℃。
基于同一发明构思，本发明实施例还提供了一种980MPa级热基镀锌复相钢，所述复相钢包括钢基体和附着于所述钢基体的镀层，所述钢基体为如上所述的钢基体。
可选的，所述镀层为锌铝镁合金镀层，所述锌铝镁合金镀层的厚度为6μm～15μm。
基于同一发明构思，本发明实施例还提供了一种如上所述的980MPa级热基镀锌复相钢的制备方法，所述方法包括：
将钢基体进行开卷，后进行酸洗，得到酸洗板；
将所述酸洗板在连续热镀锌产线进行镀锌铝镁，得到复相钢。
可选的，所述酸洗中，破鳞机的延伸率为0.5％～0.7％，平整轧制力为2000kN～2500kN。
可选的，所述将所述酸洗板在连续热镀锌产线进行镀锌铝镁，得到复相钢，具体包括：
将酸洗板进行预热，得到预热板；
将所述预热板进行加热，得到加热板；
将所述加热板进行冷却，得到冷却板；
将所述冷却板进行入锅镀锌铝镁，得到复相钢；
其中，所述预热板温度为210℃～230℃；所述加热的加热速率为10℃/s～35℃/s，所述加热的均热保温温度为660℃～720℃，所述加热的均热保温时间为30s～80s；所述冷却的速率为5℃/s～20℃/s，所述冷却板的温度为440℃～460℃。
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：
本发明实施例提供的980MPa级热基镀锌复相钢的钢基体，采用Mn、Cr、Mo、V和Ti等元素复合强化，不仅保证了复相钢980MPa及以上的抗拉强度，同时提高了屈服强度及屈强比，获得了良好局部成形性能，扩孔率达到66％以上，符合汽车用钢轻量化、高强化及高安全性的发展趋势。
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是本发明实施例提供的方法的流程图；
图2是本发明实施例提供的复相钢的显微组织图。
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。
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，提供了一种980MPa级热基镀锌复相钢的钢基体，所述钢基体的化学成分以质量分数计包括：C：0.08％～0.16％，Si：0.05％～0.1％，Mn：1.8％～2.5％，Al：0.02％～0.06％，P：0～0.008％，S：0～0.001％，Cr：0.05％～0.2％，Mo：0.2％～0.6％，V：0.001％～0.08％，Ti：0.02％～0.12％，其余为Fe及不可避免的杂质。
在一些实施例中，V、Ti的化学成分以质量分数计，满足：V+Ti≥0.1％。
本发明化学成分的控制原理如下：
C不仅是形成V、Ti微合金碳化物必不可少的元素，还可通过间隙固溶强化提高基体的强度和硬度。另外，C是一种提高淬透性的元素，可促进热轧过程中贝氏体、马氏体等硬相组织形成。为了获得良好的析出强化效果并保证不低于980MPa的抗拉强度，C含量不能低于0.08％；不过，C含量过高又会损害成形性能和焊接性能，因此本发明将C含量控制在0.08％～0.16％。
Si具有较强的固溶强化效果，可提高铁素体的硬度和强度，降低软硬相之间的硬度差，对提升扩孔性能有利。但是，Si是导致热轧板表面产生氧化铁皮的重要元素，酸洗后氧化铁皮残留会引起漏镀和镀层粘附性不合等表面缺陷。与传统热轧复相钢不同，本发明为了获得良好的镀锌表面质量，将Si含量控制在0.05％～0.1％。
Mn可通过固溶强化提高基体组织的强度，还可以提高淬透性，促进贝氏体和马氏体相变，是保证复相钢高屈服和抗拉强度的重要组成元素。为了保证镀锌之后获得980MPa以上的抗拉强度，本发明将Mn含量控制在1.8％及以上。同时，为了避免Mn含量过高导致元素偏析，设定Mn含量上限为2.5％。
Al是钢中重要的脱氧元素，可减少钢中的氧化物夹杂，对提高复相钢的局部成形性能有利。不过，Al含量过高会增加钢水粘度，易造成连铸水口堵塞，因此必须控制Al含量在合理范围之内，本发明设定Al含量在0.01％～0.06％之间。
