一种抗拉强度≥780MPa的合金化热镀锌钢及生产方法与流程

本发明涉及一种汽车用钢及生产方法，具体属于一种抗拉强度≥780mpa的合金化热镀锌钢及生产方法。

背景技术：

目前，高端汽车用钢向高强钢方向发展已经成为必然趋势。双相钢作为其中一员具有低屈服强度、高抗拉强度和良好塑性相结合的优势，因此成为高端汽车用钢的首选，其使用量预计在汽车用先进高强钢中占比将超过75%。与普通冷轧钢相比，镀锌双相钢还具有优秀的抗腐蚀性能，保证高端汽车具有良好的耐锈蚀穿孔能力，目前主要用于高端汽车的结构件和加强件，高表面质量的镀锌双相钢还可应用于汽车覆盖件。合金化工艺是在钢板镀锌过后，将其置于保温炉中加热，使锌铁原子发生进一步扩散，最终获得锌-铁合金镀层。与纯锌镀层相比，锌-铁合金镀层的标准电极电位更高，但仍然低于铁，故具有更好的抗腐蚀性能，并且合金化镀层具有更好的焊接性能和涂装性能，因此，高强度合金化热镀锌钢在汽车市场具有十分广阔的前景。

目前，450mpa抗拉强度级别以下的合金化热镀锌钢的生产技术已经相对成熟，然而，随着强度级别的提升，合金化热镀锌钢的生产会遇到许多瓶颈，如：钢基表面漏镀和合金化后钢板力学性能不达标。表面漏镀是由于为了提高钢基强度，通常会增加合金元素mn、si和cr的使用量，这些合金元素在退火过程中发生表面偏聚，并氧化形成氧化物颗粒和氧化膜，影响表面浸润性，造成漏镀；钢板力学性能不达标是由于在传统合金化工艺中，合金化温度在500℃以上，随着合金化时间延长，钢基中马氏体不断分解并部分转化为贝氏体，马氏体体积分数的减少导致合金化热镀锌钢的力学性能下降，强度越高，这种下降趋势越明显，并且，退火后的冷却速率过慢，会导致珠光体和贝氏体的出现，降低了马氏体含量，使钢板达不到预期强度值。

另外，从现有技术来看，所使用的热镀锌钢的基板，均含有nb元素与c、n进行进行结合。之所以加nb，是大家认为nb是强烈的碳、氮化合物形成元素，在钢中主要以nb(c、n)形式存在，阻止奥氏体晶粒的长大，最终使铁素体晶粒尺寸变小，细化组织，从而达到强化钢基的目的，并认为如果加入元素ti，会在奥氏体化的过程中形成的tio2和tin含量高且分布不均匀，导致降低钢的纯净度和表面质量，且提高生产成本。

如经初步检索：中国专利申请号为cn201610541224.2、cn201510968633.6和cn201110103623.8的文献，分别公开了“一种800mpa级低碳热镀锌双相钢及其制备方法”、“一种800mpa级轿车用镀锌双相钢及生产方法”和“一种抗拉强度大于780mpa的热镀锌钢板及其制造方法”，均为780mpa级镀锌双相钢，其均存在锌液中的al元素含量较高，因而不适合生产合金化热镀锌双相钢板，也并未针对解决钢基表面可镀性问题提出解决方案。同时文献中均采用nb和v细化晶粒，提高钢基强度，生产成本较高。

技术实现要素：

本发明的目的在于克服现有技术中存在的高强钢可镀性差和力学性能不达标的不足，提供一种在保证抗拉强度≥780mpa、屈服强度≥480mpa，延伸率≥17%的条件下，使n值≥0.13，通过降低mn、si和cr的添加量，使钢板表面具有良好可镀性及镀层结构性能，还使合金量少用不低于5%的抗拉强度≥780mpa的合金化热镀锌钢及生产方法。

实现上述目的的措施：

一种抗拉强度为≥780mpa的锌铁合金热镀锌板，其组分及重量百分比含量为：c：0.080～0.100%，mn：1.85～1.95%，si：0.010～0.020%，cr：0.35～0.40%，mo：0.20～0.30%，p≤0.01%，s≤0.006%，al：0.04～0.06%，ti：0.04～0.07%，n≤0.005%，其余为fe及不可避免的杂质。

