一种高加工硬化率及表面质量的450MPa级热镀锌双相钢及其生产方法与流程

一种高加工硬化率及表面质量的450mpa级热镀锌双相钢及其生产方法
技术领域
1.本发明属于镀锌汽车用钢制造领域，更具体地说，涉及一种450mpa级热镀锌双相钢及其生产方法。本发明涉及到的生产方法适用于连续热浸镀纯锌镀层汽车用钢板。


背景技术：

2.热镀锌双相钢相比冷轧双相钢，既有利于成形又确保抗凹陷性和提高碰撞能的吸收能力，很好地解决高强度与成形性的矛盾以外，同时因为表面锌层的存在具有良好的耐腐蚀性，被认为是未来汽车不断轻量化设计的理想用材。但因镀锌产线与连退产线存在较大不同，如冷却速率较小、没有过时效段消除内应力均匀化组织等，而欲获得良好镀层黏附性和力学性能的产品是一对矛盾集合体，这样就对钢基体的化学成分设计及控轧控冷技术提出了相当大的挑战。目前应用的大多数热镀锌双相钢的抗拉强度级别分布在450～980mpa。主流的研究主要集中在500～800mpa级别的热镀锌双相钢。对于450mpa级别的热镀锌双相钢相关研究较少，因其c含量更低，加上现有的镀锌线普遍的本身冷却速度就比连退线低的特点，马氏体更难以形成，为了保证性能必须添加更多的贵重合金元素如cr、mo等推迟珠光体和贝氏体转变，得到理想的马氏体+铁素体的双相组织，对成分和工艺设计反而比高强度级别的热镀锌双相钢要求高。但屈服强度较低，通常不超过300mpa，因而具有高的塑性变形能力，同时也具有良好的抗凹陷性能、烘烤硬化性能、无时效等优点，甚至有望替代传统的磷强化、低合金高强钢成为新一代汽车外覆盖件用材。另外，因钢中的合金元素和退火工艺对成品的表面质量有巨大影响。因此存在生产难、成本高等问题，如何平衡表面质量和性能且又尽可能节约合金成本是目前热镀锌行业研究的一个热点问题。
3.初始加工硬化率(n值)对于热镀锌双相钢来说是相当重要的性能指标，它决定了材料开始发生颈缩时的最大应力，还决定了能够产生的最大均匀变形量，这对于需要进行翻边、胀形的零件来说非常关键，其值越高越容易翻边、胀形。高的加工硬化率还可以抵抗因过量塑性变形发生局部不均匀变形或断裂，对于材料的安全使用提供了可靠保障。如何提高450mpa级别热镀锌双相钢的n值技术鲜有报道。表面质量的稳定性控制与材料的化学成分设计和连续退火工艺密切相关，对于该级别的双相钢也未见有相关报道。
4.经检索，中国专利cn105369135a，发明名称为一种450mpa级轿车用镀锌双相钢及生产方法。所述的成分不含si设计，并且卷取温度较高，不易获得均匀细化的奥氏体晶粒，容易出现带状组织降低延展性能，所制备的双相钢的加工硬化率相对较低，成型时易于产生局部颈缩现象，并非高硬化率双相钢。
5.专利公开号为cn103938097a，发明名称为一种冷轧热镀锌双相钢及其制备方法。但由于所述的生产方法采用高温卷取、高温缓冷，容易产生带状组织，最终产品的组织不均匀，延伸率下降，容易造成冲压开裂，最主要的是专利文献并未针对如何提高n值进行详细的技术说明。
6.专利公开号为cn102732791a，发明名称为一种抗拉强度为450mpa冷轧双相钢的生
产方法，所述的成分c含量较高，不含si设计，并且cr、mo贵金属加入量较高、卷取温度较高，不易获得均匀细化的奥氏体晶粒，实际产品的加工性能较差，不适合用来生产热镀锌450mpa级别双相钢。
7.专利公开号为cn109321825a，发明名称为一种450mpa级汽车轻量化冷轧双相钢及其生产方法，所述的成分c含量较高，并未提及卷取温度如何控制，不适合用来生产热镀锌450mpa级别双相钢。


技术实现要素：

8.1.要解决的问题
9.针对现有450mpa级热镀锌双相钢加工硬化率低的问题，本发明提供一种450mpa级热镀锌双相钢，具有较高的加工硬化率，满足使用要求。
10.本发明的另一目的是提供一种450mpa级热镀锌双相钢的生产方法，步骤衔接有序，在上述组分的改进基础上，配合工艺，进一步提升热镀锌双相钢的加工硬化率。
11.2.技术方案
