CN115198207A - 一种锌铝镁镀层热轧复相钢及其基体钢和制备方法 - Google Patents

一种锌铝镁镀层热轧复相钢及其基体钢和制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明特别涉及一种锌铝镁镀层热轧复相钢及其基体钢和制备方法，属于钢材制备技术领域，基体钢的化学成分以质量分数计包括：C：0.10％～0.25％，Si：0.05％～0.3％，Mn：2.0％～3.5％，Al：0.5％～1.0％，Cr：1.0％～2.0％，Mo：≤0.2％，Nb：≤0.05％，Ti：0.08％～0.14％，P：≤0.008％，S：≤0.001％，其余为Fe及不可避免的杂质；采用Nb、Ti微合金化设计，将基体钢的抗拉强度提高至1200MPa以上，轻量化效果明显；以该基体钢来制备复相钢，解决目前复相钢抗拉强度不够的问题。

Description

一种锌铝镁镀层热轧复相钢及其基体钢和制备方法
技术领域
本发明属于钢材制备技术领域，特别涉及一种锌铝镁镀层热轧复相钢及其基体钢和制备方法。
背景技术
目前，先进高强钢的应用有助于汽车轻量化，是汽车行业实现碳减排与碳中和的重要途径。在众多先进高强钢中，复相钢因具有较高的强度以及优良的翻边、扩孔等局部成形性能，被广泛用于制造各种高局部成形零件，如车门防撞杆、座椅滑轨和底盘悬挂件等。目前，冷轧退火及镀锌复相钢的最高强度级别为1180MPa，而热轧复相钢最高强度级别仅为1000MPa，且随着强度级别提高，塑性变差，成形相对困难。此外，热轧复相钢的表面质量及耐蚀性较冷轧镀锌复相钢差，进一步限制了其应用。
发明内容
本申请的目的在于提供一种锌铝镁镀层热轧复相钢及其基体钢和制备方法，以解决目前复相钢抗拉强度不够的问题。
本发明实施例提供了一种锌铝镁镀层热轧复相钢的基体钢，所述基体钢的化学成分以质量分数计包括：
C：0.10％～0.25％，Si：0.05％～0.3％，Mn：2.0％～3.5％，Al：0.5％～1.0％，Cr：1.0％～2.0％，Mo：≤0.2％，Nb：≤0.05％，Ti：0.08％～0.14％，P：≤0.008％，S：≤0.001％，其余为Fe及不可避免的杂质。
可选的，所述基体钢的化学成分以质量分数计包括：
C：0.15％～0.20％，Si：0.1％～0.2％，Mn：2.5％～3.0％，Al：0.7％～0.8％，Cr：1.3％～1.7％，Mo：0.05％～0.15％，Nb：≤0.05％，Ti：0.10％～0.12％，P：≤0.008％，S：≤0.001％，其余为Fe及不可避免的杂质。
可选的，所述基体钢的微观组织以面积率计包括：10％～25％铁素体，20％～35％贝氏体，30％～50％马氏体以及4％～10％残余奥氏体。
基于同一发明构思，本发明实施例还提供了一种锌铝镁镀层热轧复相钢，所述复相钢包括如上所述的锌铝镁镀层热轧复相钢的基体钢和涂覆于所述基体钢的锌铝镁镀层。
可选的，所述锌铝镁镀层的化学成分以质量分数计包括：Al：5％～7％和Mg：2％～4％，其余为Zn及不可避免的杂质。
可选的，所述锌铝镁镀层的厚度为5μm-10μm。
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锌铝镁镀层热轧复相钢的基体钢的制备方法，所述方法包括：
对板坯进行粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，得到热轧板卷；
对所述热轧板卷进行保温，后进行冷却，得到基体钢。
可选的，所述粗轧的开轧温度为1120℃～1160℃，所述精轧的开轧温度为1050℃～1090℃，所述精轧的终轧温度为880℃～940℃，所述卷取的温度为600℃～680℃，所述热轧板卷的厚度为2.5mm～5.0mm，所述保温的温度与所述卷取的温度一致。
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锌铝镁镀层热轧复相钢的制备方法，所述方法包括：
对板坯进行粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，得到热轧板卷；
对所述热轧板卷进行保温，后进行冷却，得到基体钢；
对所述基体钢进行开卷，后进行酸洗，得到酸洗板；
对所述酸洗板进行镀锌，得到复相钢。
可选的，所述表面镀锌包括：带钢预热、加热、均热、快冷、镀锌、气刀吹扫、终冷和表面光整；其中，所述加热速率为5℃/s～20℃/s，均热温度600℃～640℃，均热时间为35s～75s，快冷速率为5℃/s～15℃/s，镀锌温度为430℃～470℃。
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锌铝镁镀层热轧复相钢的基体钢，采用Nb、Ti微合金化设计，将基体钢的抗拉强度提高至1200MPa以上，轻量化效果明显；以该基体钢来制备复相钢，解决目前复相钢抗拉强度不够的问题。
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1提供的基体钢的显微组织图。