作为间隙固溶原子，P可适当提高钢板强度，但也易在晶界偏聚而恶化塑性和成形性，故设定P含量上线为0.008％。
S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％。
Cr是钢中有效的强化元素，可促进贝氏体形成，对提升抗拉强度有利。但是，退火镀锌过程中，Cr易在钢板表面发生选择性氧化，形成氧化物恶化钢板可镀性，造成漏镀缺陷。因此，与传统热轧复相钢不同，本发明必须控制Cr含量在0.2％以下，以消除其对镀锌表面质量的影响。
Mo可推迟珠光体相变、促进贝氏体生成，在热基镀锌复相钢Mn含量不宜过高的情况下，通过添加Mo可有效解决强度偏低问题，有利于获得980MPa及以上的抗拉强度；另外Mo可使贝氏体区左移，从而扩大卷取温度窗口。但是，Mo属于昂贵的合金元素，为了不显著增加材料成本，Mo含量不宜超过0.6％。
V和Ti都是较强的碳化物形成元素，可通过析出强化提高复相钢的屈服强度，还可以缩小铁素体和贝氏体、马氏体之间的硬度差，有利于扩孔、折弯等局部成形性能提升。同时，Ti对细化晶粒，获得均匀等轴状的显微组织有利。为了获得良好的析出强化效果，同时又避免析出效果达到饱和，需控制V含量在0.08％以下，Ti含量在0.12％以下，且V+Ti≥0.1％。
在一些实施例中，钢基体的金相组织以体积分数计包括：15％～30％铁素体，70％～85％贝氏体/岛状马氏体以及0～1％碳化物。
铁素体强度低、硬度小，易于变形，是保证复相钢塑性的重要组成相。当铁素体比例小于15％时，钢板的抗拉强度偏高，塑性变差，不利于冲压成形；当铁素体比例超过30％时，难以获得较高的屈服强度及不低于980MPa的抗拉强度。
贝氏体和马氏体是复相钢中保证强度的硬相组织。热轧生成的贝氏体和马氏体，在后续退火镀锌过程中会发生部分回复和分解，导致强度和硬度降低。因此，为了保证退火镀锌后，复相钢抗拉强度仍达到980MPa及以上，必须保证具有足够比例的贝氏体和马氏体，因此本发明限定贝氏体/马氏体的面积分数不低于70％。然而，当贝氏体和岛状马氏体总和高于85％时，复相钢的塑性变差，冲压成形性不足。
本申请的热基镀锌复相钢中的碳化物包括两种，一种是热轧卷取及退火镀锌过程析出的V、Ti微合金碳化物，一种是退火镀锌过程中部分贝氏体/马氏体分解形成的渗碳体。这些碳化物都会显著提高复相钢的屈服强度，降低组织软硬相之间的强度、硬度差异，提高局部变形的协同能力，进而改善扩孔性能。然而，当组织中的碳化物比例超过1％时，说明贝氏体/马氏体分解严重，抗拉强度将会有明显下降，因此本发明控制这些碳化物的比例不高于1％。
根据本发明另一种典型的实施方式，提供了一种如上所述的980MPa级热基镀锌复相钢的钢基体的制备方法，所述方法包括：
S1.将铁水进行冶炼，得到钢液；
S2.将所述钢液进行连铸，得到板坯；
S3.将所述板坯进行加热，后进行粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，得到钢基体。
在一些实施例中，加热的温度为1240℃～1270℃，所述加热的时间为220min～260min。
控制热的温度为1240℃～1270℃，本申请添加了较高含量的V、Ti等微合金元素，若加热温度过低，微合金元素溶解不充分，无法在卷取及后续退火镀锌过程中形成有效的析出强化效果；加热温度过高，会导致晶粒粗大，对钢板的局部成形性能不利；控制加热的时间为220min～260min，加热时间小于220min时，微合金元素固溶不充分，钢板轧制过程中变形抗力过大；加热时间大于260min时，组织长大粗化，会导致钢板抗拉强度不足。
在一些实施例中，所述精轧的入口温度为1040℃～1080℃，所述精轧的终轧温度为860℃～920℃。
