CN117305747A - 一种高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢，其包括基板和镀覆于基板上的镀锌层，其中所述基板含有Fe和不可避免的杂质元素，所述基板还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.15～0.25％、Mn：2.2～3.0％、Si：0.3～0.9％、Al：0.1～0.5％、Nb：0.01～0.1％、Ti：0.01～0.1％、Cr：0.01～0.3％；所述基板的微观组织的基体包括体积分数为5～15％的残余奥氏体，所述微观组织还包括尺寸小于80nm的碳化物析出相。相应地，本发明还公开了上述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼和铸造；(2)热轧；(3)酸洗；(4)冷轧；(5)热镀锌再结晶退火；(6)镀锌后冷却。

Description

一种高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢材及其制造方法，尤其涉及一种热镀锌钢及其制造方法。
背景技术
近年来，随着汽车工业的迅速发展，汽车白车身用钢也经历了快速迭代，虽然当前所采用的汽车用先进高强钢已经从第一代发展到第三代，但双相钢依然是用量最大的钢种。
与冷轧双相钢相比，镀锌双相钢具有十分优良的耐蚀性，其多用于制备车身结构件和加强件。然而，随着车身结构件设计的越来越复杂，市场和操作人员对钢板的成形性提出了更高的要求，当前所使用的传统热镀锌双相钢已经逐渐难以满足部分车身结构的设计需求。
若采用TRIP钢或TWIP钢，则其延伸率又过于富余，且合金含量较高，会造成相应的浪费及降低可制造性。虽然传统的QP钢和TBF钢虽能够满足复杂零件的成形性需求且具有较低的合金成本，但过高的Si含量带来制造性和焊接性的降低，限制了其应用。
由此可见，在当前现有技术中，目前1180MPa级别的热镀锌超高强钢的现有专利方案并不多，这在一定程度上也显示了制备该强度级别的热镀锌钢具有较高的技术壁垒。
例如：公开号为CN105506513A，公开日为2016年4月20日，名称为“超高强度冷轧汽车用钢及其制备方法”的中国专利文献，公开了一种超高强冷轧汽车用钢及其生产方法，其典型成分为0.6C-4.5Mn-3Si-5Al，通过控制热轧工艺和连退工艺，使材料获得优异的强塑性，其抗拉强度大于1180MPa的同时，延伸率不低于18％。但大量C、Si、Mn的加入显著提高了制造难度和成本。
又例如：公开号为CN106244923A，公开日为2016年12月21日，名称为“一种磷化性能和成形性能优良的冷轧高强度钢板及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种磷化性能和成形性能优良的冷轧高强度钢板及其制造方法，其典型成分为0.2C-2.5Mn-1.5Si，通过控轧控冷和连续退火处理，可使组织中含有不低于5％的残余奥氏体，其抗拉强度≥1180MPa，延伸率≥14％。在该技术方案中，虽然该钢板的化学元素成分以C、Si、Mn设计为主，但是其仍然具有较高的Si含量，不利于热镀锌产品后续的生产和点焊性能。
再例如：公开号为CN102021482A，公开日为2011年4月20日，名称为“一种冷轧热镀锌双相钢及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种1180MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法，其典型成分为0.12C-2.0Mn-(0.6～1.4)Si-0.5Cr-0.2Mo，低的合金含量保证了该材料具有良好的制造性和焊接性，其可通过常规DP钢制造工艺，获得1180MPa级别的抗拉强度。但在该技术方案中，由于钢板的微观组织为铁素体+马氏体双相组织，限制了其变形能力，材料的延伸率不高。同时，钢中添加了高含量的Cr元素和Mo元素，其不但增加了合金成本，而且不利于镀锌板表面质量。
因此，为了满足市场和用户的需求，亟须在保证冷轧热镀锌双相钢的可制造性和生产成本的基础上，开发出一种兼具有优良焊接性和成型性的1180MPa级高强度钢。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢，该高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢通过合理的成分匹配及工艺设计，可以在传统的双相钢所具备的铁素体、马氏体组织中，进一步引入残余奥氏体，以在强度相似情况下，使材料的均匀延伸率大幅提升，拓宽了镀锌钢材的成形性。
该高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的屈服强度为780～1030MPa，抗拉强度≥1180MPa，延伸率A50≥11％，其具有优良焊接性和成型性，可以有效应用于制备汽车结构件、防撞件等零部件，其具有良好的推广前景和应用价值。
