CN117363984A - 一种590MPa级热镀锌双相钢及制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种590MPa级热镀锌双相钢及制备方法，以质量百分含量计，化学成分为C：0.06％～0.10％，Si：0.10～0.35％，Mn：1.40％～1.85％，P≤0.018％，S≤0.008％，Als：0.015％～0.070％，Cr：0.25‑0.45％，Ti：0.010～0.030％，Cu：0.020‑0.10％，N≤0.0055％，其余是Fe及不可避免的杂质。制备方法包括冶炼工序，热轧工序，酸轧工序和热镀锌工序。本发明得到的590MPa级热镀锌双相钢屈服强度为350～420MPa，抗拉强度为595～635MPa，伸长率A80为26.0～31.0％，屈强比为0.55‑0.70，扩孔率为40％‑55％，且组分成本较低，性能能够满足现有的生产需求，具有较强的市场应用前景。

Description

一种590MPa级热镀锌双相钢及制备方法
技术领域
本发明涉及冷轧板带技术领域，尤其涉及一种590MPa级热镀锌双相钢及制备方法。
背景技术
汽车工业是碳排放的重要领域，现代汽车工业的发展趋势是在保证安全性能不变的前提下，尽可能轻量化以降低能耗和排放。汽车用钢高强度化是同时解决安全、排放和能耗的有效方法，已成为一种必然的趋势。双相钢具有良好的强塑性和加工制备性能，已成为使用最广泛的先进高强钢，而590MPa级则是应用量最大的产品，通过合理的成分、工艺设计获得低成本高性能的590MPa级热镀锌双相钢将极大促进汽车轻量化。
然而现有技术公开的热镀锌双相钢，有的组分包含较多的贵金属元素Mo和Nb等导致合金成本增加，微观组织中含有少量贝氏体(4～10％)导致断后伸长率偏低(≤22％)不利于获得良好的成形性能。有的Si含量较高(0.3～0.6％)不利于获的良好的表面质量；热镀锌过程出完锌锅冷却至260～300℃后进行水冷至40℃以下，一般产线为水冷不具备水冷条件，无法推广至常规机组。
基于此，现有技术仍然有待改进。
发明内容
为解决上述技术问题，本发明实施例提出一种590MPa级热镀锌双相钢及制备方法，以解决现有技术的590MPa级热镀锌双相钢不能满足生产需求的技术问题。
为解决上述技术问题，本发明一些实施例公开了一种590MPa级热镀锌双相钢，以质量百分含量计，化学成分为：
C：0.06％～0.10％，Si：0.10～0.35％，Mn：1.40％～1.85％，P≤0.018％，
S≤0.008％，Als：0.015％～0.070％，Cr：0.25-0.45％，Ti：0.010～0.030％，Cu：0.020-0.10％，N≤0.0055％，
其余是Fe及不可避免的杂质。
一些实施例中，化学成分为：
C：0.07～0.09％，Si：0.15～0.30％，Mn：1.50～1.65％，
Als：0.025～0.060％，P≤0.015％，S≤0.005％，Cr：0.30～0.40％，
Ti：0.015～0.025％，Cu：0.030～0.070％，N≤0.0040％，
余量为Fe及不可避免杂质。
一些实施例中，屈服强度为350～420MPa，抗拉强度为595～635MPa，伸长率A80为26.0～31.0％，屈强比为0.55-0.70，扩孔率为40％-55％。
一些实施例中，组织由70％-75％的铁素体和25％-30％呈岛状分布的马氏体构成。
一些实施例中，铁素体的平均晶粒尺寸为3.5μm。
另一方面，本发明实施例还公开了一种590MPa级热镀锌双相钢的制备方法，包括冶炼工序，热轧工序，酸轧工序和热镀锌工序，其中，所述冶炼工序包括：将前述的化学成分进行冶炼，连铸成板坯。
一些实施例中，所述热轧工序包括：
将冶炼工序得到的板坯经过加热、除鳞、粗轧、精轧、层流冷却和卷取后获得热轧卷；终轧温度为880-950℃；层流冷却采用前段冷却方式，上下表面冷却速率为50％和75％，卷取温度为550-650℃。
一些实施例中，所述酸轧工序包括：
将热轧工序得到的热轧卷经过酸洗后，冷轧成为0.5-3.0mm的薄带钢，冷轧压下率为50％-75％，随着材料冷轧厚度的升高冷轧压下率逐步减小，冷轧薄带钢厚度规格每增加0.5mm，冷轧压下率约降低4～6％。
一些实施例中，所述热镀锌工序包括：
将酸轧工序得到的薄带钢先分别以10～15℃/s、2～8℃/s和0.5～3℃/s的加热速率分段加热至300℃、700℃和780～830℃；均热保温35～70s后分别以2～8℃/s及25～50℃/s的速率，依次缓慢冷却至660～710℃和快速冷却至445～470℃后，均衡保温一段时间后进入锌池进行镀锌处理，镀锌处理时间为8～25s，出锌池后以≥5℃/s的速度冷却至室温。
一些实施例中，机组速度为70-120m/min，随着材料冷轧厚度的增加机组速度逐步减小，薄带钢厚度规格每增加0.5mm，机组速度降低10m/min；
优选地，平整延伸率范围为0.35～0.60％，材料厚度每增加0.5mm，平整延伸率降低0.05％。
采用上述技术方案，本发明至少具有如下有益效果：
本发明提供的一种590MPa级热镀锌双相钢及制备方法，屈服强度为350～420MPa，抗拉强度为595～635MPa，伸长率A80为26.0～31.0％，屈强比为0.55-0.70，扩孔率为40％-55％，且组分成本较低，性能能够满足现有的生产需求，具有较强的市场应用前景。
附图说明
为了更清楚地说明本发明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，下面描述中的附图仅仅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他的附图。
图1为本发明一些实施例所公开的一种590MPa级热镀锌双相钢OM图；
图2为本发明一些实施例所公开的一种590MPa级热镀锌双相钢SEM图；
图3为本发明一些实施例所公开的一种590MPa级热镀锌双相钢应力-应变曲线图。
具体实施方式
下面结合附图和实施例对本公开的实施方式作进一步详细描述。以下实施例的详细描述和附图用于示例性地说明本公开的原理，但不能用来限制本公开的范围，本公开可以以许多不同的形式实现，不局限于文中公开的特定实施例，而是包括落入权利要求的范围内的所有技术方案。
本公开提供这些实施例是为了使本公开透彻且完整，并且向本领域技术人员充分表达本公开的范围。应注意到：除非另外具体说明，这些实施例中阐述的部件和步骤的相对布置、材料的组分、数字表达式和数值应被解释为仅仅是示例性的，而不是作为限制。
需要说明的是，在本公开的描述中，除非另有说明，“多个”的含义是大于或等于两个；术语“上”、“下”、“左”、“右”、“内”、“外”等指示的方位或位置关系仅是为了便于描述本公开和简化描述，而不是指示或暗示所指的装置或元件必须具有特定的方位、以特定的方位构造和操作，因此不能理解为对本公开的限制。当被描述对象的绝对位置改变后，则该相对位置关系也可能相应地改变。
此外，本公开中使用的“第一”、“第二”以及类似的词语并不表示任何顺序、数量或者重要性，而只是用来区分不同的部分。“垂直”并不是严格意义上的垂直，而是在误差允许范围之内。“平行”并不是严格意义上的平行，而是在误差允许范围之内。“包括”或者“包含”等类似的词语意指在该词前的要素涵盖在该词后列举的要素，并不排除也涵盖其他要素的可能。
还需要说明的是，在本公开的描述中，除非另有明确的规定和限定，术语“安装”、“相连”、“连接”应做广义理解，例如，可以是固定连接，也可以是可拆卸连接，或一体地连接；可以是直接相连，也可以通过中间媒介间接相连。对于本领域的普通技术人员而言，可视具体情况理解上述术语在本公开中的具体含义。当描述到特定器件位于第一器件和第二器件之间时，在该特定器件与第一器件或第二器件之间可以存在居间器件，也可以不存在居间器件。
本公开使用的所有术语与本公开所属领域的普通技术人员理解的含义相同，除非另外特别定义。还应当理解，在诸如通用字典中定义的术语应当被解释为具有与它们在相关技术的上下文中的含义相一致的含义，而不应用理想化或极度形式化的意义来解释，除非这里明确地这样定义。
对于相关领域普通技术人员已知的技术、方法和设备可能不作详细讨论，但在适当情况下，技术、方法和设备应当被视为说明书的一部分。
本发明一些实施例公开了一种使用热镀锌机组生产低成本兼具优良力学性能的
热镀锌双相钢板制造方法。适用于低成本抗拉强度为590MPa级热镀锌双相钢板的化学成分范围为：C：0.06％～0.10％，Si：0.10～0.35％，Mn：1.40％～1.85％，P≤0.018％，S≤0.008％，Als：0.015％～0.070％，Cr：0.25-0.45％，Ti：0.010～0.030％，Cu：0.020-0.10％，N≤0.0055％，其余元素是Fe及不可避免的杂质。
一些优选的实施例中，按重量百分比计，其化学成分为：
C：0.07～0.09％，Si：0.15～0.30％，Mn：1.50～1.65％，Als：0.025～0.060％，P≤0.015％，S≤0.005％，Cr：0.30～0.40％，Ti：0.015～0.025％，Cu：0.030～0.070％，N≤0.0040％，余量为Fe及不可避免杂质。
上述的低成本590MPa级热镀锌双相钢板中，屈服强度为350～420MPa，抗拉强度为595～635MPa，伸长率A80为26.0～31.0％，屈强比为0.55-0.70，扩孔率为40％-55％；组织由70％-75％的铁素体(平均晶粒尺寸为3.5μm)+约25％-30％呈岛状分布的马氏体构成。
本发明一些实施例所公开的低成本590MPa级热镀锌双相钢的生产步骤包括：
(a)冶炼工序：根据低成本590MPa级热镀锌双相钢的化学成分进行冶炼，连铸成板坯；
(b)热轧工序：将板坯经过加热、除鳞、粗轧、精轧、层流冷却和卷取后获得热轧卷；其终轧温度为880-950℃；层流冷却采用前段冷却方式，上下表面冷却速率为50％和75％，卷取温度为550-650℃。
(c)酸轧工序：将热轧卷经过酸洗后，冷轧成为0.5-3.0mm的薄带钢，其冷轧压下率为50％-75％，随着材料冷轧厚度的升高冷轧压下率逐步减小，其冷轧薄带钢厚度规格每增加0.5mm，原料厚度进行相应调整，冷轧压下率约降低4～6％。
(d)热镀锌工序：冷轧薄带钢先分别以10～15℃/s、2～8℃/s和0.5～3℃/s的加热速率分段加热至300℃、700℃和780～830℃；均热保温35～70s后分别以2～8℃/s及25～50℃/s的速率，依次缓慢冷却至660～710℃和快速冷却至445～470℃后，均衡保温一段时间后进入锌池进行镀锌处理，其时间为8～25s，出锌池后以≥5℃/s的速度冷却至室温。机组速度为70-120m/min，随着材料冷轧厚度的增加机组速度逐步减小，其冷轧薄带钢厚度规格每增加0.5mm，机组速度进行相应调整，机组速度降低10m/min。平整延伸率范围为0.35～0.60％，材料厚度每增加0.5mm平整延伸率降低0.05％。
合金元素在低成本高延伸热镀锌钢板的作用:
碳：C是钢铁材料中固溶强化效果最明显的元素，钢中固溶C含量增加0.1％，其强度可提高约450MPa。并直接影响临界区处理后增强塑性双相钢中贝氏体、马氏体及残余奥氏体等的含量，C含量过低时奥氏体的稳定性和马氏体淬硬性下降，导致残余奥氏体减少甚至无法保存至室温。需要增加大量的Mn、Cr等合金元素的含量来保证残余奥氏体的含量及强度，从而导致成本增加。因此，本发明C含量为0.10％～0.16％，优选为0.07～0.09％。
硅：Si能固溶于铁素体和奥氏体中提高钢的强度，其作用仅次于C、P，较Mn、Cr、Ti和Ni等元素强；Si还可以抑制铁素体中碳化物的析出，使固溶C原子充分向奥氏体中富集，从而提高其稳定性过低的Si含量难以在室温获得残余奥氏体。然而，Si含量过高时，Si在加热炉中形成的表面氧化铁皮很难去除，增加了除磷难度，严重影响热镀锌钢板的表面质量。因此，配合其他组分含量，本发明Si含量为0.10～0.35，优选为0.15～0.30％。
锰：添加锰以在常规连续退火/镀锌作业线的冷却速率能力范围内提高淬透性。锰还有助于固溶强化，这提高拉伸强度并强化铁素体相，由此有助于稳定残余奥氏体。锰降低了复相钢的奥氏体至铁素体转变温度范围。此外，Mn是良好的脱氧剂和脱硫剂，也是钢中常用的固溶强化元素。Mn既可与C结合形成多种碳化物起到沉淀强化的作用，也可溶于基体中增强固溶强化效果。Mn易与S结合形成高熔点化合物MnS，从而消除或削弱由于FeS引起的热脆现象，改善钢的热加工性能。Mn可以提高奥氏体稳定性，使C曲线右移，从而显著降低马氏体的临界冷却速率。但Mn含量过高时，会导致成本增加；同时Mn含量过高会导致偏析，使得带钢横向和纵向的各向异性增加。因此，配合其他组分含量，在本发明中Mn含量为1.40％～1.85％，优选为1.50～1.65％。
铝：Al是钢中常见的脱氧剂，同时可以形成AlN钉扎晶界，从而起到细化晶粒的作用；另外，Al与Si作用相似，可以抑制碳化物析出，从而使奥氏体充分富碳。当Al含量较低时难以除尽钢液中的O元素；当Al含量过高时容易生成大量Al2O3夹杂影响钢的洁净度。因此，配合其他组分含量，本发明中Al含量为0.015％～0.07％，优选为0.025％～0.060％。
铬：Cr是中强碳化物形成元素，和锰元素一样能提高钢的淬透性，与其他合金元素搭配加入钢中，能大大提高钢的淬透性，从而推迟珠光体转变和贝氏体转变，而且扩大了卷取窗口。Cr也是一种固溶强化元素，起到对基体的强化作用。另一方面，过高的Cr含量，会使钢的淬透性大大提高，从而使强度大大增加，由于Cr较Mo具有明显的成本优势，所以大量添加于热镀锌双相钢中。但是Cr也会造成塑性下降，恶化了钢的成型性能与焊接性能。因此，配合其他组分含量，本发明中Cr含量为0.25～0.45％，优选为0.30％～0.40％。
钛：Ti在钢中以析出强化为主，与钢中的C、N结合形成TiC和TiN，起到强烈析出强化的作用，并显著细化晶粒。在含B钢中Ti最为重要的最用是固定N元素，使得B元素处于固溶态，充分发挥其显著提升淬透性的效应。但Ti含量过高一方面会显著增加轧制过程中的变形抗力，增加冷轧机组负荷，另一方面高Ti容易形成液析TiN，粗大的液析TiN会导致材料塑韧性剧烈恶化。因此，配合其他组分含量，本发明中Ti含量为0.010～0.030％，优选为0.015％～0.025％。
铜：Cu元素具有很好的时效强化能力，通过Cu的纳米析出物可以有效地强化铁素体，在带钢退火冷却到一定温度后需要进行保温，可以有效的产生时效强化效果。此外由于Cu的弥散析出可以抑制粗大的TiC、TiN形成，起到对复合强化的作用，但是过高的Cu会增加钢的脆性，而且会使热轧带钢强度过高，冷轧轧制时边裂严重，因此，配合其他组分含量，Cu元素的含量设定为0.020～0.10％，优选为0.030％～0.070％。
磷：P元素是钢中的有害元素，严重降低钢材的塑性及变形性能，其含量越低越好。考虑到成本，配合其他组分含量，本发明中将P元素含量控制在P≤0.018％，优选为≤0.015％。
硫：S元素是钢中的有害元素，严重影响钢材的成形性，其含量越低越好。考虑到成本，配合其他组分含量，本发明中将S元素含量控制在S≤0.008％，优选为≤0.005％。
实施例：本实施例提供了四组低成本590MPa级热镀锌双相钢板和两组常规590MPa级热镀锌双相钢，其化学成分如表1所示。
表1低成本590MPa级热镀锌双相钢化学成分(wt.％)
编号 C Si Mn P S Cr Ti Cu N Als
实施1 0.075 0.20 1.60 0.011 0.005 0.38 0.020 0.06 0.0034 0.038
实施2 0.070 0.25 1.62 0.009 0.003 0.35 0.024 0.06 0.0031 0.042
实施3 0.083 0.18 1.58 0.008 0.004 0.36 0.18 0.05 0.0028 0.035
实施4 0.088 0.22 1.55 0.007 0.004 0.33 0.016 0.05 0.0023 0.046
对比1 0.050 0.10 1.20 0.018 0.012 0.20 0.008 0.01 0.0033 0.010
对比2 0.110 0.45 1.86 0.020 0.015 0.65 0.046 0.01 0.0042 0.088
上述低成本590MPa级热镀锌双相钢板的制备方法，具体工艺如下：
A、冶炼工序：经过冶炼工艺，制备如表1所示化学成分的双相钢板坯；
B、热轧工序：将板坯经过加热、除鳞、热轧和层流冷却后获得热轧卷，具体热轧工艺参数如表2所示。
表2低成本590MPa级热镀锌双相钢热轧主要工艺参数
编号 终轧温度/℃ 卷取温度/℃ 上下集管冷速℃/s
实施1 915 635 50％、75％
实施2 920 628 50％、75％
实施3 918 620 50％、75％
实施4 906 625 50％、75％
对比1 942 535 50％、75％
对比2 855 665 50％、75％
C、酸轧工序：将热轧卷酸洗后，冷轧成薄带钢，其热轧板厚度、冷轧板厚度及冷轧压下率见表3所示。
表3低成本590MPa级热镀锌双相钢冷轧原料、成品及压下率
编号 热轧板厚度/mm 冷轧板厚度/mm 冷轧压下率/％
实施1 5.00 2.0 60
实施2 5.60 2.5 55
实施3 4.30 1.5 65
实施4 3.33 1.0 70
对比1 4.30 1.5 65
对比2 4.30 1.5 65
D、热镀锌工序：冷轧薄带钢先分别以10～15℃/s、2～8℃/s和0.5～3℃/s的加热速率分段加热至300℃、700℃和780～830℃；均热保温35～70s后分别以2～8℃/s及25～50℃/s的速率，依次缓慢冷却至660～710℃和快速冷却至445～470℃后，均衡保温一段时间后进入锌池进行镀锌处理，其时间为8～25s，出锌池后以≥5℃/s的速度冷却至室温。机组速度为70-120m/min，随着材料冷轧厚度的增加机组速度逐步减小，其冷轧薄带钢厚度规格每增加0.5mm，机组速度进行相应调整，机组速度降低10m/min。平整延伸率范围为0.35～0.60％，材料厚度每增加0.5mm平整延伸率降低0.05％。具体热镀锌工艺参数如表4所示。
表4低成本590MPa级热镀锌双相钢主要工艺参数
经上述工艺制备的590MPa级热镀锌双相钢其微观组织如图1至图2所示，应力-应变曲线见图3所示。按照GB/T228-2010《金属材料室温拉伸试验方法》测试上述热镀锌590MPa级双相钢性能，按照GB/T 24524-2009《金属材料薄板和薄带扩孔试验方法》测试上述热镀锌双相钢扩孔性能，具体见表5所示。
表5 590MPa级热镀锌用增强塑性双相钢力学性能
综上所述，本发明实施例所公开的590MPa级热镀锌双相钢，利用Ti元素形成的第二相粒子(TiC、TiN、Ti(C,N))高温下难以溶解的特性在加热过程中抑制晶粒粗化，起到“本质细晶”的作用；少量Cu的添加(0.03～0.08％)既增强了时效硬化铁素体的效果，又抑制了TiN、TiC的过分长大从而降低对塑、韧性的损害；根据产品厚度规格对各工艺进行调控，通过柔性控制使得产品组织性能稳定性更佳。屈服强度为350～420MPa，抗拉强度为595～635MPa，伸长率A80为26.0～31.0％，屈强比为0.55-0.70，扩孔率为40％-55％，且组分成本较低，性能能够满足现有的生产需求，将极大促进汽车轻量化，具有较强的市场应用前景。
至此，已经详细描述了本公开的各实施例。为了避免遮蔽本公开的构思，没有描述本领域所公知的一些细节。本领域技术人员根据上面的描述，完全可以明白如何实施这里公开的技术方案。
虽然已经通过示例对本公开的一些特定实施例进行了详细说明，但是本领域的技术人员应该理解，以上示例仅是为了进行说明，而不是为了限制本公开的范围。本领域的技术人员应该理解，可在不脱离本公开的范围和精神的情况下，对以上实施例进行修改或者对部分技术特征进行等同替换。尤其是，只要不存在结构冲突，各个实施例中所提到的各项技术特征均可以任意方式组合起来。

Claims (10)

1.一种590MPa级热镀锌双相钢，其特征在于，以质量百分含量计，化学成分为：
C：0.06％～0.10％，Si：0.10～0.35％，Mn：1.40％～1.85％，P≤0.018％，
S≤0.008％，Als：0.015％～0.070％，Cr：0.25-0.45％，Ti：0.010～0.030％，Cu：0.020-0.10％，N≤0.0055％，
其余是Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的590MPa级热镀锌双相钢，其特征在于，化学成分为：
C：0.07～0.09％，Si：0.15～0.30％，Mn：1.50～1.65％，
Als：0.025～0.060％，P≤0.015％，S≤0.005％，Cr：0.30～0.40％，
Ti：0.015～0.025％，Cu：0.030～0.070％，N≤0.0040％，
余量为Fe及不可避免杂质。
3.根据权利要求1所述的590MPa级热镀锌双相钢，其特征在于，屈服强度为350～420MPa，抗拉强度为595～635MPa，伸长率A80为26.0～31.0％，屈强比为0.55-0.70，扩孔率为40％-55％。
4.根据权利要求1所述的590MPa级热镀锌双相钢，其特征在于，组织由70％-75％的铁素体和25％-30％呈岛状分布的马氏体构成。
5.根据权利要求4所述的590MPa级热镀锌双相钢，其特征在于，铁素体的平均晶粒尺寸为3.5μm。
6.一种590MPa级热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，包括冶炼工序，热轧工序，酸轧工序和热镀锌工序，其中，所述冶炼工序包括：将权利要求1-2任意一项所述的化学成分进行冶炼，连铸成板坯。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述热轧工序包括：
将冶炼工序得到的板坯经过加热、除鳞、粗轧、精轧、层流冷却和卷取后获得热轧卷；终轧温度为880-950℃；层流冷却采用前段冷却方式，上下表面冷却速率为50％和75％，卷取温度为550-650℃。
8.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述酸轧工序包括：
将热轧工序得到的热轧卷经过酸洗后，冷轧成为0.5-3.0mm的薄带钢，冷轧压下率为50％-75％，随着材料冷轧厚度的升高冷轧压下率逐步减小，冷轧薄带钢厚度规格每增加0.5mm，冷轧压下率约降低4～6％。
9.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述热镀锌工序包括：
将酸轧工序得到的薄带钢先分别以10～15℃/s、2～8℃/s和0.5～3℃/s的加热速率分段加热至300℃、700℃和780～830℃；均热保温35～70s后分别以2～8℃/s及25～50℃/s的速率，依次缓慢冷却至660～710℃和快速冷却至445～470℃后，均衡保温一段时间后进入锌池进行镀锌处理，镀锌处理时间为8～25s，出锌池后以≥5℃/s的速度冷却至室温。
10.根据权利要求9所述的制备方法，其特征在于，机组速度为70-120m/min，随着材料冷轧厚度的增加机组速度逐步减小，薄带钢厚度规格每增加0.5mm，机组速度降低10m/min；
优选地，平整延伸率范围为0.35～0.60％，材料厚度每增加0.5mm，平整延伸率降低0.05％。
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