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，提供了一种锌铝镁镀层热轧复相钢的基体钢，所述基体钢的化学成分以质量分数计包括：
C：0.10％～0.25％，Si：0.05％～0.3％，Mn：2.0％～3.5％，Al：0.5％～1.0％，Cr：1.0％～2.0％，Mo：≤0.2％，Nb：≤0.05％，Ti：0.08％～0.14％，P：≤0.008％，S：≤0.001％，其余为Fe及不可避免的杂质。
本发明对化学成分进行限定的理由如下：
C在本发明中的作用主要有三方面。第一，作为奥氏体稳定化元素，在卷取及保温坑保温过程中，由铁素体扩散至奥氏体，提高奥氏体稳定性，以促进形成4％～10％残余奥氏体；第二，作为间隙固溶原子，提高贝氏体和马氏体的强度，有助于获得1200MPa以上抗拉强度；第三，与Nb、Ti形成微合金碳化物，在铁素体上析出，强化铁素体，有助于获得900MPa以上屈服强度。为了获得以上有益效果，C含量不能低于0.10％；同时为了避免损害成形性能和焊接性能，将C含量上限控制在0.25％。
Si是一种较强的固溶强化元素，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色差等表面缺陷。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％～0.3％。
Mn是奥氏体稳定化元素，在卷取和保温坑保温过程中，可由铁素体扩散至奥氏体，提高奥氏体稳定性，有助于形成4％～10％残余奥氏体；另外，Mn可通过固溶强化提高贝氏体和马氏体强度，保证复相钢获得900MPa以上高屈服强度和1200MPa以上高抗拉强度。不过，为了避免形成元素偏析，Mn含量不宜过高。因此，本发明设定Mn含量范围为2.0％～3.5％。
Al是铁素体形成元素，可促进热轧卷取后保温过程中C、Mn元素由铁素体扩散至奥氏体，对形成残余奥氏体有利。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0.5％～1.0％之间。
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。并且，Cr与Mn不同，不易形成元素偏析，因此可适当提高Cr含量以取代部分Mn，用于提高抗拉强度。但是，Cr的成本相对较高，过度添加Cr会导致成本增加。因此，本发明控制Cr含量在1.0％～2.0％之间。
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，添加一定量Mo可有效解决强度偏低问题，有利于获得1200MPa及以上的抗拉强度。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0.2％。
Nb不仅具有明显的细化晶粒效果，还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，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。不过，Nb抑制再结晶明显，Nb含量过高会使得热轧进入未再结晶区，导致组织形成沿轧制方向的变形带，造成性能不均匀。基于以上因素，需控制Nb含量在0.05％以下。
与Nb一样，Ti也是较强的碳化物形成元素，可通过析出强化提高屈服强度。同时，Ti对细化晶粒，获得均匀等轴状的显微组织有利。此外，Ti的成本比Nb要低。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Ti含量在0.08％～0.14％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％。
在一些实施例中，基体钢的化学成分以质量分数计包括：
C：0.15％～0.20％，Si：0.1％～0.2％，Mn：2.5％～3.0％，Al：0.7％～0.8％，Cr：1.3％～1.7％，Mo：0.05％～0.15％，Nb：≤0.05％，Ti：0.10％～0.12％，P：≤0.008％，S：≤0.001％，其余为Fe及不可避免的杂质。
在一些实施例中，所述基体钢的微观组织以面积率计包括：10％～25％铁素体，20％～35％贝氏体，30％～50％马氏体以及4％～10％残余奥氏体。
下面对微观组织的限定范围进行说明：
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。本发明要保证1200MPa抗拉强度下获得不低于14％的断后延伸率，除了要得到一定量残余奥氏体外，铁素体比例不得低于10％；不过，当铁素体比例超过25％时，难以获得高于900MPa的屈服强度。
贝氏体和马氏体都属于复相钢中的硬相组织，但与马氏体相比，贝氏体强度和硬度都要偏低，与铁素体的协同变形能力好，有助于得到良好的折弯和扩孔性能。当贝氏体比例低于20％时，复相钢的扩孔性能变差；当贝氏体比例超过35％时，马氏体含量偏低，难以保证1200MPa的抗拉强度。
