CN116732448A - 一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢及其制备方法 - Google Patents

一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN116732448A
CN116732448A CN202310471056.4A CN202310471056A CN116732448A CN 116732448 A CN116732448 A CN 116732448A CN 202310471056 A CN202310471056 A CN 202310471056A CN 116732448 A CN116732448 A CN 116732448A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
temperature
complex phase
equal
heat preservation
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN202310471056.4A
Other languages
English (en)
Inventor
朱国森
刘华赛
滕华湘
安方亮
阳锋
邱木生
谢春乾
郑瑞
邹英
韩赟
徐海卫
于孟
张天越
白雪
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Shougang Group Co Ltd
Shougang Jingtang United Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Shougang Group Co Ltd
Shougang Jingtang United Iron and Steel Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Shougang Group Co Ltd, Shougang Jingtang United Iron and Steel Co Ltd filed Critical Shougang Group Co Ltd
Priority to CN202310471056.4A priority Critical patent/CN116732448A/zh
Publication of CN116732448A publication Critical patent/CN116732448A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Abstract

本申请涉及一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢及其制备方法，属于热镀锌复相钢生产制造技术领域，所述钢的化学成分包括：C：0.11重量％‑0.16重量％，Si：0‑0.2重量％，Mn：2.4重量％‑2.9重量％，P≤0.01重量％，S≤0.005重量％，Al:1.0重量％‑1.5重量％，Cr：0.4重量％‑0.8重量％，Nb：0.02重量％‑0.06重量％，B：0.0015重量％‑0.004重量％，Fe；金相组织为残余奥氏体、铁素体、贝氏体、回火马氏体。本发明提供的热镀锌增强成形复相钢，抗拉强度≥980MPa，屈服强度≥780MPa，延伸率A80≥11％，均匀延伸率Ag≥8％，扩孔率达到45％以上，材料成形性能好，与传统的复相钢相比，具备更高的扩孔性能和延伸率，解决了复杂汽车零部件成形过程中对材料的成形能力和扩孔能力的需求。

Description

一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢及其制备方法
技术领域
本申请涉及冷轧汽车用超强钢生产制造技术领域，尤其涉及一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢及其制备方法。
背景技术
