专利名称：一种冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
技术领域：
本发明涉及低合金高强钢，特别是IlSOMpa冷轧热镀锌双相钢及其制造方法。
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。双相钢是目前汽车行业应用最为广泛的高强钢，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 钢已经商业化，抗拉强度级别主要有500MPa、600MPa> 800MPa，而980MPa的冷轧热 镀锌双相钢可见报道不多，特别是IlSOMPa冷轧热镀锌双相钢目前尚未见报道和相关专 利文献。US 7311789B2、JP 2006283071A、JP 2006052445A、EP 2028282A1、 CN200410084680.6、CN200380109234.X 等，其中 EP 2028282A1 阐述的成分 0.12 0.18% C, 0.2 0.4% Si，同时也加入少量B等，通过热镀锌退火屈服强度最低可达 580MPa,抗拉强度可达lOOOMPa，延伸率(A80)可达10% ；专利JP 2006283071A是一
种生产热镀锌双相钢的制造方法，化学成分Si含量较高，利用热镀锌过程中在进锌锅之 前在钢板表面闪镀一层薄薄的Ni和Ni-Fe，改善了钢板表面因为元素Si、Mn表面富集引 起的漏镀现象；专利JP 2006052445A阐述了一种能兼顾生产TRIP和DP钢的带有高速冷 却能力的设备，冷却速度在10 100°C/s，通过采用不同冷却速度可生产高强钢；专利 CN200410084680.6表明的是一种无Si成分的双相钢，从退火温度到锌池冷速5 16°C / s,出锌锅后冷速大于7°C/s，得到抗拉强度大于SOOMPa的低屈强比的双相钢，同时由于 不含Si元素而具有良好的表面质量。目前，热轧双相钢最高强度可达到980MPa，冷轧双相钢最高可有1200MPa， 而热镀锌双相钢目前最高做到980MPa，由于热镀锌退火工艺中必须通过460°C的锌液温 度，这个温度下易发生贝氏体转变，得到双相钢组织变得困难。
发明内容
本发明的目的是提供一种冷轧热镀锌双相钢板，其镀锌前的基板是冷轧板，以 相变为强化机制，微观组织是在韧性的铁素体基体上加上高强度的马氏体。该钢种具有 抗拉强度高，大于1180MPa，屈强比低，可冲压成型；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。因为热镀锌工艺的特殊性，对于IlSOMPa级的冷轧热镀锌双相钢板，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，当冷却速度足够大，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，要经过460°C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IlSOMPa 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，且由于Si、Mn添加的限制，使得热镀锌双相钢一直在450 980MPa的冷轧 热镀锌双相钢中范围，难以突破再高的强度级别。本发明在于为达到IlSOMPa级的强 度，基板为冷轧板，镀层分有热镀锌及锌铁合金化热镀锌，热镀锌退火工艺中在加热区 采用直燃工艺，使得高Si含量下也能得到满意的镀锌表面质量，且针对本发明基板成分 采用相应优化的冷却、镀锌工艺，得到微观组织为铁素体加马氏体和少量贝氏体，马氏 体含量在30 50%，抗拉强度大于1180MPa，屈服强度690 850MPa，总延伸率大于 8% (50 标距)。根据本发明的冷轧热镀锌双相钢，其基板的按重量百分比计的化学成分为 C 0.08 ~ 0.18%, Si 0.50 ~ 1.50%, Mn 1.50 ~ 2.5%, Cr 0.10 ~ 1.0%, Mo: 0.02 — 0.5%, Nb: 0.005 — 0.05%, Ti: 0.005 — 0.05%, T.A1 (总招)0.02 — 0.05%, P <0.02%, S <0.01%, N <0.006%, Fe:余量。为了进一步满足力学性能的命中率和稳定性，优选地，C 0.095 0.12%， Si: 0.8 1.2%，Mn 1.90 ~ 2.5%, Cr 0.40 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%。本发明合金设计的理由如下C 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IlSOMPa的强度，C含量太高时，一方面降低韧性，同时影响焊接性。在本发明 中控制C为0.08 0.18%,优选C为0.095 0.12%。Si: Si是铁素体固溶强化元素，强烈提高强度，但一般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，本案采用特殊退火工艺，可消除Si元素对 可镀性的影响，使得热镀锌双相钢成分设计时可适当提高含量，进一步降低成本，改善 延伸率。在本发明中控制Si为0.50 1.50%，优选Si为0.8 1.2%。Mn 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焊接性。在本发明中控制 Mn 为 1.50 2.5%，优选 Mn 为 1.90 2.5%。Cr和Mo: 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。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%。Ti和Nb: Ti是强碳化物元素，析出强化，细化晶粒。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。在本发明中控制 Nb 0.005 ~ 0.05%, Ti 0.005 0.05% ；优选地 Nb 0.005 0.025%，Ti 0.01 0.05%。