控制精轧的入口温度为1040℃～1080℃，精轧入口温度高于1080℃时，热轧钢板表面氧化铁皮增多，不利于后续退火镀锌；精轧入口温度低于1040℃时，中间坯边部温降增大，导致板宽方向温度不均，易造成组织性能差异。
控制精轧的终轧温度为860℃～920℃，终轧温度大于920℃时，奥氏体晶粒相对较大，冷却和卷取后形成的铁素体、贝氏体和马氏体将遗传奥氏体相对粗大的晶粒尺寸，易导致钢板抗拉强度不足；终轧温度低于860℃时，将会进行未再结晶区轧制，组织呈明显的条带状，组织不均匀将导致钢板扩孔性能下降。
在一些实施例中，所述轧后冷却采用前段集中水冷模式，所述轧后冷却的开始温度≥850℃，所述轧后冷却的冷速为35℃/s～60℃/s，所述轧后冷却的终点温度为500℃～550℃；
本申请热基镀锌复相钢为了获得980MPa以上的抗拉强度，要求铁素体的比例不高于30％，因此必须在发生铁素体相变前或相变初始阶段，采用快速冷却避开铁素体相变区，进从而降低铁素体比例。当水冷开始温度低于850℃时，在终轧结束至水冷开始的温度范围内，会过多产生铁素体，因此必须提高水冷开始温度至850℃及以上。
控制轧后冷却的冷速为35℃/s～60℃/s，当水冷速度低于35℃/s时，无法完全避开铁素体相变区间；当水冷速度大于60℃/s时，无法准确控制水冷终点温度且易出现过冷导致板形不良。
控制轧后冷却的终点温度为500℃～550℃，水冷终点温度高于550℃时，无法完全避开珠光体转变；水冷终点温度低于500℃时，热轧板边部温降过大，造成与中部的组织性能差异。
在一些实施例中，所述卷取的温度为350℃～450℃。
控制卷取的温度为350℃～450℃，卷取温度大于450℃时，贝氏体比例增大，马氏体比例降低，将导致钢板强度不足；卷取温度小于350℃时，马氏体比例过大，导致钢板抗拉强度过高而塑性不足。
根据本发明另一种典型的实施方式，提供了一种980MPa级热基镀锌复相钢，所述复相钢包括钢基体和附着于所述钢基体的镀层，所述钢基体为如上所述的钢基体。
在一些实施例中，镀层为锌铝镁合金镀层，所述锌铝镁合金镀层的厚度为6μm～15μm。
根据本发明另一种典型的实施方式，提供了一种如上所述的980MPa级热基镀锌复相钢的制备方法，所述方法包括：
S1.将铁水进行冶炼，得到钢液；
S2.将所述钢液进行连铸，得到板坯；
S3.将所述板坯进行加热，后进行粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，得到钢基体；
S4.将钢基体进行开卷，后进行酸洗，得到酸洗板；
在一些实施例中，酸洗工序的破鳞机延伸率为0.5％～0.7％，平整轧制力为2000kN～2500kN。
控制破鳞机延伸率为0.5％～0.7％，破鳞机延伸率低于0.5％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0.7％时，钢板容易出现边浪缺陷。
控制平整轧制力为2000kN～2500kN，平整轧制力低于2000kN时，无法保证良好的板形质量；平整轧制力高于2500kN时，钢板表面易出现横向平整辊印，影响表面质量。
S5.将所述酸洗板在连续热镀锌产线进行镀锌铝镁，得到复相钢。
在一些实施例中，镀锌铝镁工艺为：将钢板预热至210℃～230℃，然后以10℃/s～35℃/s的速率加热至660℃～720℃均热保温，均热时间30s～80s，随后以5℃/s～20℃/s的速率冷却至440℃～460℃入锅镀锌铝镁。
控制均热温度为660℃～720℃，均热温度低于660℃时，复相钢屈服强度偏高，塑性不足，而且镀液与钢板表面之间的化学作用比较弱，易出现表面锌流纹缺陷；均热温度处在720℃～740℃之间时，贝氏体和马氏体回火严重，难以保证980MPa以上的抗拉强度；均热温度高于740℃时，复相钢进入两相区，冷却过程生成新鲜的铁素体、贝氏体和马氏体，软相和影响之间硬度差异变大，导致屈服强度和扩孔率下降明显。