随着汽车工业的发展和节能减排的需要，提高整车的安全性并且降低车身重量成为汽车工业发展的主要趋势。复相钢是一种微观组织为多种组成相的超高强钢，由于其强度高，扩孔率较高，抗冲击性能好，因此被广泛应用于汽车结构件上，以实现厚度降低重量减轻的同时提高安全性。但是随着强度的提升，传统复相材料的变形能力也明显的降低，这将限制具有成形需求的零件的设计使用。尤其是当前结构件设计逐渐复杂化，除了在要求材料具有一定的翻边扩孔能力之外，对材料的变形能力也提出了一定的要求。传统的1000MPa级热镀锌复相钢具有一定的翻边扩孔能力，但延伸率下限仅6％左右，拉延成形能力严重不足，无法满足复杂零件的成形需要。
发明内容
本申请提供了一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢及其制备方法，以解决现有技术中1000MPa级热镀锌复相钢的拉延性能及扩孔性能较差，无法满足复杂零件成形需求的技术问题。
第一方面，本申请提供了一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢，所述钢的化学成分包括：
C：0.11重量％-0.16重量％，Si：0-0.2重量％，Mn：2.4重量％-2.9重量％，P≤0.01重量％，S≤0.005重量％，Al:1.0重量％-1.5重量％，Cr：0.4重量％-0.8重量％，Nb：0.02重量％-0.06重量％，B：0.0015重量％-0.004重量％，Fe。
可选的，所述钢的金相组织为残余奥氏体、铁素体、贝氏体、回火马氏体。
可选的，所述残余奥氏体的含量为2体积％-5体积％，所述铁素体的含量为10体积％-20体积％，所述贝氏体的含量为40体积％-60体积％，所述回火马氏体的含量为20体积％-35体积％。
可选的，所述残余奥氏体的平均直径为0.5μm-1.5μm，所述铁素体的晶粒的平均直径为2μm-5μm，所述贝氏体的晶粒的平均直径为0.7μm-4μm，所述回火马氏体的晶粒的平均直径为1μm-4μm。
可选的，所述钢的性能参数满足如下I-V中的至少一种：
I、抗拉强度≥980MPa，
II、屈服强度≥780MPa，
III、延伸率A80≥11％，
IV、均匀延伸率Ag≥8％，
V、扩孔率≥45％。
第二方面，本申请提供了一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢的制备方法，所述方法包括：
在第一设定加热温度条件下，对含有所述化学成分的铸坯进行加热，后在第一设定保温时长下进行保温；
在设定终轧温度条件下，对保温处理后的所述铸坯进行热轧，后在第一设定温度下进行卷取，得到热轧卷；
在设定总压下率条件下，对所述热轧卷进行冷轧，得到带钢；
将所述带钢进行连续退火镀锌处理，得到热镀锌增强成形复相钢。
可选的，所述第一设定加热温度的取值为1180℃-1230℃，所述第一设定保温时长取值为1h-2h；和/或
所述设定终轧温度取值为870℃-920℃，所述第一设定温度取值为500℃-580℃；和/或
所述设定总压下率取值为45％-60％。
可选的，所述将所述带钢进行连续退火镀锌处理，得到热镀锌增强成形复相钢，包括：
将所述带钢预加热至第二设定温度；
在第一设定加热速率和第二设定加热温度条件下，将预加热后的所述带钢进行升温，后在第二设定保温时长下进行第一保温；
在第一设定冷却速率条件下，将第一保温后的所述带钢冷却至第三设定温度；
将冷却至第三设定温度的所述带钢升温至第四设定温度，后在第三设定保温时长下进行第二保温；
在第五设定温度条件下，对第二保温后的所述带钢进行镀锌处理；
在第二设定冷却速率条件下，将镀锌处理后的所述带钢冷却至室温；
在设定光整延伸率条件下，将冷却至室温的所述带钢进行光整，得到热镀锌增强成形复相钢。
可选的，所述第二设定温度取值为220℃；和/或
所述第一设定加热速率取值为8℃/s-15℃/s，所述第二设定加热温度取值为880℃-950℃，所述第二设定保温时长取值为80s-150s；和/或
所述第一设定冷却速率取值为20℃/s-45℃/s，所述第三设定温度取值为300℃-380℃；和/或
所述第四设定温度取值为390℃-450℃，第三设定保温时长取值为50s-150s；和/或
所述第五设定温度取值为455℃-465℃，所述第二设定冷却速率取值为20℃/s-45℃/s；和/或
所述设定光整延伸率取值为0.2％-0.4％。
第三方面，本申请提供了一种汽车零部件，含有第一方面任意一项所述的1000MPa级热镀锌增强成形复相钢。
本申请实施例提供的上述技术方案与现有技术相比具有如下优点：