优选地：ti的重量百分比含量为0.05～0.06%。

优化地：c的重量百分比含量为0.085～0.095%。

优选地：si的重量百分比含量为0.013～0.017%。

生产一种抗拉强度≥780mpa的合金化热镀锌钢的方法，其步骤：

1）经常规进行热轧、冷却、卷曲、酸洗及冷轧；

2）进行连续退火，并控制退火温度控制在810～830℃，钢带运行速度在80～100m/min；并控制露点在-50～-20℃；

3）利用气雾冷却将温度降至热镀锌温度，其中，控制冷却气雾中的水重量百分比含量在0.5~1%，气雾流量在30～40l/min；冷却速控制在50～100℃/s；

4）进行连续热镀锌，当钢板的温度降至480±5℃时，放入温度为460±5℃锌液锅中进行热浸镀；控制锌液锅中al含量在0.145～0.155%；

5）进行合金化：将钢板置入500-520℃合金化炉中进行合金化，合金化时间在9～15s；

6）常规采用气刀对钢板进行冷却；

7）进行后工序处理。

优选地：：控制钢带运行速度在85～90m/min，露点在-45～-30℃。

本发明中各元素级主要工艺的机理及作用

c：本发明的c含量选择在0.080～0.10%。由于c是最有效的固溶强化元素，钢板的强度随c含量的提高而显著提高，因此，为了提高强度需要添加一定量的c。但当c含量低于0.08%时，达不到强度需求，当c含量高于0.10%时，钢板的成形性能会变差，其焊接性能也恶化。因此，综合考虑，将c含量控制在0.08～0.10%，优化地为0.085～0.095%。

si：si是一种强化元素，可以提高产品的强度，若含量低于0.010%，达不到要求的强度值，但若超过0.020%，在热轧过程中si会促进氧化铁皮的生成，恶化表面质量，并影响到后续酸洗工序的效果。同时，随着si含量的提高，退火过程中si表面富集明显，钢板表面容易产生漏镀点缺陷，严重影响钢板表面质量。因此，必须将si含量控制在0.010～0.020%的范围内，优选地为0.013～0.017%。

mn：mn是本发明中主要固溶强化元素。为了确保机械特性和强度而需要含有1.85％以上。另一方面，如果超过1.95％则变得难以确保焊接性和镀层密合性，并且难以确保强度和延展性的平衡。因此，mn含量控制在1.85～1.95%。

p：p是钢中的有害元素，容易在晶界偏析，增加钢板脆性，导致钢板的冲压性能变差，可焊性变差。并且在镀锌时，p含量过高，会使镀层形成大量的γ相，镀层抗粉化能力变差。同时，合金化过程中，p会阻塞在晶界，阻碍zn和fe原子的扩散，推迟合金化进程。而p为不可避免元素，含量控制范围过低，会极大提高生产成本，因此，p的含量控制在≤0.01%。

s：s是钢中的有害元素，当s含量过高时，容易形成mns夹杂，损害钢板塑性，并造成性能的各向异性。并且随着s含量的提高，钢板的耐蚀性能将变差。s是不可避免的合金元素之一，控制s含量s≤0.006%。

al：als可以脱氧，当als含量不足0.04%时，不能发挥其效果。但是，随着als的增加，钢中的夹杂物也会增多，夹杂物尺寸将会变大，同时提高生产成本。因此als控制范围是0.04～0.06%。

cr、mo：添加mo和cr会使cct曲线右移，强烈抑制珠光体和贝氏体转变，有利于在连续热镀锌生产线中获得马氏体组织。同时，cr和mo氧化物生成吉布斯自由能比mn和si高，所以热镀锌退火时不易发生表面氧化，对可镀性影响较低。但是mo的价格较高，大量使用会提高生产成本。因此，控制cr：0.35～0.40%，mo：0.20～0.30%。

ti：ti可以细化晶粒，进一步提高钢基强度，并且细化的晶粒为合金化过程中zn和fe的扩散提供更多的晶界通道，结合ti的净化晶界作用，减少合金化时间，提高生产效率。当ti含量低于0.04%时，达不到所需的细晶强化和净化作用，而含量大于0.07%时，会影响镀层的密合性，同时导致生产成本上升，另外，晶界过度净化会使合金化过程中zn和fe反应过于剧烈，导致爆破组织的产生，恶化镀层质量，因此ti的含量控制在0.04～0.07%，优选地在0.05～0.06%。

n:n会恶化钢基性能，含量越低越好，因此n≤0.005%。

本发明之所以控制退火温度控制在810～830℃，其原因是为了控制铁素体和马氏体的比例，并确保最终合金化热镀锌板的力学性能。温度过低则碳化物没有完全溶解，温度过高则奥氏体体积分数增加，两种情况均会降低奥氏体的淬透性，从而降低钢基中马氏体的体积分数，最终导致抗拉强度偏低或屈服强度偏高。

