技术领域
[0001] 本
发明涉及钢
铁冶炼技术领域，特别涉及一种冷轧热镀锌复相钢及其制备方法。
背景技术
[0002] 近年来随着
汽车行业的发展和节能减排的需要，汽车用钢逐渐向高强度钢发展，国际汽车用钢联盟FSV项目中超过1000MPa的超高强钢比例将达到50％。1000MPa以上高强钢，除去常用的
双相钢，还包括
马氏体钢、复相钢、第三代高强钢等。
[0003] 传统的高强钢主要为双相钢，其组织主要由较软的铁素体基体和强度较高的马氏体组成，这种组织的性能特点为较低的屈强比、较高的强度等，适合进行
冲压成形零件的生产；但由于铁素体和马氏体软硬相硬度差较大，其弯曲性能和扩孔性能较低。
发明内容
[0004] 为了解决以上技术问题，本发明提供一种冷轧热镀锌复相钢及其制备方法，使冷轧热镀锌复相钢在满足强度要求的
基础上提高折弯性能和扩孔性能。
[0005] 为了达到上述目的，本发明采用如下技术方案：一种冷轧热镀锌复相钢，包括如下重量百分比的化学成分：C：0.08-0.12％，Si：0.3-0.6％，Mn：2.0-2.5％，P：≤0.02％，S：≤0.015％，Al：0.1-0.4％，Cr：0.2-0.5％，Mo：0.1-0.4％，Nb：0.03-0.06％，Ti：0.03-0.06％，B：0.002-0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质。
[0006] 作为进一步的优选，所述Cr+Mo元素含量范围为0.3-0.7％。
[0007] 作为进一步的优选，所述Nb+Ti元素含量范围为0.05-0.08％。
[0008] 作为进一步的优选，所述冷轧热镀锌复相钢的内部显微组织包括：体积分数为20～30％铁素体、40～50％
贝氏体和20～30％马氏体。
[0009] 作为进一步的优选，所述冷轧热镀锌复相钢的
抗拉强度≥980MPa，
屈服强度≥700MPa，延伸率A80≥6％。
[0010] 本发明的另一目的在于提供上述冷轧热镀锌复相钢的制备方法，包括如下步骤：
[0011] (1)将含有上述化学成分的
钢水铸造成钢坯；
[0012] (2)所述钢坯经
过热轧获得
热轧板；将所述钢坯进行加热，再经过粗轧、精轧获得热轧板，然后将所述热轧板冷却后卷取成热轧卷；
[0013] (3)所述热轧卷经冷轧得到冷硬带钢；
[0014] (4)所述冷硬带钢经过
连续镀锌退火工艺处理得到冷轧热镀锌复相钢成品。
[0015] 作为进一步的优选，所述步骤(2)中，所述钢坯的加热
温度为1120-1300℃；其热轧终轧温度860-920℃；其热轧卷取温度600-660℃。
[0016] 作为进一步的优选，所述步骤(3)中，所述钢坯的冷轧压下率为55％-75％。
[0017] 作为进一步的优选，所述步骤(4)中，所述连续镀锌退火工艺包括：
[0018] 将所述冷硬带钢预加热至220℃；再以1-3℃/s速率加热至790℃-820℃并保温；
[0019] 将所述保温后的带钢以10～20℃/s冷却速率缓冷至690℃-720℃；
[0020] 将所述缓冷后的带钢经高氢冷却以20～40℃/s冷却速率快冷至镀锌温度450-460℃，时效20-50s后进行镀锌处理；
[0021] 镀锌结束后所述带钢经镀锌后
风冷冷却至410-430℃；随后冷却至室温。
[0022] 作为进一步的优选，所述冷硬带钢经过连续镀锌退火工艺处理后还包括：将所述带钢经光整后卷取得到成品，光整延伸率为0.3％-0.5％。
[0023] 本发明的有益效果是：本发明通过利用上述合理的
合金成分体系，随之确定与之相匹配的合理工艺方法，根据常规退火生产产线，获得了1000MPa级冷轧热镀锌复相钢。本发明在保证冷轧热镀锌复相钢抗拉强度达到1000MPa级的前提下，添加适量Cr、Mo元素来保证淬透性，保证材料的抗拉强度；添加适量Nb、Ti元素进行晶粒细化和析出强化，细化组织结构，同时强化铁素体，产
生铁素体+贝氏体+马氏体复相组织，提高材料的屈服强度和
焊接性能，折弯性能和扩孔性能也随之提高。
附图说明
[0024] 通过阅读下文优选实施方式的详细描述，各种其他的优点和益处对于本领域普通技术人员将变得清楚明了。附图仅用于示出优选实施方式的目的，而并不认为是对本发明的限制。
[0025] 图1为本发明
实施例制备的1000MPa级冷轧热镀锌复相钢的光学显微组织照片。
[0026] 图2为本发明实施例制备的1000MPa级冷轧热镀锌复相钢的析出相透射显微组织照片。
具体实施方式
[0027] 本发明实施例通过提供一种冷轧热镀锌复相钢及其制备方法，解决了现有汽车用钢弯曲性能和扩孔性能较低的