本申请实施例提供的该方法，通过使用Al元素并控制Si元素的添加，使材料具有较好的可镀性以及良好的延伸率和成形性能；通过添加Nb元素进行析出强化，同时防止高温加热时奥氏体晶粒过度长大，使材料具有较高的屈服强度，并具有良好的扩孔性能；通过添加B元素，提高材料的淬透性，获得较高的强度。本发明提供的热镀锌增强成形复相钢，其抗拉强度≥980MPa，屈服强度≥780MPa，延伸率A80≥11％，均匀延伸率Ag≥8％，扩孔率达到45％以上，该材料成形性能好，与传统的复相钢相比，具备更高的扩孔性能和延伸率，解决了复杂汽车零部件成形过程中对材料的成形能力和扩孔能力的需求。
附图说明
此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本申请的实施例，并与说明书一起用于解释本申请的原理。
为了更清楚地说明本申请实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，对于本领域普通技术人员而言，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本申请实施例提供的复相钢的金相组织图。
具体实施方式
为使本申请实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本申请的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本申请中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本申请保护的范围。
除非另有特别说明，本申请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。
本申请的各种实施例可以以一个范围的形式存在；应当理解，以一范围形式的描述仅仅是因为方便及简洁，不应理解为对本申请范围的硬性限制；因此，应当认为所述的范围描述已经具体公开所有可能的子范围以及该范围内的单一数值。例如，应当认为从1到6的范围描述已经具体公开子范围，例如从1到3，从1到4，从1到5，从2到4，从2到6，从3到6等，以及所述范围内的单一数字，例如1、2、3、4、5及6，此不管范围为何皆适用。另外，每当在本文中指出数值范围，是指包括所指范围内的任何引用的数字(分数或整数)。
在本申请中，在未作相反说明的情况下，使用的方位词如“上”和“下”具体为附图中的图面方向。另外，在本申请说明书的描述中，术语“包括”“包括”等是指“包括但不限于”。
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。在本文中，“和/或”，描述关联对象的关联关系，表示可以存在三种关系，例如，A和/或B，可以表示：单独存在A，同时存在A和B，单独存在B的情况。其中A，B可以是单数或者复数。在本文中，“至少一个”是指一个或者多个，“多个”是指两个或两个以上。“至少一种”、“以下至少一项(个)”或其类似表达，是指的这些项中的任意组合，包括单项(个)或复数项(个)的任意组合。例如，“a、b、或c中的至少一项(个)”，或，“a、b、和c中的至少一项(个)”，均可以表示：a、b、c、a-b(即a和b)、a-c、b-c、或a-b-c，其中a、b、c分别可以是单个，也可以是多个。
第一方面，本申请提供了一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢，所述钢的化学成分包括：
C：0.11重量％-0.16重量％，Si：0-0.2重量％，Mn：2.4重量％-2.9重量％，P≤0.01重量％，S≤0.005重量％，Al:1.0重量％-1.5重量％，Cr：0.4重量％-0.8重量％，Nb：0.02重量％-0.06重量％，B：0.0015重量％-0.004重量％，Fe。
在本实施例中，C元素作可以作为强化元素并且对残余奥氏体起稳定作用，从而提高材料的变形能力。当C含量小于0.11重量％时，其抗拉强度难以达到980MPa，当其含量大于0.16重量％时，一方面其抗拉强度超过1140MPa，此外其扩孔能力不足45％，因此本发明设置C为0.11重量％-0.16重量％，进一步的优选为0.12重量％-0.16重量％。
在本实施例中，Si元素也是一种固溶强化元素，固溶于铁素体可以提高铁素体强度，此外在贝氏体转变过程中有利于碳元素在奥氏体中的富集，减少渗碳体的生成。Si含量过低时，会导致带钢屈服强度偏低并且残余奥氏体稳定性不足，导致材料的均与延伸率和断后延伸率偏低；硅元素过高会导致热轧表面红锈缺陷增加，降低成品表面质量，因此本发明采用硅含量为0-0.2重量％。