12.为了解决上述问题，本发明所采用的技术方案如下：
13.本发明的450mpa级热镀锌双相钢，其化学成分重量百分比为：c 0.045％～0.06％、si0.1％～0.2％、mn 1.25％～1.35％、al 0.03％～0.06％、cr 0.36％～0.41％、mo 0.1％～0.14％、p≤0.015％、s≤0.006％、n≤0.004％，余量为fe和不可避免的杂质，经520～560℃低温卷取、640～660℃缓冷、≥10℃快冷工艺，同时配合≤-40℃炉内露点、氧含量≤5ppm，炉鼻子露点≤-20℃的气氛获得450mpa级热镀锌双相钢。
14.进一步地，所述450mpa级热镀锌双相钢中，cr和mo的重量百分比为cr：mo≥3:1。
15.进一步地，所述热镀锌双相钢的厚度为0.6～2.5mm；所述双相钢的均匀延伸率为18％～23％、加工硬化率n值不低于0.19且断后延伸率a80高达28％～33％。
16.所述热镀锌双相钢实际生产的屈服强度为270～320mpa，抗拉强度强度为470～520mpa。
17.进一步地，所述热镀锌双相钢的金相组织为铁素体+马氏体，平均晶粒度为9～10.5；其中，铁素体和马氏体的体积百分比分别为80％～87％和13％～20％，为了保证产品的抗拉强度能够达到450mpa，马氏体体积百分比不能小于13％；且马氏体百分比不能超过20％，若马氏体百分比超过20％，相应的铁素体含量变少，则延伸率、值均会降低，屈服强度高，不利于深拉延和翻边性能。
18.本发明所述的450mpa级热镀锌双相钢的各化学成分作用及含量控制原因如下：
19.c：是钢中最基本的强化元素，价格最低且易获得，它对于奥氏体的稳定性马氏体的形成起关键作用。c含量增加，双相钢的塑性和焊接性能急剧下降；c含量降低，奥氏体的淬透性降低冷却过程易分解，导致抗拉强度不足。结合产线c的控制水平，本发明中的c含量为0.045％～0.06％。
20.si：经济有效的固溶强化元素，不仅可以提高双相钢的铁素体基体连续性，避免形成连续的马氏体链条降低产品塑性，而且可以提高铁素体中碳原子的活性使其更容易从中扩散至奥氏体，既起到清除和净化铁素体固溶碳的作用也起到稳定奥氏体的作用。连续的铁素体晶粒为加工变形过程位错的快速迁移提供了通道，从而提高应变硬化率及延展性
能。si含量增加，易在表面富集生成sio2，尤其不利于钢带与锌液的浸润性，工艺控制不当造成漏镀等表面缺陷，需要配合适当的炉内气氛可以避免该缺陷的产生。综合考虑性能和表面质量的控制难度，本发明中的si含量为0.1％～0.2％。
21.mn：钢中有益且较为经济的固溶强化元素，易与钢水中残留的s元素形成高熔点的mns，降低热轧过程脆断问题；因其具有较高的原子活性易于扩散至奥氏体中从而提高奥氏体的淬透性。mn含量过高容易引起带状组织降低延展性，影响钢板的焊接性能，增加成本。因此，本发明中的mn含量为1.25％～1.35％。
22.al：al是钢中钢中常见的脱氧剂，al含量过低，粗大的mn、si氧化物增加，降低钢的纯净度；al含量过高，氧化铝类夹杂增多，损害钢的塑性，增加冶炼、浇铸的难度。同时，al可以抑制渗碳体析出，促进碳向奥氏体富集稳定奥氏体，与n结合形成的aln颗粒可以钉轧晶界，起到一定的细化晶粒的作用。本发明中的al含量为0.03％～0.06％。
23.cr：有效的提高钢的淬透性元素，cr的加入降低了铁素体-奥氏体两相区的温度，奥氏体化更容易进行。并使碳化物的溶解温度提高，可显著改善带状组织提高延展性能，还可以减缓奥氏体的分解速度，获得的尺寸细小均匀的马氏体，与其他合金元素一起使用可改善钢的综合性能。本发明中的cr含量为0.36％～0.41％。
24.mo：更强力的提高钢的淬透性元素，与c结合可以在低温下析出弥散细小的mo的碳化物，避免碳化物在晶界上形成连续网状的倾向，细化晶粒，又可以强化铁素体提高钢的强度，与此同时不会让钢的塑性下降过多。同时在连续退火冷却过程强烈推迟贝氏体的转变，比cr更加有效，且在连续退火过程随炉内气氛变化基本不会在表面形成氧化物影响钢带与锌液的浸润性，非常适合用来生产热镀锌双相钢。但mo含量高会导致屈服强度偏高，同时大幅度提高生产成本。因此，本发明中的mo含量为0.1％～0.15％。