马氏体是保证本发明复相钢抗拉强度达到1200MPa的重要组织相，当其比例低于30％时，抗拉强度不足，当其比例高于50％时，断后延伸率和扩孔性能变差。
残余奥氏体通过变形过程中产生的相变诱发塑性(TRIP)效应，可显著延迟颈缩，提高延伸率。本发明1200MPa级高塑性复相钢的技术要点之一就是要得到一定数量的残余奥氏体，这也是区别普通复相钢的主要特征。为了保证断后延伸率不低于14％，残余奥氏体比例不得低于4％；不过，当残余奥氏体比例超过10％时，延迟开裂风险将会提高，导致扩孔和折弯性能下降。
根据本发明另一种典型的实施方式，提供了一种锌铝镁镀层热轧复相钢，所述复相钢包括如上所述的锌铝镁镀层热轧复相钢的基体钢和涂覆于所述基体钢的锌铝镁镀层。
在一些实施例中，所述锌铝镁镀层的化学成分以质量分数计包括：Al：5％～7％和Mg：2％～4％，其余为Zn及不可避免的杂质。
在一些实施例中，锌铝镁镀层的厚度为5μm-10μm。
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锌铝镁镀层热轧复相钢的基体钢的制备方法，所述方法包括：
S1.对板坯进行粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，得到热轧板卷；
在一些实施例中，粗轧的开轧温度为1120℃～1160℃。
粗轧开轧温度高于1160℃时，将导致精轧入口温度较高，不利于表面氧化铁皮控制；粗轧开轧温度低于1120℃时，轧制变形抗力增大，且由于本发明复相钢Mn含量较高，低温状态轧制易形成元素偏析，恶化组织性能。
在一些实施例中，所述精轧的开轧温度为1050℃～1090℃。
精轧开轧温度高于1090℃时，热轧钢板表面氧化铁皮增多，不利于后续退火镀锌；精轧开轧温度低于1050℃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。
在一些实施例中，所述精轧的终轧温度为880℃～940℃。
终轧温度大于940℃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880℃时，轧制将进入未再结晶区，导致组织呈明显的条带状，影响力学性能均匀性。
在一些实施例中，所述卷取的温度为600℃～680℃。
卷取温度高于680℃时，将形成大量铁素体组织，马氏体和贝氏体比例降低，无法保证1200MPa抗拉强度；卷取温度低于600℃时，铁素体比例降低，且C、Mn元素扩散驱动力不足，向奥氏体配分不完全，无法有效稳定奥氏体，将导致室温残余奥氏体比例不足。
在一些实施例中，热轧板卷厚度为2.5mm～5.0mm。
S2.对所述热轧板卷进行保温，后进行冷却，得到基体钢。
在一些实施例中，所述保温的温度与所述卷取的温度一致，保温时间≥4h。
热轧卷取后进行保温，主要是为C、Mn元素由铁素体扩散至未转变奥氏体提供温度和时间保障。Mn为置换固溶原子，其扩散速率比较低，加之保温时间又在680℃以下，导致Mn由铁素体扩散至奥氏体需要充分的时间，因此控制保温时间不低于4h。
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锌铝镁镀层热轧复相钢的制备方法，所述方法包括：
S1.对板坯进行粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，得到热轧板卷；
S2.对所述热轧板卷进行保温，后进行冷却，得到基体钢；
S3.对所述基体钢进行开卷，后进行酸洗，得到酸洗板；
S4.对所述酸洗板进行镀锌，得到复相钢。
在一些实施例中，表面镀锌包括：带钢预热、加热、均热、快冷、镀锌、气刀吹扫、终冷和表面光整。
在一些实施例中，所述加热速率为5℃/s～20℃/s。
加热速率低于5℃/s时，带钢在连续退火炉内停留时间较长，易造成热轧形成的贝氏体和马氏体分解；由于退火炉内温度计检测的为钢板表面温度，故当加热速率过快且高于20℃/s时，易造成带钢表面温度高而心部温度低，即出现温度差，不利于组织性能调控。
在一些实施例中，均热温度600℃～640℃，均热时间为35s～75s。
均热温度低于600℃时，带钢表面氧化还原性不好，导致镀液与钢板表面之间的化学作用较弱，易出现表面锌流纹缺陷；均热温度高于640℃时，热轧形成的贝氏体和马氏体将出现明显分解，导致抗拉强度大幅下降，无法保证1200MPa抗拉强度。
均热时间小于35s时，Nb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75s时，贝氏体和马氏体回火分解严重，难以保证1200MPa以上的抗拉强度。
在一些实施例中，快冷速率为5℃/s～15℃/s。
快冷速率低于5℃/s时，带钢在连续退火炉内高温区停留时间相对较长，将加重贝氏体和马氏体分解；快冷速率高于15℃/s时，不易控制冷却终点温度。
在一些实施例中，镀锌温度为430℃～470℃。
镀锌温度低于430℃时，锌液流动性变差，易导致带钢表面形成锌流纹缺陷；镀锌温度高于470℃时，会加快锌渣和锌灰形成，影响锌液纯净度。