在本实施例中，Mn可以提高材料的应变硬化能力，有利于获得较好的成形能力。当Mn含量过低时，材料强度不足，而且折弯能力欠佳，Mn含量过高时，材料连铸过程中存在明显的Mn偏析带，冷轧退火后无法消除影响折弯性能，此外Mn含量过高表面易于发生选择性氧化，造成表面脱锌现象，因此Mn元素含量设定为2.4重量％-2.9重量％。
在本实施例中，P和S元素作为杂质元素，其中P元素固溶存在于铁素体，且容易在晶界处偏聚，使材料的韧性变差，因此P元素含量不宜偏高；而S元素则会与Mn元素发生相互作用形成MnS，影响材料的韧性性能和扩孔性能，因此硫的含量也应尽可能的低，因此本发明控制磷含量小于或等于0.01％，硫含量小于或等于0.005％。
在本实施例中，Al元素可以抑制渗碳体的形成，使奥氏体富碳，从而增加奥氏体的稳定性。当Al元素小于1.0重量％时，组织中的残余奥氏体含量小于2重量％，对成形性能没有显著提升，而当铝元素大于1.5重量％时，过高的Al元素一方面形成大块夹杂，另一方面容易在带钢表面形成点状漏镀，不有利于提升成品表面质量。为此，Al元素含量设定为1.0重量％-1.5重量％，优选为1.0重量％-1.4重量％。
在本实施例中，Cr元素作为固溶强化元素，可以提高钢的强度，同时也可以增加奥氏体的淬透性，使带钢成品获得贝氏体组织，使材料具有更高的扩孔性能。但是过高的Cr含量会增加带钢在贝氏体等温区回火的脆性，导致材料的成形能力降低，因此Cr元素的含量为0.4重量％-0.8重量％。
在本实施例中，Nb元素可以阻止奥氏体晶粒长大从而使晶粒细化提高强度，此外Nb元素可以在等350℃-550℃温度范围等温时效时加速贝氏体的转变，这样对于C在奥氏体中的富集有利，但是过高含量的Nb元素会显著增加合金成本，因此Ti元素的含量设定为0.01重量％-0.04重量％。
在本实施例中，加入微量B元素能够显著提高材料淬透性，但硼含量较大容易焊接时热影响区脆性较大，十字拉伸强度不高，因此本发明采用硼元素含量为0.0015重量％-0.004重量％。
在本实施例中，具体的，C的质量分数可以优选为0.15％，0.16％，0.17％，Si的质量分数可以优选为0.7％，0.8％，0.9％，Mn的质量分数可以优选为2.1％，2.2％，2.3％，2.4％，所述Cr的质量分数可以优选为0.3％，0.4％，0.5％，所述Ti的质量分数可以优选为0.02％，0.03％，0.04％，所述B的质量分数可以优选为0.002％，0.003％，0.004％。
在一些实施例中，所述钢的金相组织为残余奥氏体、铁素体、贝氏体、回火马氏体。
在本实施例中，残余奥氏体在变形时可以发生相变诱导塑性，提高所述钢的均匀变形能力，使其达到8％以上，铁素体可以保证材料具有超过11％的延伸率，而贝氏体和回火马氏体可以保证材料具有980MPa及以上的抗拉强度。
在一些实施例中，所述残余奥氏体的体积含量为2％-5％，所述铁素体的体积含量为10％-20％，所述贝氏体的体积含量为40％-60％，所述回火马氏体的体积含量为20％-35％。
在本实施例中，残余奥氏体含量超过5％，容易在焊接过程中焊点产生裂纹，而小于2％，则对材料成形性能没有帮助；铁素体含量超过20％则材料抗拉强度不足以达到980MPa以上，而小于10％，则无法保证材料的Ag达到8％以上；贝氏体含量超过60％，导致材料的抗拉强度不足980MPa，小于40％，材料扩孔率不足45％；回火马氏体含量超过35％，导致材料的扩孔率不足45％，小于20％，则材料的抗拉强度不足980MPa。
在一些实施例中，所述残余奥氏体的晶粒的平均直径为0.5μm-1.5μm，所述铁素体的晶粒的平均直径为2μm-5μm，所述贝氏体的晶粒的平均直径为0.7μm-4μm，所述回火马氏体的晶粒的平均直径为1μm-4μm。
在本实施例中，残余奥氏体晶粒尺寸过大，其在变形初始阶段就发生相变诱导塑性，无法起到提高Ag的作用，过小则提高均匀变形的能力不足；铁素体晶粒尺寸过大，则扩孔率不足45％，过小则延伸率不足11％；贝氏体和回火马氏体晶粒尺寸过大，扩孔率均不足45％，过小，则均匀延伸率不足8％，延伸率不足11％。在一些实施例中，所述钢的性能参数满足如下I-V中的至少一种：
I、抗拉强度≥980MPa，
II、屈服强度≥780MPa，
III、延伸率A80≥11％，
IV、均匀延伸率Ag≥8％，
V、扩孔率≥45％。
第二方面，本申请提供了一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢的制备方法，所述方法包括：