本发明之所以控制钢带运行速率在90～100m/min，其原因是速率过低会延长合金化时间，导致镀层中γ相含量增加，恶化镀层性能，速率过高会使合金化程度不足，影响合金化板抗腐蚀性能和焊接性能，同时快冷时间不充分，降低马氏体体积分数，从而降低钢板力学性能。

本发明之所以控制露点在-50～-20℃，其原因是露点过低，在现有技术和成本角度考虑均不可行，露点过高，会使得mn、si和cr等合金元素在退火过程中富集在钢基表面，同时被氧化成氧化物颗粒和氧化膜，造成镀锌过程中的漏镀。

本发明之所以采用气雾冷却，其原因是气雾冷却速率达50～100℃/s，可以充分避开基板过冷奥氏体的“c”曲线，增加过冷奥氏体组织的稳定性，防止过冷奥氏体转化为贝氏体和珠光体，提高过冷奥氏体的淬透性。传统制造方法的空冷速率只有15℃～25℃，达不到780mpa级高强钢对淬透性的要求，只能通过添加昂贵的合金元素提高强度，增加了生产成本。

本发明之所以控制锌液锅中al含量在0.145～0.155%，其原因是高强度钢板中由于合金元素mn、si和cr含量较高，退火过程中会在钢基表面形成大量氧化物颗粒和氧化物膜，退火炉中的h2不足以将这些表面氧化物颗粒全部还原。钢基浸入锌锅时，锌液中的al会和钢基表面的氧化物发生铝热反应，进一步净化钢基表面，提高钢基的可镀性。因此，al含量过低，参与形成抑制层和铝热反应的al量不足，会恶化镀层性能；al含量过高，形成的抑制层过厚，需要提高合金化温度或合金化时间，降低生产效率，同时提高了成本。

本发明之所以控制合金化温度500-520℃，合金化时间9～15s是因为本发明中锌锅al含量相比传统合金化热镀锌所使用的al较高，形成的抑制层较厚，合金化温度过低或合金化时间不足均会使镀层中ζ相含量不足，影响合金化板的焊接性和抗腐蚀性能；而合金化温度过高或合金化时间过长则会使镀层中γ相含量增加，恶化镀层的抗粉化性能。

本发明与现有技术相比，在保证抗拉强度≥780mpa、屈服强度≥480mpa，延伸率≥17%，n值≥0.13的条件下，通过减少si、mn、cr及mo添加量，不仅使钢板表面具有良好可镀性及良好镀层结构，还会使合金使用量减少不低于5%。

附图说明

图1为本发明的产品表面状况图；

图2为锌锅中al含量不在本申请范围时的成品表面状况图。

具体实施方式

下面对本发明予以详细描述：

表1为本发明各实施例及对比例的组分取值列表；

表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；

表3为本发明各实施例及对比例力学性能检测情况列表。

本发明各实施例按照以下步骤生产：

1）经常规进行热轧、冷却、卷曲、酸洗及冷轧；

2）进行连续退火，并控制退火温度控制在810～830℃，钢带运行速度在80～100m/min；并控制露点在-50～-20℃；

3）利用气雾冷却将温度降至热镀锌温度，其中，控制冷却气雾中的水重量百分比含量在0.5～1%，气雾流量在30～40l/min；冷却速控制在50～100℃/s；

4）进行连续热镀锌，当钢板的温度降至480±5℃时，放入温度为460±5℃锌液锅中进行热浸镀；控制锌液锅中al含量在0.145～0.155%；

5）进行合金化：将钢板置入500-520℃合金化炉中进行合金化，合金化时间在9～15s；

6）常规采用气刀对钢板进行冷却；

7）进行后工序处理。

表1本发明各实施例及对比例化学成分取值列表（wt%）

表2本发明各实施例及对比例主要工艺参数列表

表3为本发明各实施例及对比例力学性能检测情况列表

从表3可以看出，对比例1中不含ti，同时退火偏低，导致钢基力学性能下降。对比例2中虽然钢基强度下降不明显，但是延伸率和n值不达标，同时由于锌锅中al含量偏低，表面出现大量漏镀（如图2）。采用本发明的生产工艺，可以得到一种屈服强度为480~500mpa，抗拉强度为不低于780mpa，延伸率≥17%，n值≥0.13，且其合金化镀层组织细小、均匀、致密，粉化级别不超过2级，抗粉化性能优良，镀层表面色泽均匀，表面无缺陷达到c级水平；合金少用超过了5%。

上述实施例仅为最佳例举，而并非是对本发明的实施方式的限定。