为了实现上述目的，本发明提供了一种高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢，其包括基板和镀覆于基板上的镀锌层，其中所述基板含有Fe和不可避免的杂质元素，所述基板还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.15～0.25％、Mn：2.2～3.0％、Si：0.3～0.9％、Al：0.1～0.5％、Nb：0.01～0.1％、Ti：0.01～0.1％、Cr：0.01～0.3％；
所述基板的微观组织的基体包括体积分数为5～15％的残余奥氏体，所述微观组织还包括尺寸小于80nm的碳化物析出相。
进一步地，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，所述基板的各化学元素质量百分比为：
C：0.15～0.25％、Mn：2.2～3.0％、Si：0.3～0.9％、Al：0.1～0.5％、Nb：0.01～0.1％、Ti：0.01～0.1％、Cr：0.01～0.3％；余量为Fe和不可避免杂质。
在当前现有技术中，传统热镀锌钢为了满足镀锌线的冷却速度，往往需要通过添加足量的Cr、Mo等合金元素来提高基板的淬透性，其会造成成本增加；同时，这种传统的热镀锌钢的低碳设计也不利于奥氏体温度存在于室温，故而其组织多为铁素体和马氏体。
在本发明中，发明人对化学成分进行了全新的设计，其通过适当增加碳含量，并结合多合金元素的匹配，可以有效提高钢材奥氏体的稳定性，同时降低Cr、Mo等合金元素的使用量，其不仅能够有效降低成本，还可改善增碳对钢材焊接性能的恶化，同时保证了一定的可制造性。
在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，各化学元素的设计原理如下所述：
C：在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，C是热镀锌钢中重要的组成元素，其直接影响了镀锌板的强塑性。当钢中C元素含量过低时，其在临界区退火时所形成的奥氏体含量会减少，且奥氏体稳定性和马氏体淬硬性会下降，难于保证强塑性；同时，钢中C元素含量也不宜过高，当钢中C元素含量过高时，则会导致钢材的塑性和焊接性下降。因此，考虑到C元素含量对钢材性能的影响，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，将C元素的质量百分含量控制在0.15～0.25％之间。
Mn：在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，Mn元素可以提高奥氏体稳定性，使C曲线右移，从而降低马氏体临界冷却速率。钢中Mn元素含量不宜过低，Mn含量过低时，会使钢材的淬透性降低，强化作用减弱；同时，钢中也不宜添加过量的Mn，当钢中Mn元素含量过高时，会影响基板焊接性和表面镀锌质量。基于此，为了发挥Mn元素的有益效果，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，将Mn元素的质量百分含量控制在2.2～3.0％之间。
Si：在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，Si是铁素体固溶强化元素，其可以强烈提高钢板强度。同时，Si元素还可以促使C原子从铁素体向奥氏体富集，净化铁素体，提高奥氏体稳定性。但需要注意的是，钢中Si元素含量也不宜过高，太高含量的Si元素会直接影响基板的可镀性和点焊性能。因此，为了发挥Si元素的有益效果，必须严格控制钢中Si元素含量，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，将Si元素的质量百分含量控制在0.3～0.9％之间。
Al：在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，Al元素的作用与Si元素相似，其可以有效抑制碳化物析出，并促进碳元素向奥氏体扩散；并且Al元素还可以提高奥氏体的层错能，提高奥氏体稳定性。同时，钢中添加的Al还可以通过形成AlN钉扎晶界，细化晶粒。
但需要注意的是，钢中Al元素的含量同也不宜过高，当钢液中Al元素含量过高时，容易产生连铸过程水口堵塞、显著提高Ac3等问题。因此，为了发挥Al元素的有益效果，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，将Al元素的质量百分含量控制在0.1～0.5％之间。
Ti：在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，Ti与C、N结合会形成Ti(C,N)、TiN和TiC，其能够细化铸态组织，并可以在热加工时阻碍晶粒粗化。但需要注意的是，钢中Ti元素含量不宜过高，添加过量Ti会使成本增加，并会导致上述析出物含量和尺寸增加，进而降低钢板的延展性。因此，为了发挥Ti元素的有益作用，在本发明所述的耐氢致开裂冷轧热镀锌超高强双相钢中，需要将Ti元素的质量百分含量控制在0.01～0.1％之间。