在第一设定加热温度条件下，对含有所述化学成分的铸坯进行加热，后在第一设定保温时长下进行保温；
在设定终轧温度条件下，对保温处理后的所述铸坯进行热轧，后在第一设定温度下进行卷取，得到热轧卷；
在设定总压下率条件下，对所述热轧卷进行冷轧，得到带钢；
将所述带钢进行连续退火镀锌处理，得到热镀锌增强成形复相钢。
在一些实施例中，所述第一设定加热温度的取值为1180℃-1230℃，所述第一设定保温时长取值为1h-2h；和/或
所述设定终轧温度取值为870℃-920℃，所述第一设定温度取值为500℃-580℃；和/或
所述设定总压下率取值为45％-60％。
在本实施例中，第一设定加热温度过高，浪费能源，设定过低，热轧轧制出现轧裂现象；第一设定保温时长过长，同样浪费能源，时长过短，热轧轧制出现轧裂现象；第一设定温度过高则成品抗拉强度不足980MPa，过低则成品的延伸率不足11％；总压下率过大，轧制过程边裂现象严重，总压下率过小，成品抗拉强度不足980MPa。
在本实施例中，终轧温度处于全奥氏体区，卷取温度处于下贝氏体转变区，获得的热轧板的组织为贝氏体和少量铁素体组织，在后续退火时可以更快的达到全奥氏体区，在相同的保温时间内可以使组织中的合金配分更加均匀；同时还可以获得较为细化的组织，提高材料的屈服强度。
在一些实施例中，所述将所述带钢进行连续退火镀锌处理，得到热镀锌增强成形复相钢，包括：
将所述带钢预加热至第二设定温度；
在第一设定加热速率和第二设定加热温度条件下，将预加热后的所述带钢进行升温，后在第二设定保温时长下进行第一保温；
在第一设定冷却速率条件下，将第一保温后的所述带钢冷却至第三设定温度；
将冷却至第三设定温度的所述带钢升温至第四设定温度，后在第三设定保温时长下进行第二保温；
在第五设定温度条件下，对第二保温后的所述带钢进行镀锌处理；
在第二设定冷却速率条件下，将镀锌处理后的所述带钢冷却至室温；
在设定光整延伸率条件下，将冷却至室温的所述带钢进行光整，得到热镀锌增强成形复相钢。
在本实施例中，热镀锌的锌液成分包括0.2重量％-0.27重量％的Al，其余为Zn和不可避免杂质。得到热镀锌增强成形复相钢的厚度为0.5-2.5mm。在制备工艺中，先将含有设定化学成分的板坯进行加热、粗轧、精轧和卷取，获得热轧板，然后将热轧板进行酸洗、冷轧、连续退火镀锌和光整，获得热镀锌增强成形性复相钢，其中，冷轧采用5道次轧制。
在一些实施例中，所述第二设定温度取值为220℃；和/或
所述第一设定加热速率取值为8℃/s-15℃/s，所述第二设定加热温度取值为880℃-950℃，所述第二设定保温时长取值为80s-150s；和/或
所述第一设定冷却速率取值为20℃/s-45℃/s，所述第三设定温度取值为300℃-380℃；和/或
所述第四设定温度取值为390℃-450℃，第三设定保温时长取值为50s-150s；和/或
所述第五设定温度取值为455℃-465℃，所述第二设定冷却速率取值为20℃/s-45℃/s；和/或
所述设定光整延伸率取值为0.2％-0.4％。
在本实施例中，第一设定加热速率过快，造成能源消耗过高，浪费严重，低于设定速率造成带钢不同位置性能波动超过50MPa；第二设定保温时间过长，则成品抗拉强度不足980MPa，过短，则成品延伸率不足11％；第一设定冷却速率过高，则成品延伸率不足11％，过短，则成品抗拉强度不足980MPa；第三设定温度过高，则成品延伸率不足11％，过低则成品扩孔率不足45％；第四设定温度过高，则成品延伸率不足11％，过低则成品扩孔率不足45％；第三保温时长设定过长，则成品抗拉强度不足980MPa，过短则成品延伸率不足11％；第五设定温度过高则出现表面色差，过低则出现漏镀现象；第二冷却速率过高，则成品延伸率不足11％，过低，则成品抗拉强度不足980MPa。在本实施例中，第二设定加热温度为880-950℃，处于全奥氏体区间，冷却后可以保证组织中存在一定量的残余奥氏体。加热温度过高造成组织过度长大，屈服强度降低，影响材料的扩孔能力以及成形能力，且温度过高浪费能源；加热温度过低无法获得足够的残余奥氏体，加热温度过低组织中的铁素体型贝氏体含量不足，扩孔能力偏低。
在本实施例中，光整可以使带钢表面获得适宜的粗糙度，光整延伸率过小或者过大都将使表面粗糙度过小或者过大，此外光整对屈服强度有一定的增幅作用，如果光整延伸率过高，将降低带钢的成形能力。
第三方面，本申请提供了一种汽车零部件，含有第一方面任意一项所述的1000MPa级热镀锌增强成形复相钢。