缺陷。
[0028] 复相钢显微组织主要为铁素体/贝氏体，包含一定量的马氏体，其晶粒细小，抗拉强度较高。这种钢具有较高的
能量吸收能
力、良好的力学性能、成型性能及焊接性能，同时具有弯曲性能和扩孔性能高等特点，满足翻边折弯成形零件的生产。
[0029] 为了解决上述缺陷，本发明实施例的主要思路是：
[0030] 本发明实施例冷轧热镀锌复相钢，包括如下重量百分比的化学成分：C：0.08-0.12％，Si：0.3-0.6％，Mn：2.0-2.5％，P：≤0.02％，S：≤0.015％，Al：0.1-0.4％，Cr：0.2-
0.5％，Mo：0.1-0.4％，Nb：0.03-0.06％，Ti：0.03-0.06％，B：0.002-0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质。
[0031] 上述主要
合金元素作用和限定范围详细说明如下：
[0032]
碳C：碳元素为复相钢中最重要的固溶强化元素，退火过程中稳定奥氏体，从而在冷却过程中获得足够的马氏体量以保证复相钢的强度，但碳含量过高会降低成形性能及焊接性能，故本发明采用碳含量为0.08-0.12％。
[0033]
硅Si：硅元素能够扩大两相区，同时硅固溶于铁素体可以提高铁素体强度，同时使碳扩散到奥氏体中，提高奥氏体淬透性。但硅元素过高会导致热轧表面红锈缺陷增加，降低成品表面
质量，因此本发明采用硅含量为0.3-0.6％。
[0034] 锰Mn：锰在钢中起固溶强化作用，同时能够稳定奥氏体，提高淬火后钢板的强度。锰含量过高会阻碍铁素体
相变，同时易于偏析，与硫元素结合生成MnS夹杂物，恶化钢的性能。鉴于此，锰的含量设定在2.0％至2.5％之间。
[0035] 磷P和硫S：磷和硫是钢中的有害元素。磷容易在
晶界处偏聚，严重损害钢板的塑性和韧性；硫在钢中与锰等化合形成塑性夹杂物硫化锰，对钢的横向塑性和韧性不利，因此硫的含量应尽可能的低。因此本发明控制磷含量小于或等于0.02％，硫含量小于或等于0.015％。
[0036]
铝Al：铝在炼钢中主要起脱
氧作用，对两相区的作用于Si相似。此外，适当含量的铝还可
加速贝氏体转变，并能够阻碍碳化物的形成，将碳保留在熔体中，从而促使奥氏体的稳定。为此，铝的含量设定在0.1％至0.4％之间。
[0037] 铬Cr：铬能够显著提高钢的淬透性，保证材料的强度。铬在铁素体形成的同时增强了残余奥氏体的形成，因而，铬的含量不低于0.2％，否则影响钢的淬透性；也不应高于0.5％，以确保成本经济。
[0038] 钼Mo：钼的作用主要是提高马氏体的回火
稳定性，与Cr元素结合能够提高钢的淬透性，同时可以细化晶粒，并提高奥氏体的稳定性，提高材料强度。因此本发明采用钼元素含量为0.1-0.4％。
[0039] 铌Nb：铌是强碳的化合物形成元素，其能够延缓热轧奥氏体再结晶过程。同时铌元素与碳元素结合生成NbC析出，可以起到析出强化的效果，提高材料的屈服强度。本发明采用铌元素含量为0.03-0.06％。
[0040]
钛Ti：钛的作用与铌相似。钛可以与氮、碳和硫形成钛的化合物。控制钢中钛的含量，形成碳氮化铌第二相析出，可以提供细晶强化和析出强化效果。本发明采用钛元素含量为0.03-0.06％。
[0041]
硼B：加入微量硼能够显著提高材料淬透性，在提高材料强度的同时对其他性能无影响或影响很小。但硼含量较大容易引起脆性。因此本发明采用硼元素含量为0.002-0.003％。
[0042] 在本发明的某些实施例中，Cr+Mo元素含量优选范围为0.3-0.7％。添加适量Cr、Mo元素来保证淬透性。
[0043] Nb+Ti是添加的微合金元素，能够在铁素体基体中析出细小NbC、TiC析出相，进行晶粒细化和析出强化，细化组织结构，同时强化铁素体，提高材料的屈服强度，保证马氏体和贝氏体在铁素体基体上弥散分布。
[0044] 在本发明的某些实施例中，Nb+Ti元素含量优选范围为0.05-0.08％，过低不能提供充分的细化和强化效果，过高则导致析出相过大，降低析出强化效果。
[0045] 在本发明的某些实施例中，所述冷轧热镀锌复相钢的内部显微组织为铁素体+贝氏体+马氏体。
[0046] 进一步地，所述冷轧热镀锌复相钢的内部显微组织由体积分数为20～30％铁素体、40～50％贝氏体和20～30％马氏体组成。该比例的组织类型可保证所述冷轧热镀锌复相钢在满足强度要求的基础上提高折弯性能。
[0047] 本发明实施例可通过常规连续退火生产产线制备得到冷轧热镀锌复相钢，例如：包括如下步骤：
[0048] (1)将含有上述化学成分的钢水铸造成钢坯；
