一种500MPa级轿车用镀锌双相钢及生产方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及一种汽车用镀锌钢及方法，具体地属于一种500MPa级轿车用镀锌双 相钢及生产方法。
【背景技术】
[0002] 随着汽车轻量化的不断发展及乘员安全性要求的不断提高，近年来高强钢在汽车 白车身中的比例及用量快速增加，双相钢因其具有高强度、低屈强比和良好的成形性，越来 越受到汽车工业界的青睐，在汽车上应用比例在不断提高。与冷乳双相钢相比，镀锌双相钢 还具有优良的防腐性能，能保证汽车具有良好的耐锈蚀穿孔能力，目前主要应用于中高级 轿车的结构件和加强件，高表面质量镀锌双相钢还可应用于轿车覆盖件。高表面质量镀锌 双相钢在保证力学性能的前提下，基板可镀性、表面缺陷水平、锌层附着力级别等表面质量 指标也有较高的要求。目前，在高表面质量镀锌双相钢的实际生产中，由于成分设计中Si 元素含量偏高、部分关键工艺未进行严格控制等原因，漏镀、表面缺陷超标、锌层弯曲脱锌 等问题时常发生。
[0003] 经检索，中国专利申请号为201410536158. 0的文献，其公开了 "500MPa级冷乳双 相钢及其生产方法"，采用C-Si-Mn-B成分体系生产生出了一种500MPa级冷乳双相钢，由 于Si元素在退火过程中易在表面富集，因而不适合于生产高表面质量的镀锌双相钢。
【发明内容】
[0004] 本发明针对现有技术存在的不足，提供一种屈服强度在295~365MPa，抗拉强度 在515~558MPa，延伸率在25~30%，η值为0. 165~0. 18,可镀性好、镀层表面色泽均匀无缺 陷且锌层附着力优良的轿车用镀锌双相钢及生产方法。
[0005] 实现上述目的的措施： 一种500MPa级轿车用镀锌双相钢，其组分及重量百分比含量为：C :0. 04~0. 09%， Si :彡 0· 01 %，Mn :1. 0 ~2. 0%，P :彡 0· 015%，S :彡 0· 010%，Als :0· 01 ~0· 08%，Mo 0. 01~0. 30% 或 Cr 0. 02~0. 9%，Nb :0. 001~0. 03%，N :彡 0. 005%，其余为铁和其他不可避免 杂质；金相组织为：铁素体和马氏体。
[0006] 其在于：Mo与Cr复合添加，其中Cr的加入量按照0. 2~0. 3% Cr替代0. 1%Μο计， 并控制Cr+Mo彡L 0%。
[0007] 生产一种500MPa级轿车用镀锌双相钢的方法，其步骤： 1) 按所设定成分经冶炼、精炼及连铸成铸坯后对铸坯进行加热，加热温度在 1200~1260。。； 2) 进行精乳，控制其终乳温度在880~920°C ; 3) 进行卷取：卷取温度控制在570~610°C ; 4) 经酸洗后进行冷乳：酸洗温度控制在70~90°C，酸池的酸值不低于40g/l ;控制冷 乳总压下率在45~75% ;并控制钢板表面反射率< 60% ; 5) 进行热镀锌：在确保进入退火炉前钢板表面洁净下，进行退火，控制退火温度在 770~830°C，退火炉内露点控制在一 40°C以下，氧含量彡3ppm ;锌液温度控制在455~ 465°C，锌液中铝含量控制在0· 18~0· 23%，Fe%彡0· 009% ; 6) 进行光整：光整延伸率控制在0. 6~1. 0%。
[0008] 本发明中各元素的作用 C :双相钢中的碳不再以固溶强化为主，但仍显著地影响所有的相变过程，并控制最终 的组织和力学性能，为保证对成品力学性能有利的较大铁素体析出区及马氏体相的形貌和 硬度，碳含量不能过高；同时，钢中碳含量对热镀锌有显著的影响，含碳量越高，铁一锌反应 就越剧烈，铁的重量损失越大，同时铁锌合金层越厚从而使镀锌层粘附性变坏并易造成锌 表面出现锌瘤缺陷；另外碳含量对焊接性能也有很大的影响，焊装后整车的钢度虽然很大 程度上取决于所用钢材的强度，但是由于零件与零件之间大多采用焊点连接，因而焊点的 强度也是整车碰撞安全性的重要指标，出于此方面的考虑，很多汽车厂均希望双相钢的碳 含量控制在0. 1%以内。综合以上考虑，本发明碳含量范围设定为0.04~0.09%。