该汽车零部件是基于上述1000MPa级热镀锌增强成形复相钢的制备方法来实现的，该1000MPa级热镀锌增强成形复相钢的制备方法的具体步骤可参照上述实施例，由于该汽车零部件采用了上述实施例的部分或全部技术方案，因此至少具有上述实施例的技术方案所带来的所有有益效果，在此不再一一赘述。
下面结合具体的实施例，进一步阐述本申请。应理解，这些实施例仅用于说明本申请而不用于限制本申请的范围。下列实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照国家标准测定。若没有相应的国家标准，则按照通用的国际标准、常规条件、或按照制造厂商所建议的条件进行。
实施例1-7
相关实验及效果数据：
实施例钢的制备方法：
步骤S1：将钢水经过转炉冶炼，采用连铸方式获得板坯；实际化学成分如表1所示，其余为Fe及不可避免的杂质。
步骤S2：将步骤1获得的板坯进行加热、粗轧、精轧和卷取，获得热轧板；该步骤的具体工艺控制如表2所示。
步骤S3：将步骤2获得的热轧板经酸洗后冷轧，获得冷轧板，冷轧总压下率为45-60％，如表2所示。
步骤S4：将步骤3冷轧后的带钢进行热镀锌退火，依次包括预热、加热、均热、冷却、镀锌和镀后冷却，具体工艺如表3所示；
步骤S4：将步骤4连续退火后的带钢进行光整，平整延伸率如表4所示。
表1
编号 C/％ Si/％ Mn/％ P/％ S/％ Al/％ Nb/％ Cr/％ B/％
实施例1 0.11 0.2 2.8 0.009 0.005 1.4 0.05 0.7 0.004
实施例2 0.16 0.1 2.5 0.01 0.004 1.1 0.04 0.7 0.0015
实施例3 0.14 0.01 2.7 0.009 0.004 1.3 0.03 0.6 0.003
实施例4 0.15 0.12 2.3 0.009 0.004 1.3 0.02 0.5 0.0025
实施例5 0.12 0.07 2.9 0.009 0.004 1.4 0.04 0.8 0.0035
实施例6 0.15 0 2.6 0.009 0.004 1.5 0.06 0.4 0.002
实施例7 0.14 0.17 2.5 0.009 0.004 1 0.03 0.6 0.003
表2
表3
表4
力学性能采用拉伸实验机根据《GBT 228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行测试；扩孔率根据《GBT 15825.4-2008金属薄板增强成形性能与试验方法》进行检测。
图1中，板条状组织为贝氏体，块状组织为回火马氏体和残余奥氏体，灰色凹陷位置为铁素体，因此从图1可知，本发明实施例提供的增强成形复相钢的金相组织由铁素体、贝氏体、回火马氏体和残余奥氏体组成。
本发明提供了一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢及其制备方法，该复相钢通过添加控制适合的C元素以及Mn元素，同时添加Cr、Nb和B元素，来细化晶粒和提高淬透性，使材料具有较高的屈服强度，同时使材料具有良好的扩孔性能；同时配合热轧和连续退火工序制得的增强成形复相钢其室温拉伸时屈服强度为781-937MPa，抗拉强度为984-1145MPa，断后伸长率A80为11-17％，均匀延伸率Ag为8-11％，镀层厚度为7-15mm，该材料成形性能好，扩孔率为45-72％，可有效避免过低的扩孔率导致其在翻边扩孔过程中发生开裂。本发明得到的热镀锌增强成形复相钢同时具有良好的扩孔性能和增强成形性能，特别适用于具有翻边扩孔设计的同时还需要一定成形能力及防腐需求的汽车零部件。
以上所述仅是本申请的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本申请。对这些实施例的多种修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本申请的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本申请将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所申请的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims (10)

1.一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢，其特征在于，所述钢的化学成分包括：