控制均热时间为30s～80s，均热时间小于30s时，V和Ti的碳化物在均热阶段析出不充分，无法有效提高铁素体组织的强度和硬度，缩小软硬相的硬度差异；均热时间超过80s时，贝氏体和马氏体回火分解严重，难以保证980MPa以上的抗拉强度。
在一些实施例中，镀锌铝镁之后通过气刀控制的镀层厚度为6μm～15μm，通过光整机控制的光整延伸率为0.6％～0.8％。
控制光整延伸率为0.6％～0.8％，光整延伸率低于0.6％时，无法消除复相钢在退火镀锌后产生的屈服平台；光整延伸率高于0.8％时，复相钢加工硬化明显、屈服强度偏高，而且表面易出现光整辊印。
下面将结合实施例、对照例及实验数据对本申请的980MPa级热基镀锌复相钢及其钢基体和制备方法进行详细说明。
实施例及对比例
(1)制备实施例1-7以及对比例1-3的钢液并铸成板坯，所述板坯的化学成分如表1所示。
表1各实施例和对比例的化学成分质量百分数
组别 C Si Mn Al P S Cr Mo V Ti V+Ti
实施例1 0.12 0.08 2.2 0.03 0.007 0.0005 0.1 0.4 0.05 0.08 0.13
实施例2 0.1 0.06 2.3 0.05 0.008 0.0008 0.15 0.45 0.03 0.12 0.15
实施例3 0.08 0.05 2.5 0.04 0.006 0.0007 0.1 0.5 0.06 0.04 0.1
实施例4 0.16 0.1 1.8 0.06 0.006 0.0006 0.15 0.6 0.08 0.02 0.1
实施例5 0.14 0.08 2.0 0.05 0.007 0.0005 0.2 0.35 0.01 0.1 0.11
实施例6 0.14 0.06 2.4 0.04 0.008 0.0006 0.05 0.2 0.4 0.1 0.14
实施例7 0.12 0.05 2.0 0.06 0.005 0.0008 0.15 0.55 0.07 0.06 0.13
对比例1 0.12 0.07 1.9 0.04 0.006 0.0008 0.1 0.5 0.02 0.03 0.05
对比例2 0.1 0.05 2.2 0.05 0.008 0.0006 0.2 0.4 0.05 0.06 0.11
对比例3 0.14 0.06 2.0 0.03 0.006 0.0008 0.15 0.3 0.06 0.08 0.14
(2)将上述板坯加热，依次进行粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，得到2.0mm～4.0mm厚热轧板卷。所述板坯加热温度为1240℃～1270℃，加热时间为220min～260min,精轧入口温度为1040℃～1080℃，终轧温度为860℃～920℃；轧后冷却采用前段集中水冷模式，水冷开始温度≥850℃，水冷冷速为35℃/s～60℃/s，水冷终点温度为500℃～550℃，卷取温度为350℃～450℃。
(3)将上述热轧板卷开卷，酸洗去除氧化铁皮，得到具有良好表面状态的酸洗板。所述酸洗工序的破鳞机延伸率为0.5％～0.7％，平整轧制力为2000kN～2500kN。
各实施例和对比例的具体工艺参数如表2所示。
表2各实施例和对比例的热轧、冷却和酸洗工艺参数
Figure BDA0003696582710000081
Figure BDA0003696582710000091
(4)将上述酸洗板在连续热镀锌产线进行镀锌铝镁，之后冷却至室温，具体工艺为：将钢板预热至210℃～230℃，然后以10℃/s～35℃/s的速率加热至660℃～720℃均热保温，均热时间30s～80s，随后以5℃/s～20℃/s的速率冷却至440℃～460℃入锅镀锌铝镁；镀锌之后通过气刀控制的镀层厚度为6μm～15μm，通过光整机控制的光整延伸率为0.6％～0.8％。
各实施例和对比例的连续热镀锌工艺参数如表3所示。
表3各实施例和对比例的连续热镀锌工艺参数
Figure BDA0003696582710000092
实验例