Nb：在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，Nb元素会强烈抑制动态再结晶，其通过与C、N结合形成Nb(C,N)，可以有效地抑制热加工过程中晶粒粗化，细化铁素体晶粒。Nb和Ti的加入会显著细化基体的奥氏体组织，细小的奥氏体晶粒尺寸更加稳定，具有优良的热稳定性和机械稳定性。但需要注意的是，钢中Nb元素含量同样不宜过高，添加过量的Nb会恶化钢的热加工性能和钢板的韧性。基于此，为了发挥Nb元素的有益效果，在本发明中，将Nb元素的质量百分含量控制在0.01～0.1％之间。
Cr：在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，Cr可以有效细化晶粒组织并抑制热加工时晶粒粗化，且Cr是铁素体形成元素，其可以促进C向奥氏体扩散，提高奥氏体稳定性，降低退火时临界冷却速度。但钢中Cr元素含量同样不宜过高，过高Cr含量会破坏钢的延展性和表面可镀性。为此，必须严格控制钢中Cr元素的含量，在本发明中，将Cr元素的质量百分含量控制在0.01～0.3％之间。
进一步地，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，所述基板的化学元素还包括下述各项的至少一种：Mo：0.02～0.2％，V：0.005～0.2％，Cu：0.003～0.5％，B：0.0005～0.003％。
为了进一步优化本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的性能，在一些优选的实施方式中，钢中还可以进一步添加Mo、V、Cu、B元素。
Mo：在本发明中，Mo元素的作用与Cr相似，其能够使珠光体和贝氏体C曲线右移，并有效提高钢材的淬透性；同时，Mo元素还可通过固溶强化和析出强化显著提高强度，且不会影响表面镀锌质量。但Mo元素的价格昂贵，考虑到生产成本，不宜过量添加，因此，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，将Mo元素的质量百分含量控制在0.02～0.2％之间。
V：在本发明中，V在热镀锌钢中主要以VC形式存在，通过其钉扎晶界细化晶粒和铁素体中弥散析出强化，来提高钢的强度和韧性。同时，晶粒的细化提高了奥氏体的热稳定性和机械稳定性，有利于强塑性的提高。但添加V元素也会进一步增加钢材的合金成本，因此，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，将V元素的质量百分含量控制在0.005～0.2％之间。
Cu：在本发明中，Cu是奥氏体稳定化元素，其可以阻碍高温下晶粒粗化，有利于组织中获得一定量的奥氏体；同时，在镀锌过程中，Cu元素会以ε-Cu析出，从而有效提高钢材的强度。但钢中Cu元素含量也不宜过高，Cu含量过高时会对热变形加工产生不利影响，因此，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，将Cu元素的质量百分含量控制在0.003～0.5％之间。
B：在本发明中，B元素可以阻碍热轧过程中钢材的再结晶，有利于由累积变形量所引起的微观组织结构细化。但钢中B元素含量也不宜过高，添加过量的B会生成BC从而降低钢的延展性，因此，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，将B元素的质量百分含量控制在0.0005～0.003％之间。
进一步地，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，所述基板中的各化学元素质量百分含量满足：Si+Al+Cr≤1.2％。
在本发明上述技术方案中，本发明在控制单一化学元素质量百分含量的同时，还可以进一步控制钢中的元素配比，并使得Si、Al和Cr的质量百分含量满足：Si+Al+Cr≤1.2％。通过控制Si+Al+Cr≤1.2％，不仅可以确保钢板获得较好的可制造性，同时还能够促进马氏体中碳向奥氏体中的配分，有利于提高钢板的塑性。
进一步地，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，在基板的不可避免的杂质中：P≤0.02％、S≤0.01％、N≤0.008％。
在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，P、S、N元素均为钢管中的杂质元素，在技术条件允许情况下，为了获得性能更好且质量更优的管材，应尽可能降低高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中杂质元素的含量。
因此，在本发明中，必须严格地控制钢中P、S、N元素的含量，并控制为P≤0.02％、S≤0.01％、N≤0.008％，钢质越纯净效果更佳。