C：0.11重量％-0.16重量％，Si：0-0.2重量％，Mn：2.4重量％-2.9重量％，P≤0.01重量％，S≤0.005重量％，Al:1.0重量％-1.5重量％，Cr：0.4重量％-0.8重量％，Nb：0.02重量％-0.06重量％，B：0.0015重量％-0.004重量％，Fe。
2.根据权利要求1所述的1000MPa级热镀锌增强成形复相钢，其特征在于，所述钢的金相组织为残余奥氏体、铁素体、贝氏体、回火马氏体。
3.根据权利要求1所述的1000MPa级热镀锌增强成形复相钢，其特征在于，所述残余奥氏体的含量为2体积％-5体积％，所述铁素体的含量为10体积％-20体积％，所述贝氏体的含量为40体积％-60体积％，所述回火马氏体的含量为20体积％-35体积％。
4.根据权利要求1所述的1000MPa级热镀锌增强成形复相钢，其特征在于，所述残余奥氏体的晶粒的平均直径为0.5μm-1.5μm，所述铁素体的晶粒的平均直径为2μm-5μm，所述贝氏体的晶粒的平均直径为0.7μm-4μm，所述回火马氏体的晶粒的平均直径为1μm-4μm。
5.根据权利要求1所述的1000MPa级热镀锌增强成形复相钢，其特征在于，所述钢的性能参数满足如下I-V中的至少一种：
I、抗拉强度≥980MPa，
II、屈服强度≥780MPa，
III、延伸率A80≥11％，
IV、均匀延伸率Ag≥8％，
V、扩孔率≥45％。
6.一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括：
在第一设定加热温度条件下，对含有所述化学成分的铸坯进行加热，后在第一设定保温时长下进行保温；
在设定终轧温度条件下，对保温处理后的所述铸坯进行热轧，后在第一设定温度下进行卷取，得到热轧卷；
在设定总压下率条件下，对所述热轧卷进行冷轧，得到带钢；
将所述带钢进行连续退火镀锌处理，得到热镀锌增强成形复相钢。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述第一设定加热温度的取值为1180℃-1230℃，所述第一设定保温时长取值为1h-2h；和/或
所述设定终轧温度取值为870℃-920℃，所述第一设定温度取值为500℃-580℃；和/或
所述设定总压下率取值为45％-60％。
8.根据权利要求6或7所述的制备方法，其特征在于，所述将所述带钢进行连续退火镀锌处理，得到热镀锌增强成形复相钢，包括：
将所述带钢预加热至第二设定温度；
在第一设定加热速率和第二设定加热温度条件下，将预加热后的所述带钢进行升温，后在第二设定保温时长下进行第一保温；
在第一设定冷却速率条件下，将第一保温后的所述带钢冷却至第三设定温度；
将冷却至第三设定温度的所述带钢升温至第四设定温度，后在第三设定保温时长下进行第二保温；
在第五设定温度条件下，对第二保温后的所述带钢进行镀锌处理；
在第二设定冷却速率条件下，将镀锌处理后的所述带钢冷却至室温；
在设定光整延伸率条件下，将冷却至室温的所述带钢进行光整，得到热镀锌增强成形复相钢。
9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，所述第二设定温度取值为220℃；和/或
所述第一设定加热速率取值为8℃/s-15℃/s，所述第二设定加热温度取值为880℃-950℃，所述第二设定保温时长取值为80s-150s；和/或
所述第一设定冷却速率取值为20℃/s-45℃/s，所述第三设定温度取值为300℃-380℃；和/或
所述第四设定温度取值为390℃-450℃，第三设定保温时长取值为50s-150s；和/或
所述第五设定温度取值为455℃-465℃，所述第二设定冷却速率取值为20℃/s-45℃/s；和/或
所述设定光整延伸率取值为0.2％-0.4％。
10.一种汽车零部件，其特征在于，含有权利要求1-5任意一项所述的1000MPa级热镀锌增强成形复相钢。
CN202310471056.4A 2023-04-27 2023-04-27 一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢及其制备方法 Pending CN116732448A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202310471056.4A CN116732448A (zh) 2023-04-27 2023-04-27 一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202310471056.4A CN116732448A (zh) 2023-04-27 2023-04-27 一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢及其制备方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN116732448A true CN116732448A (zh) 2023-09-12