T.AK总铝)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。在本发明中控制T.A1为0.02 0.05%。P 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。在本发明中控制PS0.02%，优选为PS0.01%。S 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。在本发 明中控制S 5 0.01%，优选S S 0.006%。N在双相钢中N越少越好。在本发明中控制NS0.006%，优选NS0.003%。本发明还提供冷轧热镀锌双相钢的制造方法。本发明可在氧气顶吹转炉中冶炼，并在加热钢包中精炼，然后通过连铸铸成板 坯，按常规热轧、和酸连轧。之后的热镀锌退火工艺如图1所示，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，本发明钢种的临界退火温度为760 840°C，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。更好的 退火温度为780 820°C。从退火温度至锌池的冷速一般在1 40°C /S(图中ICR段)，最好为S20V / 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ICR段的冷却后，基板进入450 465°C的锌池完成镀锌处理，镀锌温度可 在400 500°C，最好在460 490°C，镀锌时间35 180s，如果是热镀锌产品，之后则 开始2aCR段的冷却，要保证该冷速大于3°C/S，更好的大于7°C/S，最优选7 20°C / 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°C 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2bCR段冷却，冷速同2aCR段，大于3°C/s，优选大于7°C / s，更优选7 20°C/s。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。
图1是热镀锌退火工艺示意图。图2是本发明的一个实施例(钢种H5)冷轧热镀锌双相钢的金相组织图 (X1000)。
图3是本发明的一个实施例(钢种H7)冷轧热镀锌双相钢的金相组织图 (X1000)。
具体实施例方式以下通过具体实施 例更详细地描述本发明。实施例的成分见表1。工作路线为炼钢、铸锭一锻造、锯切一热轧一酸洗一冷轧一CGL(连续热镀锌 线过程)一性能检测。表1实施例的化学成分
权利要求
1.一种冷轧热镀锌双相钢板，其基板的按重量百分比计的化学成分为C: 0.08 0.18%, Si: 0.50 — 1.50%, Mn: 1.50 — 2.5%, Cr: 0.10 1.0%，Mo: 0.02 0.5%， Nb 0.005 ~ 0.05%, Ti 0.005 ~ 0.05%, T.A1 0.02 ~ 0.05%, P <0.02%, S <0.01%, N <0.006%,余为 Fe。
2.如权利要求1所述的冷轧热镀锌双相钢板，其特征在于，C:0.095 0.12%，Si: 0.8 — 1.2%, Mn: 1.90 — 2.5%, Cr: 0.40 — 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%。
3.如权利要求1或2所述的冷轧热镀锌双相钢板，其特征在于，其基板的化学成分 中，Cr+Mo<0.8%。
4.如权利要求1 3任一所述的冷轧热镀锌双相钢板，其抗拉强度为1180Mpa。
5.—种冷轧热镀锌双相钢板基板的制造方法，包括氧气顶吹转炉中冶炼，并在加 热钢包中精炼，然后通过连铸铸成板坯，按常规热轧和酸连轧。
6.—种冷轧热镀锌双相钢板的制造方法，包括氧气顶吹转炉中冶炼，并在加热钢 包中精炼，然后通过连铸铸成板坯，按常规热轧和酸连轧；热镀锌退火工艺；其中，临界退火温度为760 840°C，在铁素体和奥氏体两相区完成；ICR段冷却从退火温度至锌池的冷速为1 40°C /S ；然后，基板进入450 465°C的锌池完成镀锌处理；之后，开始2aCR段的冷却，冷速大于3°C/S。
7.如权利要求6所述的冷轧热镀锌双相钢板的制造方法，其特征在于，临界退火温度 为 780 820"C。
8.如权利要求6或7所述的冷轧热镀锌双相钢板的制造方法，其特征在于，从退火温 度至锌池的冷速S 200C /S。
9.如权利要求6 8任一所述的冷轧热镀锌双相钢板的制造方法，其特征在于，镀锌 温度在400 500°C，优选在460 490°C，镀锌时间35 180s。
10.如权利要求6 9任一所述的冷轧热镀锌双相钢板的制造方法，其特征在于， 2aCR段冷速大于7°C /S。
11.如权利要求6 10任一所述的冷轧热镀锌双相钢板的制造方法，其特征在于， 热镀锌产品为锌铁合金化热镀锌产品时，钢板从锌池出来后再加热到480 550°C进行约 8 15秒的合金化处理；合金化处理后进行2bCR段冷却，其冷速大于3°C/S，优选冷速 大于7°C /S。
全文摘要
冷轧热镀锌双相钢板，其基板的按重量百分比计的化学成分为C0.08～0.18％，Si0.50～1.50％，Mn1.50～2.5％，Cr0.10～1.0％，Mo0.02～0.5％，Nb0.005～0.05％，Ti0.005～0.05％，T.Al0.02～0.05％，P≤0.02％，S≤0.01％，N≤0.006％，余为Fe。其制造方法包括氧气顶吹转炉中冶炼，并在加热钢包中精炼，然后通过连铸铸成板坯，按常规热轧、酸连轧、热镀锌退火工艺；其中，临界退火温度为760～840℃，在铁素体和奥氏体两相区完成；1CR段冷却从退火温度至锌池的冷速为1～40℃/S；然后，基板进入450～465℃的锌池完成镀锌处理；再进行2aCR段冷却，冷速大于3℃/S。该钢种抗拉强度高，屈强比低，可冲压成型；强度和韧性匹配好；初始加工硬化速率高；无屈服延伸。
文档编号C21D8/02GK102021482SQ20091019592
公开日2011年4月20日 申请日期2009年9月18日 优先权日2009年9月18日
发明者张红 申请人:宝山钢铁股份有限公司