进一步地，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，所述基板中的各化学元素质量百分含量满足：3C+Si+6P+8S≤2.0％。
相应地，本发明在控制单一化学元素质量百分含量的同时，还可以进一步控制钢中的C、Si元素与杂质元素P、S的含量满足：3C+Si+6P+8S≤2.0％。
在本发明中，通过控制3C+Si+6P+8S≤2.0％，可以确保所制备的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢获得良好的焊接性能。
进一步地，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，所述基板的微观组织的基体还包括铁素体、回火马氏体板条和贝氏体。
进一步地，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，所述残余奥氏体中C含量不低于0.8％。
进一步地，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，所述回火马氏体板条中分布有ε-碳化物。
进一步地，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，所述碳化物析出相与基体呈共格或半共格状态。
进一步地，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，基板单面的所述镀锌层的厚度为5～200μm。
在本发明上述技术方案中，利用镀锌工艺，可以在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的基板的每一侧热镀生成厚度为5～200μm的镀层，热镀结束后将钢板冷却至室温。
进一步地，在本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中，其屈服强度为780～1030MPa，抗拉强度≥1180MPa，延伸率A50≥11％。
相应地，本发明的另一目的在于提供上述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的制造方法，该制造方法对退火工艺进行了优化设计，其可以有效制备本发明上述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢，以确保钢材获得优异的力学性能。
为了实现上述目的，本发明提出了上述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的制造方法，其包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)热轧；
(3)酸洗；
(4)冷轧；
(5)热镀锌再结晶退火：
(a)将钢板以1～20℃/s的加热速率V1加热至均热温度T1＝780～850℃，保温30～240s；
(b)将均热后的钢板以2～20℃/s的冷却速率V2冷却至中间温度T2，T2＝640～850℃；
(c)将钢板以20～80℃/s的冷却速率V3冷却至淬火温度T3保温10～200s，其中T3＝Mf+20～Ms-30，Ms、Mf分别为中间温度T2时组织中的奥氏体在该冷速下向马氏体转变的开始温度和终止温度，且V3>V2；
(d)将钢板以10～50℃/s的升温速率V4加热至T4，T4＝420～500℃，保温5～200s；
(e)钢板进入锌锅镀锌；
(6)镀锌后冷却。
在本发明中，本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的制备需要依次经历冶炼及连铸、热轧、酸洗、冷轧、热镀锌再结晶退火工艺和镀锌后冷却的流程。
在本发明上述制造方法中，发明人优化了步骤(5)的热镀锌再结晶退火过程，热镀锌再结晶退火过程的工艺参数与钢种成分设计密切相关，它决定镀锌板内部软相铁素体和硬相马氏体的相对含量，尤其是残余奥氏体的尺寸和形貌。
在本发明中，发明人采用淬火配分退火工艺处理冷轧钢板，其热镀锌再结晶退火的工艺步骤如上述步骤(a)-(e)所示。
在步骤(a)中，需要将冷轧板以加热速率V1加热至均热温度Tl后保温tl时间段。其中，具体选取V1＝1～20℃/s；Tl＝780～850℃；tl＝30～240s。
在该工艺步骤中，如果均热温度Tl低于780℃和均热保温时间tl短于30s，则对应于本发明中的设计成分的基板的基体组织并不能够获得足量的奥氏体或钢板基体碳化物尚未完全溶解以形成奥氏体颗粒。相应地，当均热温度Tl高于850℃和均热保温时间tl长于240s时，则均热处理后钢板中奥氏体含量会显著增加、奥氏体C含量显著降低，且形成的奥氏体和铁素体晶粒粗化。上述因素均会使钢中的奥氏体稳定性降低，从而导致Ms点过高，进而引起镀锌钢板的内部残余奥氏体稳定性降低，使后续的淬火温度过高。
在步骤(b)、(c)和(d)中，需要将均热处理后的钢板先以冷却速率V2缓冷冷却至中间温度T2后，立即以冷却速率V3冷却至淬火温度T3，而后保温t3时间，后再将钢板以升温速率V4加热至T4，并保温t4时间。