在一些实施例中，光整过程中，通过光整机控制的光整延伸率为0.2％～0.6％。
光整延伸率低于0.2％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0.6％时，复相钢出现明显加工硬化，且带钢表面易出现光整辊印。
具体而言，镀锌工序的加热过程为明火加热，加热炉内为氧化气氛；所述均热为电辐射管均热，均热炉内为还原气氛。
下面将结合实施例、对照例及实验数据对本申请的锌铝镁镀层热轧复相钢及其基体钢和制备方法进行详细说明。
实施例1-7和对比例1-3
一种锌铝镁镀层热轧复相钢的制备方法，方法包括：
(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
Figure BDA0003695584300000071
Figure BDA0003695584300000081
(2)将上述板坯加热，依次进行粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，获得2.5mm～5.0mm厚热轧板卷，随后将热轧板卷立即放入保温坑保温，保温结束后空冷至室温。所述粗轧开轧温度为1120℃～1160℃，精轧开轧温度为1050℃～1090℃，终轧温度为880℃～940℃，卷取温度为600℃～680℃，保温坑保温时间≥4h。
(3)将上述冷却至室温的热轧板卷开卷，经酸洗去除氧化铁皮，得到酸洗板。
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工艺参数
Figure BDA0003695584300000082
(4)将上述酸洗板在连续退火镀锌产线进行表面镀锌，之后冷却至室温，得到超高强塑性锌铝镁镀层热轧复相钢，所述加热速率为5℃/s～20℃/s，均热温度600℃～640℃，均热时间为35s～75s，快冷速率为5℃/s～15℃/s，镀锌温度为430℃～470℃，通过气刀控制的镀层厚度为5μm～10μm，通过光整机控制的光整延伸率为0.2％～0.6％。
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 BDA0003695584300000091
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 BDA0003695584300000092
Figure BDA0003695584300000101
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≥900MPa，抗拉强度≥1200MPa，断后延伸率(A50)≥14％，扩孔率≥35％。对比例1中，Mn的质量分数不在本发明实施例的范围内，制得复相钢的抗拉强度只有1145MPa，断后延伸率只有12％；对比例2中，卷取温度不在本发明实施例的范围内，制得复相钢的铁素体比例为4％，贝氏体比例为44％，断后延伸率只有9.5％；对比例3中，均热温度为680℃，不在本发明实施例的范围内，过高的均热温度导致贝氏体和马氏体发生分解，形成铁素体和碳化物，制得复相钢的铁素体比例为68％，贝氏体比例为18％，马氏体比例为12％，残余奥氏体比例为2％，均不在本发明权利要求内，最终屈服强度只有795MPa，抗拉强度只有905MPa。
附图2的详细说明：
如图2所示，为实施例1提供的基体钢的显微组织图，由图可得，该基体钢的显微组织包含铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体。
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Nb、Ti微合金化设计，结合热轧与镀锌工艺优化，促进析出最大化，将热轧复相钢抗拉强度提高至1200MPa以上，轻量化效果明显；
(2)本发明实施例提供的方法采用热轧中温卷取与保温坑保温相结合技术，促进C、Mn元素由铁素体扩散至奥氏体，提高奥氏体稳定性，最终得到4％～10％残余奥氏体，在保证1200MPa及以上抗拉强度的同时，将断后延伸率提高至14％，极大地提高了复相钢的成形性能；
(3)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，锌铝镁镀层具有优异的表面及切口保护性，使得耐蚀性优于传统热轧酸洗板和纯锌镀层钢板。因此，本发明锌铝镁镀层热轧复相钢可以有效解决传统热轧复相钢耐蚀性不足问题。
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)

1.一种锌铝镁镀层热轧复相钢的基体钢，其特征在于，所述基体钢的化学成分以质量分数计包括：
C：0.10％～0.25％，Si：0.05％～0.3％，Mn：2.0％～3.5％，Al：0.5％～1.0％，Cr：1.0％～2.0％，Mo：≤0.2％，Nb：≤0.05％，Ti：0.08％～0.14％，P：≤0.008％，S：≤0.001％，其余为Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的锌铝镁镀层热轧复相钢的基体钢，其特征在于，所述基体钢的化学成分以质量分数计包括：