25.p、s、n：p易在晶界偏析增加钢的冷脆性，s会引起热脆性，n能显著提高钢的强度，它们均是显著降低钢的塑性和韧性的元素，需要严格控制钢中p、s、n的含量。本发明中的p含量≤0.015％、s含量≤0.006％、n含量≤0.004％。
26.本发明的450mpa级热镀锌双相钢的生产方法包括以下步骤：
27.(1)浇筑板坯：按照铁水预处理
→
转炉冶炼
→
合金微调
→
lf炉精炼
→
连铸的工艺路线冶炼浇注成板坯；
28.(2)除磷、精轧、粗轧：板坯加热至1210～1250℃，经过除磷和6个道次的粗轧，进行7个道次的精轧，精轧开轧温度1000～1080℃，出口温度860～900℃，层流冷却至520～560℃，得到热轧板，随后卷取并在空气中自然冷却；
29.(3)酸洗、冷轧：在三段酸液槽中进行酸洗去除表面氧化铁皮，酸液温度均保证在85
±
5℃范围，hcl浓度依次为20～60g/l、100～140g/l、150～190g/l，之后进行冷轧，冷轧压下率为55～80％；
30.(4)连续退火、热镀锌：进行连续退火和热镀锌，钢卷加热至770～790℃，炉内露点≤-40℃、氧含量≤5ppm，保温以后进行缓冷，以3～6℃/s的冷却速率冷至640～660℃，随后以10～15℃/s的冷却速率冷却至470～490℃，之后进入460℃
±
5℃的锌锅内进行热镀锌，经过气刀吹扫掉多余的锌液，然后由可变频风机冷却至室温，其中炉鼻子露点控制在≤-20℃，钢卷冷却至室温以后进行光整，光整延伸率为0.3％～0.6％。
31.热轧的生产方法：本发明公开的一种低成本、高加工硬化率及表面质量且易生产
的450mpa级热镀锌双相钢生产方法中，热轧期间，板坯加热是热轧的第一道工序，采取1210～1250℃的加热温度是为了消除铸坯缺陷，降低钢的变形抗力。采用粗轧6个道次+精轧7个道次轧制制度，是为了合理分配轧制负荷实现控轧。采用1000～1080℃的精轧开轧温度和860～900℃的终轧温度，是为了通过控温实现奥氏体再结晶行为的控制，细化晶粒。采用520～560℃的卷取温度，是为了通过控冷获得组织为铁素体+珠光体+贝氏体的热轧卷，细化热轧组织晶粒，并且增加后续的变形储能，有利于在后续连续退火期间c、mn等合金元素实现短距离扩散，降低铁素体中的固溶c含量，形成获得均匀细小、稳定的奥氏体，在后续冷却过程形成均匀、弥散分布的马氏体岛状组织镶嵌在铁素体晶界上达到所需的抗拉强度，降低屈强比、提高加工硬化率和延伸率。
32.酸轧的生产方法：酸洗冷连轧时，从轧机能力的角度考虑，冷轧压下率≤80％；从增加变形储能、细化晶粒的角度考虑，冷轧压下率≥58％。因此，采用58％～80％的冷轧压下率。
33.连续退火+热镀锌的生产方法：连续退火+热镀锌时，加热温度采用770～790℃，是为了保证再结晶的充分进行的同时使奥氏体晶粒细小、含有足够的c含量，同时控制铁素体和奥氏体比例，保证奥氏体的稳定性；以3～6℃/s的加热速度将钢带由常温加热至780℃，此时退火炉内的露点设定在≤-40℃，氧含量≤5ppm，目的是为了抑制si、mn的氧化物不在最表面析出，获得纯净、富有活性的带钢表面。经过保温后以3～6℃/s的冷却速率缓冷至640～660℃，是为了部分奥氏体转变为取向附生铁素体，c向未转变奥氏体富集，增加未转变奥氏体的稳定性；以10～15℃/s的冷却速率快冷至470～490℃，是为了避开珠光体和贝氏体区，使未转变奥氏体在钢带出锌锅后充分转变为马氏体。在钢带进入锌锅的炉鼻子区域采用≤-20℃露点避免锌液表面产生过多的氧化铝膜黏附在带钢表面恶化表面质量，同时保持钢带入锌锅的温度≤470℃，避免fe-zn反应过于剧烈恶化镀层质量。采用0.3～0.6％的光整延伸率，是为了控制板形和表面粗糙度，调整位错的数量和密度，从而调整屈服强度至要求的范围。