其中，T3＝Mf+20～Ms-30，Ms、Mf分别为中间温度T2时组织中的奥氏体在该冷速下向马氏体转变的开始温度和终止温度，且V3>V2。
在该技术方案中，缓冷速率V2和中间温度T2的选取主要是考虑：避免均热处理形成的奥氏体在步骤(b)的缓冷段分解，以便于操作，使退火热处理顺利从步骤(a)的均热段过渡到步骤(c)的快冷段，并维持冷轧钢板的板形。因此，针对本发明所选取的化学成分，选取V2＝2～20℃/s；T2＝640～850℃。当然，若选取的中间温度T2＝Tl时，则表明在步骤(a)的均热处理后无需进行后续步骤(b)的缓冷处理。
相应地，针对本发明所选取的化学成分，发明人还进一步选取步骤(c)快冷段的冷却速率V3＝20～80℃/s，并且V3>V2。其中，快冷速率V3的选取需要尽可能地减少冷却过程中钢板基体中的奥氏体分解，以确保在淬火温度T3形成足量的马氏体和贝氏体。当设计的T3温度过高，则马氏体含量不足，钢材的强度很难保证；若T3温度过低，则形成马氏体过多，残留奥氏体含量不足，对延伸率有不利影响。另外，在T3温度保温阶段也有可能促进贝氏体的形成，有利于碳元素的进一步富集，改善力学性能。
在本发明中，完成步骤(c)快冷段工艺后，需要进一步在步骤(d)中加热以升温速率V4加热至T4，并保温t4时间。该T4温度可使马氏体中的C向相邻奥氏体中富集，提高奥氏体稳定性，同时可伴随弥散强化相的析出而进一步强化基体。但停留时间过长会引起马氏体回火、奥氏体分解及析出相粗化从而恶化镀锌板的强塑性。
综上，从实效性和经济性上考虑，为获取适量且具有良好稳定性的残余奥氏体，在上述步骤中，控制T3＝Mf+20～Ms-30，并控制T3温度的保温时间t3＝10～200s，控制T4＝420～500℃，并控制保温时间t4＝5～200s。
当然，在一些优选的实施方式中，为了获得更优的实施效果，可以进一步优选地控制T3＝220～350℃，控制保温时间t3＝10～120s。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(2)中，采用1200～1280℃加热板坯，保温时间为0.5～5h，控制终轧温度≥850℃，卷取温度≤650℃。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(4)中，控制冷轧变形量为30～60％。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(5)中，锌锅温度为450～500℃。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(6)中，将镀锌钢板以不小于20℃/s的冷却速率冷却至室温。
相较于现有技术，本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢及其制造方法具有如下所述的优点以及有益效果：
(1)本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢采用了合理的化学成分，其在化学成分设计时，适当地提高了C元素的含量，并降低了Cr、Mo等合金元素的含量，其不仅可以大大降低合金成本，还有效改善了钢材的可制造性，该高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢可在现有高强钢连续退火产线进行生产，且无需做较大调整，具有较好的推广应用前景。
(2)本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢采用了合理的化学成分，通过对合金元素配比的设计，使镀锌钢板获得了良好的焊接性能。本发明通过低合金含量，特别是对C、Si、P、S的应用限制，保证了该镀锌钢板具有良好的点焊性能。
(3)本发明对制备工艺进行了优化设计，其优化设计了一种新的热镀锌再结晶退火工艺，并具体控制了其各阶段参数。利用该退火工艺，在步骤(c)快冷阶段所形成的硬相马氏体能够在随后镀锌过程中软化，同时会促进部分奥氏体转变为贝氏体，降低了铁素体和马氏体之间强度差，有益于塑性提高；同时镀锌过程也使奥氏体富碳，最终存在于室温组织。此外，该技术方案还利用了微合金元素细化晶粒的作用，以进一步提高奥氏体稳定性，使钢板得以在较低合金元素条件下，获得足量的稳定奥氏体。
综上所述可以看出，在本发明中，发明人通过合理的成分匹配及工艺设计，在传统的双相钢所具备的铁素体、马氏体组织中，进一步地引入了残余奥氏体，以在强度相似情况下，使该高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的均匀延伸率大幅提升，从而拓宽了镀锌钢材的成形性。
该高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的屈服强度为780～1030MPa，抗拉强度≥1180MPa，延伸率A50≥11％，其具有优良焊接性和成型性，可以有效应用于制备汽车结构件、防撞件等零部件，其具有良好的推广前景和应用价值。