C：0.15％～0.20％，Si：0.1％～0.2％，Mn：2.5％～3.0％，Al：0.7％～0.8％，Cr：1.3％～1.7％，Mo：0.05％～0.15％，Nb：≤0.05％，Ti：0.10％～0.12％，P：≤0.008％，S：≤0.001％，其余为Fe及不可避免的杂质。
3.根据权利要求1所述的锌铝镁镀层热轧复相钢的基体钢，其特征在于，所述基体钢的微观组织以面积率计包括：10％～25％铁素体，20％～35％贝氏体，30％～50％马氏体以及4％～10％残余奥氏体。
4.一种锌铝镁镀层热轧复相钢，其特征在于，所述复相钢包括权利要求1至3中任意一项所述的锌铝镁镀层热轧复相钢的基体钢和涂覆于所述基体钢的锌铝镁镀层。
5.根据权利要求4所述的锌铝镁镀层热轧复相钢，其特征在于，所述锌铝镁镀层的化学成分以质量分数计包括：Al：5％～7％和Mg：2％～4％，其余为Zn及不可避免的杂质。
6.根据权利要求4所述的锌铝镁镀层热轧复相钢，其特征在于，所述锌铝镁镀层的厚度为5μm-10μm。
7.一种权利要求1至3中任意一项所述的锌铝镁镀层热轧复相钢的基体钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括：
对板坯进行粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，得到热轧板卷；
对所述热轧板卷进行保温，后进行冷却，得到基体钢。
8.根据权利要求7所述的锌铝镁镀层热轧复相钢，其特征在于，所述粗轧的开轧温度为1120℃～1160℃，所述精轧的开轧温度为1050℃～1090℃，所述精轧的终轧温度为880℃～940℃，所述卷取的温度为600℃～680℃，所述热轧板卷的厚度为2.5mm～5.0mm，所述保温的温度与所述卷取的温度一致。
9.一种权利要求4至6中任意一项所述的锌铝镁镀层热轧复相钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括：
对板坯进行粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，得到热轧板卷；
对所述热轧板卷进行保温，后进行冷却，得到基体钢；
对所述基体钢进行开卷，后进行酸洗，得到酸洗板；
对所述酸洗板进行镀锌，得到复相钢。
10.根据权利要求9所述的锌铝镁镀层热轧复相钢的制备方法，其特征在于，所述表面镀锌包括：带钢预热、加热、均热、快冷、镀锌、气刀吹扫、终冷和表面光整；其中，所述加热速率为5℃/s～20℃/s，均热温度600℃～640℃，均热时间为35s～75s，快冷速率为5℃/s～15℃/s，镀锌温度为430℃～470℃。
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Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1161253A (ja) * 1997-08-07 1999-03-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐火性に優れた建築用電気抵抗溶接鋼管の製造方法
JP2011052320A (ja) * 2009-08-06 2011-03-17 Jfe Steel Corp 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN110268083A (zh) * 2017-02-10 2019-09-20 杰富意钢铁株式会社 高强度镀锌钢板及其制造方法
CN113249648A (zh) * 2021-04-15 2021-08-13 首钢集团有限公司 一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢及其制备方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1161253A (ja) * 1997-08-07 1999-03-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐火性に優れた建築用電気抵抗溶接鋼管の製造方法
JP2011052320A (ja) * 2009-08-06 2011-03-17 Jfe Steel Corp 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN110268083A (zh) * 2017-02-10 2019-09-20 杰富意钢铁株式会社 高强度镀锌钢板及其制造方法
CN113249648A (zh) * 2021-04-15 2021-08-13 首钢集团有限公司 一种800MPa级热基锌铝镁镀层复相钢及其制备方法

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