34.本发明采用微量si+低mo+高cr的低碳-低锰成分设计和低温卷取、低温缓冷、高速快冷工艺，从而生产出均匀延伸率为18％～23％、加工硬化率n值不低于0.19且断后延伸率a80高达28％～33％的抗拉强度450mpa级热镀锌双相钢，适合作为高拉延、高翻边的复杂成形汽车零部件。同时为了进一步提高产品表面质量采用低退火炉露点+低氧含量+低炉鼻子露点的生产工艺增强钢基体与锌液的浸润性，获得表面质量满足汽车外覆盖件要求的产品，该方法成本低、加工硬化率及表面质量高且易生产。
35.微量的si和低mn结合≤-40℃的露点和≤5ppm的氧含量是为了避免带钢在退火、冷却进入锌液前形成厚的、成网路状分布的难以还原的sio2、mno氧化物薄膜导致带钢与锌液的润湿难度的增加；炉鼻子露点≤-20℃的气氛是避免炉鼻子过多的加湿气体与460℃左右的熔融锌液中的al反应，即2al+3h2o＝3h2+al2o3，生成过多的al2o3薄膜黏附在带钢表面阻碍锌液与钢基体的润湿，从而提高表面质量；低mo设计一方面是和cr一起作用获得均匀细小的铁素体晶粒、细化碳化物颗粒从而更容易通过晶界扩散至低碳含量的奥氏体中稳定奥氏体，从而在冷却过程获得理想的铁素体+弥散分布马氏体结构，在形成细小“马氏体小岛”过程中在铁素体中增强可动位错的密度，从而达到增强产品加工硬化率的目的，另一方面是降低生产成本；高cr设计、低温卷取保证减少热卷带状组织、提高加工硬化率的重要元
素，结合低的c含量在退火冷却过程中稳定奥氏体，提高淬透性，保证产品屈服强度和抗拉强度以符合要求。
36.3.有益效果
37.相比于现有技术，本发明的有益效果为：
38.(1)本发明采用微量si+低mo+高cr的低碳-低锰成分设计、520～560℃低温卷取获得细小均匀无带状的组织、640～660℃缓冷、≥10℃快冷工艺，获得晶粒度9～10.5级的铁素体+马氏体岛状组织，同时配合≤-40℃炉内露点、氧含量≤5ppm，炉鼻子露点≤-20℃的气氛获得表面镀层质量优异的热镀锌双相钢产品；在强度满足gbt/2518-2008中450mpa热镀锌双相钢基本性能要求前提下显著提高产品强塑性，均匀延伸率为18％～23％、加工硬化率n值不低于0.19且断后延伸率a80高达28％～33％的抗拉强度450mpa级热镀锌双相钢；
39.(2)本发明采用添加微量的si的设计减少因si在退火过程微量氧的存在被氧化生成过多的sio2在表面富集阻碍带钢与锌液的浸润性，在增加铁素体强度同时促进c在连续退火过程中向奥氏体晶粒的快速扩散稳定奥氏体，改善因镀锌线冷却速度较低奥氏体不稳定易分解为贝氏体的问题，从而提高双相钢的初始加工硬化率n；
40.(3)本发明采用低温缓冷+高速快冷技术，增加取向附生铁素体的生成量，降低产品屈服强度，同时避免奥氏体在快冷结束至出锌锅途中过早地分解成贝氏体，不利于n值的提高；
41.(4)本发明采用低温卷取技术获得组织为铁素体+珠光体+贝氏体的热轧卷，细化晶粒，并且增加后续的变形储能，有利于获得均匀细小的微观组织，从而实现后续连续退火过程中c及合金元素向奥氏体晶粒的短程扩散、冷却后在铁素体晶界上形成“马氏体小岛”实现所需的屈服强度250～340mpa抗拉强度≥450mpa的基本性能要求；
42.(5)本发明一方面利用低c+mn+cr+mo成分设计，控制贵重金属mo在较低水平，控制cr：mo≥3:1，实现减少带状组织，制得的材料性能具有低屈服强度和高加工硬化率，同时降低生产成本。
附图说明
43.以下将结合附图和实施例来对本发明的技术方案作进一步的详细描述，但是应当知道，这些附图仅是为解释目的而设计的，因此不作为本发明范围的限定。此外，除非特别指出，这些附图仅意在概念性地说明此处描述的结构构造，而不必要依比例进行绘制。
44.图1为本发明的450mpa热镀锌双相钢的金相组织(
×
500)示意图；
45.图2为本发明的450mpa热镀锌双相钢的高倍电镜组织(
×
2000)示意图；