在实际应用过程中，在钢板变形时，本发明利用残余奥氏体的TRIP效应，可以有效提高钢板的加工硬化能力，提高镀锌钢板的强塑性，进而改善热镀锌双相钢的成形性。
附图说明
图1示意性地显示了本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的制造方法在一种实施方式下进行热镀锌再结晶退火工艺时的控制过程示意图。
图2为实施例1的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的金相组织照片。
具体实施方式
下面将结合说明书附图和具体的实施例对本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-9
本发明所述实施例1-9的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢均采用以下步骤制得：
(1)按照表1所示的化学元素的质量百分配比进行冶炼和铸造。
(2)热轧：对获得的板坯进行热轧，采用1200～1280℃加热板坯，并控制保温时间为0.5～5h，控制终轧温度≥850℃，并在卷取温度≤650℃下卷取热轧板。
(3)酸洗：对热轧后的热轧板进行酸洗。
(4)冷轧：对酸洗后的热轧板进行冷轧变形，并控制冷轧变形量为30～60％，优选地可以控制在35～50％之间。
(5)热镀锌再结晶退火：
(a)将钢板以1～20℃/s的加热速率V1加热至均热温度T1＝780～850℃，保温30～240s；
(b)将均热后的钢板以2～20℃/s的冷却速率V2冷却至中间温度T2，T2＝640～850℃；
(c)将钢板以20～80℃/s的冷却速率V3冷却至淬火温度T3保温10～200s，其中T3＝Mf+20～Ms-30，Ms、Mf分别为中间温度T2时组织中的奥氏体在该冷速下向马氏体转变的开始温度和终止温度，且V3>V2；
(d)将钢板以10～50℃/s的升温速率V4加热至T4，T4＝420～500℃，保温5～200s；
(e)钢板进入锌锅镀锌。
(6)镀锌后冷却，镀锌结束后，将钢板以不小于20℃/s的冷却速率缓冷至室温。
在本发明中，本发明所述实施例1-9的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的化学元素成分和相关工艺设计均满足本发明设计规范要求。
表1列出了实施例1-9的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢中各化学元素质量百分比。
表1.(wt％，余量为Fe和除P、S、N外其他的不可避免的杂质)
表2-1和表2-2列出了实施例1-9的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢在上述制造工艺步骤中所采用的具体工艺参数。
表2-1.
表2-2.
需要说明的是，在上述制造工艺中，在所制备的基板进行镀锌之前，为了分析基板的微观组织，发明人将制备的各实施例的基板的分别取样，并对实施例1-9的所制备的基板样品的微观组织进行了观察和分析，相关观察分析结果列于下述表3之中。
表3列出了针对实施例1-9的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的基板的微观组织观察分析结果。
表3.
如上述表3所示，在本发明中，所制备的实施例1-9的基板的微观组织的基体均包括：铁素体、回火马氏体板条、贝氏体和残余奥氏体，且其微观组织还包括尺寸小于80nm的碳化物析出相，其碳化物析出相具体尺寸在30-75nm之间。此外，实施例1-9的基板微观组织中的残余奥氏体的体积相比例在5～10％之间。
观察发现，在本发明所制备的实施例1-9的基板中，其微观组织中的回火马氏体板条中分布有ε-碳化物，其残余奥氏体中C含量不低于0.8％，且碳化物析出相与基体成共格或半共格状态。
相应地，在完成上述针对微观组织的观察和分析后，为了进一步说明本发明所制备的实施例1-9的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢具有优异的性能，发明人进一步将制备的成品实施例1-9的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的分别取样，并对实施例1-9的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢样品进行了各项性能测试，相关测试结果列于表4中。
相关性能检测手段如下所述：
拉伸试验：按照GB228.1-2021，使用标距为50mm的板拉试样，以测试获得实施例1-9的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢在室温下的屈服强度、抗拉强度和延伸率数值。
表3列出了实施例1-9的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的性能测试结果。
表3.