利用Zeiss Ultra-55扫描电子显微镜分析复相钢的显微组织，利用ZWICK/RoellZ100拉伸试验机检测复相钢屈服强度、抗拉强度和断后延伸率，利用ZWICK BUP1000成形试验机检测扩孔率。
各实施例和对比例的显微组织与力学性能如表4所示。
表4各实施例和对比例的显微组织与力学性能
Figure BDA0003696582710000101
由上表可得，采用本申请实施例提供的方法制备的复相钢屈服强度≥860MPa，抗拉强度≥980MPa，断后延伸率(A80)≥11％，扩孔率≥66％；对比例1中，V和Ti的质量分数之和为0.05％，不在本发明实施例的范围内，制得复相钢的屈服强度只有790MPa，抗拉强度只有975MPa，未达到980MPa及以上级别；对比例2中，水冷开始温度为780℃，不在本发明实施例的范围内，制得复相钢的屈服强度只有785MPa，抗拉强度只有904MPa，扩孔率只有53％；对比例3中，均热温度为760℃，不在本发明实施例的范围内，制得复相钢的屈服强度只有712MPa，扩孔率只有45％
附图2的详细说明：
如图2所示，为本申请实施例提供的复相钢的显微组织图，由图可知，该钢的显微组织细小均匀，主要包含铁素体、回复状态的贝氏体/岛状马氏体以及细小的亮白色碳化物。
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)本发明实施例提供的钢基体采用Mn、Cr、Mo、V和Ti等元素复合强化，不仅保证了复相钢980MPa及以上的抗拉强度，同时提高了屈服强度及屈强比，获得了良好局部成形性能，扩孔率达到66％以上，复合汽车用钢轻量化、高强化及高安全性的发展趋势；
(2)本发明实施例提供的复相钢表面具有锌铝镁合金镀层。由于Al、Mg与Zn元素的协同作用，锌铝镁镀层比纯锌镀层具有更突出的耐蚀性能。在汽车服役过程中，即使底盘零件的电泳漆膜遭到破坏，镀层可以阻止钢基体和大气环境的直接接触，从而达到防腐效果。因此，本发明热基镀锌复相钢，可以有效解决传统热轧复相钢耐蚀性不足的问题；
(3)本发明实施例提供的复相钢的制备方法采用在线连续涂镀工艺，通过气刀控制锌层厚度，具有连续、均匀、稳定的特点。解决了目前传统热轧高强及超高强钢，如果需要进行表面涂镀的话，通常采用离线热浸镀工艺，效率低、锌层质量不易控制的问题。
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980MPa级热基镀锌复相钢的钢基体，其特征在于，所述钢基体的化学成分以质量分数计包括：C：0.08％～0.16％，Si：0.05％～0.1％，Mn：1.8％～2.5％，Al：0.02％～0.06％，P：0～0.008％，S：0～0.001％，Cr：0.05％～0.2％，Mo：0.2％～0.6％，V：0.001％～0.08％，Ti：0.02％～0.12％，其余为Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的980MPa级热基镀锌复相钢的钢基体，其特征在于，所述化学成分中，V和Ti的质量分数关系满足：V+Ti≥0.1％。
3.根据权利要求1所述的980MPa级热基镀锌复相钢的钢基体，其特征在于，所述钢基体的金相组织以体积分数计包括：15％～30％铁素体，70％～85％贝氏体/岛状马氏体以及0～1％碳化物。
4.一种权利要求1至3中任意一项所述的980MPa级热基镀锌复相钢的钢基体的制备方法，其特征在于，所述方法包括：
将铁水进行冶炼，得到钢液；
将所述钢液进行连铸，得到板坯；
将所述板坯进行加热，后进行粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，得到钢基体。
5.根据权利要求4所述的980MPa级热基镀锌复相钢的钢基体的制备方法，其特征在于，所述加热的温度为1240℃～1270℃，所述加热的时间为220min～260min；