46.图3为450mpa热镀锌双相钢的表面质量。
具体实施方式
47.下文对本发明的示例性实施例的详细描述参考了附图，该附图形成描述的一部分，在该附图中作为示例示出了本发明可实施的示例性实施例。尽管这些示例性实施例被充分详细地描述以使得本领域技术人员能够实施本发明，但应当理解可实现其他实施例且可在不脱离本发明的精神和范围的情况下对本发明作各种改变。下文对本发明的实施例的更详细的描述并不用于限制所要求的本发明的范围，而仅仅为了进行举例说明且不限制对
本发明的特点和特征的描述，以提出执行本发明的最佳方式，并足以使得本领域技术人员能够实施本发明。因此，本发明的范围仅由所附权利要求来限定。
48.下文对本发明的详细描述和示例实施例可结合附图来更好地理解，其中本发明的元件和特征由附图标记标识。
49.实施例1
50.本发明的技术方案实施步骤如下：
51.(1)按照铁水预处理
→
转炉冶炼
→
合金微调
→
lf炉精炼
→
连铸的工艺路线冶炼浇注成板坯；
52.(2)板坯加热至1210～1250℃，经过除磷和6个道次的粗轧，进行7个道次的精轧，精轧开轧温度1000～1080℃，出口温度860～900℃，层流冷却至520～560℃，得到热轧板，随后卷取并在空气中自然冷却；
53.(3)进行正常的酸洗后冷轧，冷轧压下率为55％～80％；
54.(4)进行连续退火+热镀锌，钢卷加热至770～790℃，炉内露点≤-40℃、氧含量≤5ppm，保温以后进行缓冷，以3～6℃/s的冷却速率冷至640～660℃，随后以10～15℃/s的冷却速率冷却至470～490℃，之后进行常规的热镀锌、风冷，其中炉鼻子露点控制在≤-20℃，钢卷冷却至室温以后进行光整，光整延伸率为0.3％～0.6％。
55.具体为：
56.实施例1～3的热镀锌双相钢的化学成分见表1，实施例1～3的热轧工艺参数见表2，实施例1～3的连续退火+镀锌参数见表3，实施例1～3制得的钢板力学性能见表4。
57.表1实施例的化学成分(wt％)
[0058] csimnpsalcrmon实施例10.0470.101.320.0080.00290.0390.370.120.0026实施例20.0540.151.310.00980.00180.0450.380.120.0026实施例30.0570.201.30.0110.00390.0480.370.130.0025对比例10.0770.0071.20.0050.0050.030.400.100.0048对比例20.0460.171.270.010.0040.0560.62//
[0059]
表2实施例1～3的热轧和冷轧工艺参数
[0060][0061][0062]
表3实施例1～3的连续退火+镀锌参数
[0063][0064]
表4实施例1～3制得的钢板力学性能
[0065][0066]
注：力学性能(屈服强度、抗拉强度、断后延伸率)的测定方法采用国家标准gb/t228.1-2010，试样类型编号为p6，试样方向为纵向。fd为带钢表面质量其中一面达到汽车外覆盖件要求的表面质量等级、另一面达到fc表面质量等级，fc为带钢表面质量一面达到有较严苛的质量要求但不高于外覆盖件的要求，另一面达到汽车内部件要求。
[0067]
结果表明，本发明技术方案适应性好，三个实施例在强度满足国家标准要求的前提下，均匀延伸率达到19％～22％。对比例1和对比例2的断后延伸率均不高，对比例1过高的c含量导致的加工硬化率明显偏低，不能满足高拉延和高翻边零件的成形要求，对比例2的缓冷温度较高，抗拉强度偏低，屈强比过高，不利于均匀延伸率的提高，同时增加了冲压抗断裂的风险。
[0068]
上述说明仅对本发明进行了一种低成本、高加工硬化率及表面质量的450mpa级热镀锌双相钢生产方法具体的示例性描述，需要说明的是本发明具体的实现并不受上述方式的限制，只要采用了本发明的技术构思和技术方案进行的各种非实质性的改进，或未经改进将本发明的技术构思和技术方案直接应用于其它场合的，均在本发明的保护范围之内。