参阅表3可知，本发明所获得的实施例1-9的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢均具有优异的力学性能，其屈服强度在790-900MPa之间，其抗拉强度在1185-1250MPa之间，延伸率A50在13-17％之间。
图1示意性地显示了本发明所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的制造方法在一种实施方式下进行热镀锌再结晶退火工艺时的控制过程示意图。
如图1所示，在本发明中，在进行热镀锌再结晶退火工艺时，先将冷轧板以加热速率V1加热至均热温度Tl后保温tl时间段，而后将均热处理后的钢板先以V2冷速缓冷至中间温度T2后立即以快冷速率V3冷却至镀锌温度T3后保温t3时间。完成上述步骤后，再将钢板以升温加热至T4，保温t4时间后，将钢板送入锌锅镀锌中进行镀锌。
相应地，在完成上述热镀锌再结晶退火工艺后，镀锌完成的钢板可以进一步冷却至室温。
图2为实施例1的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的金相组织照片。
如图2所示，在该实施例中，实施例1的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的微观组织为铁素体、回火马氏体板条、贝氏体和残余奥氏体，其残余奥氏体含量为8％。
需要说明的是，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims (17)

1.一种高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢，其包括基板和镀覆于基板上的镀锌层，其中所述基板含有Fe和不可避免的杂质元素，其特征在于，所述基板还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.15～0.25％、Mn：2.2～3.0％、Si：0.3～0.9％、Al：0.1～0.5％、Nb：0.01～0.1％、Ti：0.01～0.1％、Cr：0.01～0.3％；
所述基板的微观组织的基体包括体积分数为5～15％的残余奥氏体，所述微观组织还包括尺寸小于80nm的碳化物析出相。
2.如权利要求1所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢，其特征在于，所述基板的各化学元素质量百分比为：
C：0.15～0.25％、Mn：2.2～3.0％、Si：0.3～0.9％、Al：0.1～0.5％、Nb：0.01～0.1％、Ti：0.01～0.1％、Cr：0.01～0.3％；余量为Fe和不可避免杂质。
3.如权利要求1或2所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢，其特征在于，所述基板的化学元素还包括下述各项的至少一种：Mo：0.02～0.2％，V：0.005～0.2％，Cu：0.003～0.5％，B：0.0005～0.003％。
4.如权利要求3所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢，其特征在于，所述基板中的各化学元素质量百分含量满足：Si+Al+Cr≤1.2％。
5.如权利要求1或2所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢，其特征在于，在基板的不可避免的杂质中：P≤0.02％、S≤0.01％、N≤0.008％。
6.如权利要求5所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢，其特征在于，所述基板中的各化学元素质量百分含量满足：3C+Si+6P+8S≤2.0％。
7.如权利要求1或2所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢，其特征在于，所述基板的微观组织的基体还包括铁素体、回火马氏体板条和贝氏体。
8.如权利要求1或2所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢，其特征在于，所述残余奥氏体中C含量不低于0.8％。
9.如权利要求7所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢，其特征在于，所述回火马氏体板条中分布有ε-碳化物。
10.如权利要求1或2所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢，其特征在于，所述碳化物析出相与基体呈共格或半共格状态。
11.如权利要求1或2所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢，其特征在于，基板单面的所述镀锌层的厚度为5～200μm。
12.如权利要求1或2所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢，其特征在于，其屈服强度为780～1030MPa，抗拉强度≥1180MPa，延伸率A50≥11％。
13.如权利要求1-12中任意一项所述的高强度高成形冷轧热镀纯锌带钢的制造方法，其特征在于，包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)热轧；
(3)酸洗；
(4)冷轧；
(5)热镀锌再结晶退火：
(a)将钢板以1～20℃/s的加热速率V1加热至均热温度
T1＝780～850℃，保温30～240s；
(b)将均热后的钢板以2～20℃/s的冷却速率V2冷却至中间温度T2，T2＝640～850℃；
(c)将钢板以20～80℃/s的冷却速率V3冷却至淬火温度T3保温10～200s，其中T3＝Mf+20～Ms-30，Ms、Mf分别为中间温度T2时组织中的奥氏体在该冷速下向马氏体转变的开始温度和终止温度，且V3>V2；
(d)将钢板以10～50℃/s的升温速率V4加热至T4，T4＝420～500℃，保温5～200s；
(e)钢板进入锌锅镀锌；
(6)镀锌后冷却。
14.如权利要求13所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(2)中，采用1200～1280℃加热板坯，保温时间为0.5～5h，控制终轧温度≥850℃，卷取温度≤650℃。
15.如权利要求13所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(4)中，控制冷轧变形量为30～60％。
16.如权利要求13所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(5)中，锌锅温度为450～500℃。
17.如权利要求13所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(6)中，将镀锌钢板以不小于20℃/s的冷却速率冷却至室温。
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