[0049] (2)所述钢坯经过热轧获得热轧板；将所述钢坯进行加热，再经过粗轧、精轧获得热轧板，然后将所述热轧板冷却后卷取成热轧卷；
[0050] (3)所述热轧卷经冷轧得到冷硬带钢；
[0051] (4)所述冷硬带钢经过连续镀锌退火工艺处理得到冷轧热镀锌复相钢成品。
[0052] 本发明实施例通过上述成分的配比设计以及选用相应的制备方法，且对方法中的参数进行调整，得到了折弯性能和扩孔性能良好的冷轧热镀锌复相钢。
[0053] 为了让本发明之上述和其它目的、特征、和优点能更明显易懂，下文特举数实施例，来说明本发明所述之冷轧热镀锌复相钢及其制备方法。
[0054] 本发明实施例提供的一种生产1000MPa级冷轧热镀锌复相钢的方法，包括以下几个步骤：
[0055] 步骤S1：将钢水经过转炉冶炼，采用
连铸方式获得
板坯；实际化学成分如表1所示。
[0056] 表1 1000MPa复相钢化学成分(wt％)
[0057]
[0058]
[0059] 步骤S2：将所述板坯进行加热，再经过粗轧、精轧获得热轧板，然后将所述热轧板进行
层流冷却，冷却后卷取成热轧卷；
[0060] 具体地，所述板坯加热温度为1120-1300℃；所述热轧终轧温度860-920℃；所述热轧卷取温度600-660℃。
[0061] 步骤S3：将所述热轧卷通
过冷轧获得冷硬带钢；所述热轧卷通过冷轧时，冷轧压下率为55％-75％，以利于冷轧工艺的进行。热轧及冷轧参数实施例见表2。
[0062] 表2 1000MPa复相钢热轧及冷轧工艺实施例
[0063]
[0064] 步骤S4：所述冷硬带钢经过连续镀锌退火工艺处理得到冷轧热镀锌复相钢成品。
[0065] 具体地，将所述冷硬带钢预加热至220℃；
[0066] 所述预加热后的冷硬带钢再加热并保温的温度为790℃-820℃，均热温度为790-820℃；
[0067] 将保温后的带钢缓冷至690℃-720℃，冷速为10-20℃/s。缓冷温度能够促进铁素体中C向奥氏体中富集，
净化铁素体的同时提高奥氏体的淬透性。冷却速率能够调节铁素体的比例，获得不同的力学性能；
[0068] 将所述缓冷后的带钢经高氢冷却以20～40℃/s冷却速率快冷至镀锌温度450-460℃，时效20-50s后进行镀锌处理。镀锌结束后所述带钢经镀锌后风冷冷却至410-430℃；随后冷却至室温，光整延伸率为0.3％-0.5％。快冷温度保证贝氏体和马氏体的形成，保证材料的强度。快冷速率调节贝氏体和马氏体的含量，获得不同的力学性能。光整延伸率能够改善表面粗糙度，同时提高材料屈服强度。表3为1000MPa热镀锌复相钢连续热镀锌退火工艺实施例参数。
[0069] 表3 1000MPa复相钢连续热镀锌退火工艺实施例
[0070]
[0071] 将上述实施例提供的1000MPa级冷轧热镀锌复相钢进行性能测试，数据见下表4。
[0072] 表4
[0073]
[0074]
[0075] Rp0.2表示试样标距部分的非比例伸长达到原始标距0.2％时的
应力；
[0076] 拉伸实验标准是GB/T228-2002。
[0077] 图1为本发明实施例1提供的冷轧热镀锌复相钢的显微组织照片。已采用苦味酸偏重亚
硫酸钠溶液
腐蚀，其中灰色为铁素体，黑色为贝氏体组织，亮白色为马奥(MA)岛。从图中可以看出，本发明实施例显微组织中晶粒尺寸细小，显微组织中铁素体可以为复相钢提供一定延性
变形；一定比例MA岛的存在，可以为复相钢提供较高的强度；适量贝氏体的存在，可以作为软相铁素体与硬相马氏体之间的过渡相，能够有效降低铁素体与马氏体之间的硬度差，进一步提高复相钢的折弯性能和扩孔性能。需要说明的是，本发明实施例提供的抗拉强度1000MPa级冷轧热镀锌复相钢中有一定量Nb、Ti析出相的存在(图2)，通过细晶强化和析出强化进一步提高了材料的折弯成形能力。
[0078] 上述本
申请实施例中的技术方案，至少具有如下的技术效果或优点：
[0079] 本申请提供的1000MP级复相钢，为了满足镀锌生产要求，添加一定量Cr、Mo、B等元素，提高材料的淬透性，保证材料的抗拉强度；同时添加一定量的Nb、Ti等微合金元素，获得纳米尺寸析出相，进行细晶强化和析出强化，提高材料的屈服强度，同时使贝氏体、马氏体弥散分布，提高了材料的折弯性能和扩孔性能。
[0080] 尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和
修改。所以，所附
权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。