所述精轧的入口温度为1040℃～1080℃，所述精轧的终轧温度为860℃～920℃；
所述轧后冷却采用前段集中水冷模式，所述轧后冷却的开始温度≥850℃，所述轧后冷却的冷速为35℃/s～60℃/s，所述轧后冷却的终点温度为500℃～550℃；
所述卷取的温度为350℃～450℃。
6.一种980MPa级热基镀锌复相钢，其特征在于，所述复相钢包括钢基体和附着于所述钢基体的镀层，所述钢基体为权利要求1至3中任意一项所述的钢基体。
7.根据权利要求6所述的980MPa级热基镀锌复相钢，其特征在于，所述镀层为锌铝镁合金镀层，所述锌铝镁合金镀层的厚度为6μm～15μm。
8.一种权利要求6至7中任意一项所述的980MPa级热基镀锌复相钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括：
将钢基体进行开卷，后进行酸洗，得到酸洗板；
将所述酸洗板在连续热镀锌产线进行镀锌铝镁，得到复相钢。
9.根据权利要求8所述的980MPa级热基镀锌复相钢的制备方法，其特征在于，所述酸洗中，破鳞机的延伸率为0.5％～0.7％，平整轧制力为2000kN～2500kN。
10.根据权利要求8所述的980MPa级热基镀锌复相钢的制备方法，其特征在于，所述将所述酸洗板在连续热镀锌产线进行镀锌铝镁，得到复相钢，具体包括：
将酸洗板进行预热，得到预热板；
将所述预热板进行加热，得到加热板；
将所述加热板进行冷却，得到冷却板；
将所述冷却板进行入锅镀锌铝镁，得到复相钢；
其中，所述预热板温度为210℃～230℃；所述加热的加热速率为10℃/s～35℃/s，所述加热的均热保温温度为660℃～720℃，所述加热的均热保温时间为30s～80s；所述冷却的速率为5℃/s～20℃/s，所述冷却板的温度为440℃～460℃。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116288024A (zh) * 2023-02-28 2023-06-23 马鞍山钢铁股份有限公司 一种成形性能良好的高强热基镀锌钢板及其制造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004218077A (ja) * 2002-12-24 2004-08-05 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板およびその製造方法
CN113215485A (zh) * 2021-04-15 2021-08-06 首钢集团有限公司 一种780MPa级热基镀层双相钢及其制备方法
CN113528978A (zh) * 2021-06-21 2021-10-22 首钢集团有限公司 一种980MPa级镀锌复相钢及其制备方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004218077A (ja) * 2002-12-24 2004-08-05 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板およびその製造方法
CN113215485A (zh) * 2021-04-15 2021-08-06 首钢集团有限公司 一种780MPa级热基镀层双相钢及其制备方法
CN113528978A (zh) * 2021-06-21 2021-10-22 首钢集团有限公司 一种980MPa级镀锌复相钢及其制备方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116288024A (zh) * 2023-02-28 2023-06-23 马鞍山钢铁股份有限公司 一种成形性能良好的高强热基镀锌钢板及其制造方法

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