[0009] Si :对于热镀锌双相钢来讲，Si元素在退火时容易在带钢表面富集氧化形成SiO2 氧化膜，很难被氢气还原，从而降低了镀锌浸润性，造成漏镀、针孔、锌层附着力不合等镀层 缺陷，同时Si元素对镀锌板的点焊性能也有不良影响，因此为了最大限度的降低硅对表面 质量的影响，本发明要求将Si元素含量控制在0. 01 %以内。
[0010] Mn :Mn作为扩大γ相区的元素，是典型的奥氏体稳定化元素，可延迟珠光体和贝 氏体的形成，提高钢的淬透性，促进快冷冷却过程中形成马氏体，并起到固溶强化和细化铁 素体晶粒的作用，但Mn在退火过程中会在钢带表面被氧化和沉积，过量Mn将会恶化镀锌浸 润性，因此本发明将Mn含量控制在I. 0~2. 0%范围内。
[0011] P、S : S、P为杂质元素，P易于发生偏析，使双相钢发生相界脆化，引起脆性断 裂，S对焊接性能有不利影响，同时形成夹杂物会降低钢材的疲劳性能，因此本发明要求 P 彡 0· 015%，S 彡 0· 010%〇
[0012] Als :铝是为了脱氧而添加的，当Als含量不足0. 010%时，不能发挥其效果；另一 方面，由于添加多量的铝容易形成氧化铝团块，所以，规定Als上限为0. 08%。
[0013] Mo、Cr :添加 Mo、Cr会使CCT曲线明显右移，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地获得马氏体组织。但Mo合金的价格较昂贵，为降低成本，也可 用Cr来代替部分Mo, 一般来讲0. 1%Μο可用0. 2~0. 3% Cr进行替代；另外，由于Cr、Mo氧 化物的生成吉布斯自由能比Mn、Si、P等氧化物的高，所以在热镀锌退火时不易发生表面氧 化，也没有表面偏析现象，因此不会影响锌液的浸润性，但必须满足Cr+Mo < 1.0%的条件。
[0014] Nb :Nb对晶粒细化、相变行为、奥氏体中C富集发挥显著作用。固溶状态的Nb延迟 热变形过程中静态和动态再结晶和奥氏体向铁素体的相变，从而扩大再结晶温度和Ac3之 间的温度范围，为在未再结晶区精乳温度确定提供了便利。Nb在细化铁素体晶粒的同时也 促进了马氏体相的细化及均匀分布，极大地提高钢的性能均匀性，但添加过量的Nb会导致 铁素体中析出Nb的碳氮化物，显著提高成品的屈服强度，对冲压成形不利且增加不必要的 成本，因此本发明要求将Nb的含量控制在0. 001~0. 03%范围内。
[0015] N :N在钢中越少越好，故要求N彡0· 005% 本发明的工艺中， 之所以将铸坯加热温度控制在1200~1260°C，其原因是在此温度范围内可以保证所有 合金元素均固溶，并保证后续精乳温度的控制； 之所以将精乳温度控制在880~920°C，其原因是终乳温度低于880°C以下，热乳温度 稍微波动就有可能进入两相区乳制，容易产生混晶组织，这种不均匀的晶组织具有遗传性， 即使通过冷乳及退火也不容易消除，组织的不均匀性除了会对力学性能的均匀性产生影响 外，也会对镀锌表面的均匀性产生影响； 之所以将卷取温度控制在570~610°C，其原因是热乳卷曲温度过高，容易导致热乳基 板晶粒粗大并出现带状组织，通过降低卷曲温度可有效提高热乳基板组织的均匀性，使热 乳基板的晶粒细腻均匀，从而改善热乳带状组织，进而减小冷乳再结晶晶粒尺寸，使得冷乳 退火组织更加均匀。
[0016] 之所以将酸洗温度控制在70~90°C，酸池的酸值要求不低于40g/l，其原因是有 效保证热乳板表面