Family

ID=87900082

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202310471056.4A Pending CN116732448A (zh) 2023-04-27 2023-04-27 一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN116732448A (zh)

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6475861B2 (ja) ホットスタンピングに使用される鋼板、ホットスタンピングプロセスおよびホットスタンピングコンポーネント
KR101568549B1 (ko) 우수한 굽힘성 및 초고강도를 갖는 열간 프레스 성형품용 강판, 이를 이용한 열간 프레스 성형품 및 이들의 제조방법
CN108018484B (zh) 抗拉强度1500MPa以上成形性优良的冷轧高强钢及其制造方法
CN106011643B (zh) 一种抗拉强度590MPa级冷轧双相钢及其制备方法
CN112048680B (zh) 一种合金化热镀锌dh980钢及其制备方法
KR101402365B1 (ko) 시효성 및 베이킹 경화성이 우수한 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP2020045573A (ja) 強度、延性および成形性が改善された高強度被覆鋼板を製造する方法
CN111349771B (zh) 一种具有优异塑性的980MPa级冷轧Q＆P钢及其制造方法
CN101346479B (zh) 具有优良可成形性和极佳可涂镀性高强度钢带的制造方法
CN104593674A (zh) 热镀锌超低碳烘烤硬化钢及其生产方法
CN110551939A (zh) 一种屈服强度320MPa级热镀锌钢板及其生产方法
JP2020509162A (ja) 自動車用高強度冷間圧延鋼板
CN107761006A (zh) 低碳热镀锌超高强双相钢及其制备方法
US20190071746A1 (en) Steel sheet hot-dip plated with zinc based layer with superior bake hardenability and aging resistance, and manufacturing method thereof
JP6052476B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR20210037720A (ko) 피복 강 부재, 피복 강판 및 그것들의 제조 방법
CN107513669A (zh) 一种高强冷轧方矩形管用钢及其制造方法
CN115505847B (zh) 一种具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板及其制备方法
CN114807737B (zh) 一种热镀锌钢及其制造方法
KR102540431B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
CN114369758A (zh) 一种高强高韧性热冲压钢基体及其制备方法和应用
CN115537645A (zh) 一种trip钢及其制备方法、冷轧钢板和热镀锌钢板
CN104017969B (zh) 冷轧钢板及其制备方法和热镀锌钢板及其制备方法
CN116732448A (zh) 一种1000MPa级热镀锌增强成形复相钢及其制备方法
CN112048670A (zh) 表面质量优良的冷轧热镀锌dh590钢及其生产方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination