专利名称：一种800MPa冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
技术领域：
本发明属于金属材料领域，是一种低合金先进高强钢(AHSS)，并经过热镀锌(包括锌铁合金化热镀锌)处理。
背景技术：
汽车工业发展至今，节能减重、增加安全性、提高车体耐蚀性等已成为人们追求的目标，因此，采用高强度和镀锌钢板是汽车用钢发展的必然趋势。
汽车用双相钢分有热轧双相钢、冷轧双相钢及冷轧热镀锌双相钢，目前较为成熟的是冷轧双相钢，冷轧热镀锌双相钢在国内尚属空白，在国际上已经商业化，强度级别主要有500MPa、600MPa，如美国专利US6306527，其化学成分为(wt％)C 0.01～0.06、Si≤0.5、Mn 0.2～2.0、Cr≤1.0、T.AL 0.005～0.1、P≤0.02、S≤0.01、N≤0.006；属于冷轧热镀锌双相钢，但强度级别为450MPa。
发明内容
本发明的目的在于提供一种800MPa冷轧热镀锌双相钢及其制造方法，其具有抗拉强度高，大于800MPa，屈强比低，冲压性能好；强度和韧性匹配好；初始加工硬化速率高；无屈服延伸避免了成型后零件表面起皱等优良性能，可用于一些汽车结构件、防撞件等。
对于800MPa级的冷轧热镀锌双相钢，成分设计至关重要，首先，它与冷轧双相钢在合金设计上有两个不同之处，冷轧双相钢的退火是在连退生产线上完成，由于冷却速度足够大，在成分中主要以价廉的Si、Mn为主加元素来提高钢的淬透性，而冷轧热镀锌双相钢的生产是在镀锌线上完成的，冷速比连退线的小，且要经过460℃左右的锌池，故有两个问题需要考虑，一是要添加足够量的合金元素，进一步提高基板的淬透性，满足镀锌线的冷却速度，二是要考虑基板的可镀性，Si、Mn元素过多时在退火过程中易在表面形成富集，影响镀锌时基板的浸润性，造成漏镀等镀锌缺陷，这就需要用Cr、Mo元素部分替代Si、Mn等元素，减少其添加量。另一方面，为了达到800MPa的强度，添加的元素数量和种类必将加大，这些都势必会影响材料的焊接性，增加生产成本等。
冷轧热镀锌双相钢生产中，以Cr、Mo部分替代Si、Mn等这一合金设计原则已成为共识，在450、500、600MPa的冷轧热镀锌双相钢中已有应用。本发明在于为达到800MPa级的强度，并满足汽车对焊接性成分的限制而设计的特有成分及相应的退火工艺。基板为冷轧板，镀层分有热镀锌及锌铁合金化热镀锌，微观组织为铁素体加马氏体，马氏体含量在10～15％，抗拉强度大于800MPa，屈服强度350～500MPa，屈强比小于0.60，总延伸率大于12％(80标距)，烘烤硬化值BH2大于40MPa，N10～20％值大于0.10。
本发明的化学成分包含(重量百分比)C 0.06～0.18％Si ≤0.4％Mn 1.30～2.5％Cr 0.10～1.0％Mo 0.02～0.5％Nb 0.005～0.03％Ti 0.005～0.05％T.Al0.02～0.05％P ≤0.02％S ≤0.01％N ≤0.006％P+2S ≤0.12％C+Si/30+Mn/20 ≤0.24％Fe余量不可避免杂质。
进一步，本发明的化学成分优选为(wt％)C 0.08～0.11％
Si ≤0.08％Mn 1.40～2.0％Cr 0.20～0.60％Mo 0.04～0.30％Nb 0.005～0.025％Ti 0.01～0.05％P ≤0.01％S ≤0.006％N ≤0.003％P+2S ≤0.12％C+Si/30+Mn/20 ≤0.24％余量Fe以及不可避免杂质。
本发明合金设计的理由如下C0.06～0.18％，优选为0.08～0.11％。C是重要的固溶强化元素，是获得高强度的保证，C含量太低时，同一临界退火加热时铁素体和奥氏体两相区内的奥氏体量减少，得到的马氏体量也相应减少，难于保证800MPa的强度，C含量太高时，一方面降低韧性，同时影响焊接性。
Si≤0.4％，优选为≤0.08％。Si是铁素体固溶强化元素，强烈提高强度，但对于热镀锌双相钢来说，Si含量太高时会直接影响基板的可镀性，同时该元素也是受焊接性限制的主要元素之一。
Mn1.30～2.5％，优选为1.40～2.0％。Mn可强烈提高淬透性，提高加工硬化性能，Mn含量过低时，组织中难于形成足够量的马氏体，强化效果差，过高时同样会影响基板的可镀性和焊接性。
Cr.0.10～1.0％，优选为0.20～0.60％。Cr可改善临界退火时奥氏体的淬透性，当钢种C含量增加时，可进一步增加马氏体数量，另外，Cr可促进C向奥氏体扩散，降低铁素体的屈服强度。但含量过高时将破坏延展性。
Mo0.02～0.5％，优选为0.04～0.30％。Mo是碳化物形成元素，在临界加热区内多数溶解，有效提高奥氏体的淬透性，有利于获得强韧性匹配的双相钢。Cr、Mo元素均为Si、Mn元素的替代元素，含量过高时，可增加生产成本，一般Cr+Mo＜0.8％。
Ti0.005～0.05％，优选为0.01～0.05％。Ti是强碳化物元素，它有利于免除铁素体间隙固溶强化，细化晶粒。
Nb0.005～0.03％，优选为0.005～0.025％。Nb的作用与Ti相似，但比Ti更强烈，Nb、Ti元素在双相钢中不是主导元素，含量不宜过高。
T.Al0.02～0.05％。Al在双相钢中的主要功能是脱氧剂，不宜过低，但过高时影响连铸生产。
P≤0.02％，优选为≤0.01％。P是一种价廉的固溶强化元素，对双相钢而言，一定适量的P对强度是有益的，但过高时影响焊接性。
S≤0.01％，≤0.006％。S在钢中易形成MnS，引起热脆，同时影响焊接性，所以越少越好。
N≤0.006％，≤0.003％。在双相钢中N越少越好。
P+2S≤0.12％，C+Si/30+Mn/20≤0.24％均为汽车厂对冷轧热镀锌双相钢基板焊接性的要求，如图1所示。设计的基板成分应在斜线下方。
本发明的有益效果本发明的热镀锌双相钢具有抗拉强度高，大于800MPa，屈强比低，冲压性能好；强度和韧性匹配好；初始加工硬化速率高；无屈服延伸避免了成型后零件表面起皱等优良性能。可用于一些汽车结构件、防撞件等，并考虑了基板的可焊性。
图1为焊接性对成分的限制示意图；图2为热镀锌再结晶退火示意图；图3a为本发明DP13的金相组织示意图(×1000)；图3b为本发明GA02-1的金相组织示意图(×1000)。
具体实施例方式
本发明的800MPa冷轧热镀锌双相钢的实施例见表1、2。
表1
表2
本发明的800MPa冷轧热镀锌双相钢的制造方法，首先按上述成分在氧气顶吹转炉中冶炼，并在加热钢包中精炼，然后通过铸造铸成板坯，再按常规热轧、冷酸连轧；热镀锌再结晶退火，退火温度为800～860℃，从退火温度至锌池的冷速为5～16℃/S，在完成镀锌或合金化处理后的冷速大于7℃/S。
参见图2，热镀锌退火工艺，再结晶退火温度是控制冷轧热镀锌双相钢性能最为重要的工艺因素，本发明钢种的临界再结晶退火温度为800～860℃，在铁素体和奥氏体两相区完成，温度太低，碳化物没有完全溶解到奥氏体中，影响淬透性和基板的延展性，同时马氏体数量减少影响强度；退火温度过高时，随着奥氏体的体积分数增加，奥氏体中的C含量和合金元素含量下降，也会影响淬透性，冷却后易产生非马氏体组织。优选的退火温度为815～840℃。
从退火温度至锌池温度的冷却冷速一般在5～16℃/S(图中1CRCooling Rate)，优选为7～14℃/S，冷速过小，容易产生珠光体相变，降低基板的强度，冷速过大时易产生贝氏体相变，影响基板的延展性。
完成退火温度至锌池温度1CR的冷却后，基板进入450～470℃的锌池完成镀锌处理，如果是热镀锌产品，则开始2aCR段的冷却，要保证该冷速大于7℃/S，优选的大于10℃/S，可有效防止奥氏体向贝氏体转变，以减少非马氏体组织的生成，生产线上应尽可能采用最大的冷速，且注意根据板厚调整冷速。
如果是生产锌铁合金化热镀锌产品，则钢板从锌池出来后再加热到480～550℃进行约8～15秒的合金化处理，合金化温度越低，所需时间越长，工业大生产难于实现，温度过高，可能会造成镀层铁含量偏高，导致镀层粉化。
合金化处理后进行2aCR冷却，冷速同2aCR。
本发明成分设计及热镀锌退火工艺的制定是对工业大生产工况条件的模拟，所以可在工业大生产中实现。更详细的描述见实施例。
试验成分见表3，工作路线为炼钢、铸锭→锻造、锯切→热轧→酸洗→冷轧→CGL(连续热镀锌)→性能检测。
表3
锻造工艺加热1230℃×1小时，开锻温度1150℃，终锻温度900℃锻坯尺寸为厚度25×宽度195×长度Lmm，经锯切最后热轧坯尺寸为厚度25×宽度195×长70mm。热轧再加热1200℃×1小时，终轧温度880℃，轧后水冷，卷取温度500℃～700℃，热轧板厚度3.2mm，热轧总压下率25→3.2mm(85.6％)，酸洗后冷轧，冷轧板厚度1.4mm，冷轧总压下率3.2→1.4mm(56％)。
经上述工艺后再经热镀锌退火处理，用连退模拟试验机模拟热镀锌退火工艺，按照JIS 5#标准测定力学性能，在1000倍下用光学显微镜观察金相组织，金相试验用Lepera方法浸蚀，并用光学图像处理仪测定马氏体含量。热镀锌退火后的力学性能见表4，金相组织见图33a、图3b。
表4 热镀锌退火工艺及力学性能
参见图3a、图3b，其为本发明的冷轧热镀锌双相钢金相组织(×1000)图3a为DP13，图3b为GA02-1。
试验表明，本发明的冷轧热镀锌双相钢，组织为铁素体加马氏体，马氏体含量在10～20％，抗拉强度大于800MPa，屈强比低，并具有良好的强韧性匹配。同时基板具有可焊性。
与美国专利号US6306527相比较，本发明达到800MPa级的强度，通过对焊接性成分的限制而设计的特有成分及相应的退火工艺。基板为冷轧板，镀层分有热镀锌及锌铁合金化热镀锌，微观组织为铁素体加马氏体，马氏体含量在10～15％，抗拉强度大于800MPa，屈服强度350～500MPa，屈强比小于0.60，总延伸率大于12％(80标距)，烘烤硬化值BH2大于40MPa，N10～20％值大于0.10。具体化学成分(单位％)、工艺以及力学性能对照表5、6。
表5
表6
权利要求
1.一种800MPa冷轧热镀锌双相钢，其组分重量百分比为C 0.06～0.18％Si ≤0.4％Mn 1.30～2.5％Cr 0.10～1.0％Mo 0.02～0.5％Nb 0.005～0.03％Ti 0.005～0.05％T.Al0.02～0.05％P ≤0.02％S ≤0.01％N ≤0.006％P+2S≤0.12％C+Si/30+Mn/20 ≤0.24％余Fe及不可避免杂质。
2.如权利要求1所述的800MPa冷轧热镀锌双相钢，其特征是其组分(重量百分比)优选为C 0.08～0.11％Si ≤0.08％Mn 1.40～2.0％Cr 0.20～0.60％Mo 0.04～0.30％Nb 0.005～0.025％Ti 0.01～0.05％P ≤0.01％S ≤0.006％N ≤0.003％P+2S≤0.12％C+Si/30+Mn/20 ≤0.24％余Fe及不可避免杂质。
3.一种800MPa冷轧热镀锌双相钢的制造方法，首先按上述成分冶炼，并在加热钢包中精炼，然后通过铸造铸成板坯，再按常规热轧、冷酸连轧；热镀锌前再结晶退火，退火温度为800～860℃，从退火温度冷却至锌池温度450～470℃，其冷速为5～16℃/S；进锌池镀锌，在完成镀锌后冷却，冷速大于7℃/S，制得冷轧热镀锌双相钢。
4.如权利要求3所述的800MPa冷轧热镀锌双相钢的制造方法，其特征是，板坯采用连铸铸造。
5.如权利要求3所述的800MPa冷轧热镀锌双相钢的制造方法，其特征是，优选的再结晶退火温度为815～840℃。
6.如权利要求3所述的800MPa冷轧热镀锌双相钢的制造方法，其特征是，从退火温度冷却至锌池温度的冷速为7～14℃/S。
7.如权利要求3所述的800MPa冷轧热镀锌双相钢的制造方法，其特征是，镀锌完成后还进行合金化处理，即继续加热至450～550℃再冷却，冷速大于7℃/S。
8.如权利要求3或7所述的800MPa冷轧热镀锌双相钢的制造方法，其特征是，在完成镀锌或合金化处理后的冷速优选大于10℃/S。
全文摘要
一种800MPa冷轧热镀锌双相钢，化学成分包含(重量百分比)C0.06～0.18％、Si≤0.4％、Mn 1.30～2.5％、Cr 0.10～1.0％、Mo 0.02～0.5％、Nb 0.005～0.03％、Ti 0.005～0.05％、T.Al 0.02～0.05％、P≤0.02％、S≤0.01％、N≤0.006％、P+2S≤0.12％、C+Si/30+Mn/20≤0.24％、余Fe及不可避免杂质。其制造方法，首先按上述成分在氧气顶吹转炉中冶炼，并在加热钢包中精炼，然后通过铸造铸成板坯，再按常规热轧、冷酸连轧；热镀锌再结晶退火，退火温度为800～860℃，从退火温度至锌池的冷速为5～16℃/S，在完成镀锌或合金化处理后的冷速大于7℃/S。本发明抗拉强度高、屈强比低，冲压性能好；初始加工硬化速率高；无屈服延伸避免了成型后零件表面起皱等。
文档编号C23C30/00GK1782116SQ200410084680
公开日2006年6月7日 申请日期2004年11月29日 优先权日2004年11月29日
发明者张红, 郑建平 申请人:宝山钢铁股份有限公司