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氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热 镀锌 钢板及制备方法

阅读：807发布：2023-03-03

专利汇可以提供氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热镀锌钢板及制备方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本发明公开了一种氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热镀锌钢板及制备方法，包括：0.05～0.8％C、1.00～5.00％Mn、0.70～1.60％Si、0.01～1.00％Al、0.002～0.10％Nb、0.01～0.10％V、0.001～0.1％Ti、0.01～0.5％Mo、0.002～0.005％N，余量为Fe及不可避免的杂质。通过添加Nb、V、Ti微合金元素与C、N结合，及控制中卷温度可获得尺寸细小、分布均匀且密度大的纳米级簇团析出物，显著强化铁素体强度，缩小了两种基体组织的强度差异，提供较多的氢陷阱，强化铁素体，细化铁素体晶粒，缓解应力集中，降低铁素体- 马氏体双相钢的氢脆敏感性。，下面是氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热镀锌钢板及制备方法专利的具体信息内容。

权利要求

1.一种氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热镀锌钢板，其特征在于：化学成分按重量百分比包括：0.05～0.8％的C、1.00～5.00％的Mn、0.70～1.60％的Si、0.01～1.00％的Al、
0.002～0.10％的Nb、0.01～0.10％的V、0.001～0.1％的Ti、0.01～0.5％的Mo、0.002～
0.005％的N，余量为Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热镀锌钢板，其特征在于：
所述C的重量百分比为0.22～0.68％。
3.根据权利要求1所述氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热镀锌钢板，其特征在于：
所述Mn的重量百分比为2.4～3.5％。
4.根据权利要求1所述氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热镀锌钢板，其特征在于：
所述Si的重量百分比为0.7～1.3％。
5.根据权利要求1所述氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热镀锌钢板，其特征在于：
所述Nb的重量百分比为0.002～0.06％。
6.根据权利要求1所述氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热镀锌钢板，其特征在于：
所述V的重量百分比为0.04～0.07％。
7.根据权利要求1所述氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热镀锌钢板，其特征在于：
所述Ti的重量百分比为0.001～0.052％。
8.一种如权利要求1所述氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热镀锌钢板的制备方法，其特征在于：所述制备方法包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按所述成分及重量百分比混合均匀形成钢水，钢水经过转炉冶炼后进行真空精炼，最后铸造成铸坯；
2)加热
将铸坯加热至1250～1290℃、并保温1.5～3h；
3)轧制
对加热后铸坯进行分段轧制，粗轧结束温度1100～1210℃、压下率40～70％，精轧终轧温度780～930℃，压下率20～40％；
4)冷却
以20～60℃/s的冷速冷至400～650℃进行卷取，在5～20℃/s的冷速下冷却至室温；
5)酸洗退火镀锌
卷取后的钢板在1～100h内经过酸洗进入退火炉，以2～15℃/s的速度加热到500～700℃，H2体积百分数2～30％，加热段露点温度为0～50℃；加热20～100s后冷却至高于锌液温度5～30℃，保温0～100s，随后浸镀到锌液中进行热镀，锌液温度为(纯锌熔点+20)～(纯锌熔点+60)℃，浸镀时间4～15s，均热段露点温度为-50～10℃，镀层厚度为5～30μm。
9.根据权利要求8所述氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热镀锌钢板的制备方法，其特征在于：所述步骤4)中，卷取温度为504～604℃。

说明书全文

氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热镀锌 钢板及制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及高强热轧钢技术领域，具体涉及一种氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热镀锌钢板及制备方法。

背景技术

[0002] 钢铁材料在冶炼、酸洗、电镀、焊接过程中以及随后的服役时均存在氢渗入的几率，从而导致先进高强度钢存在发生氢脆的风险；再加上服役时应力梯度作用下氢易向高应力区(如相界等)富集，显著增加了承载零部件(如螺栓、悬架弹簧等)或承载钢结构(如压力容器、建筑结构等)发生氢脆的可能性。

[0003] 目前已知，氢脆敏感性随钢铁材料强度的提高急剧增加，特别是当抗拉强度超过1000MPa后，氢脆几乎是不可避免的破坏性因素；此外，氢脆又具有组织敏感性的特征，尤其是作为强化相的马氏体等非平衡组织引发氢脆的概率远远高于铁素体等平衡组织。

[0004] 双相钢基体组织为铁素体和马氏体，对于抗拉强度1000MPa级以上的双相钢来说，马氏体含量一般超过60％，该组织本身对氢脆极其敏感，导致低强度的DP钢也可能存在严重的氢脆现象。

[0005] 纳米析出强化是金属材料最有前途的强韧化机制之一，也是新型超高强度钢最重要的强化机制。综合利用传统的强化机制：细晶强化、固溶强化和位错强化可以获得组织性能的最好匹配。

[0006] 中国发明专利(授权公告号CN101748347B、授权公告日 2013.1.30)，为获得耐氢脆化特性和加工性优异的超高强度钢板，钢的化学成分重量百分比为：C：0.05～0.25％、Si：1.00～2.5％、Mn： 2.0～4.0％、P：0.1％以下(不含0％)、S：0.05％以下(不含0％)、Al： 0.01～0.15％、Ti：0.003～0.10％、N：0.01％(不含0％)，余量为铁和不可避免的杂质，是铁素体为10～50面积％，马氏体为50面积％以上的复合组织钢板，铁素体晶粒的平均当量圆粒径在2.0μm以下，并且，铁素体晶粒的平均长宽比为2.0以下，抗拉强度达1100MPa 以上。
冷轧压下率<50％，以(Ac1+50)℃～900℃进行均热处理。适当控制了铁素体晶粒的粒径2.0μm以下和长宽比2.0以下，能够提供耐氢脆化特性和弯曲加工性均优异的超高强度钢板。因为铁素体 10～50％和马氏体≥50％面积率得到适当控制，可使超高强度和良好的延伸率并立。所发明的钢板组织主要为铁素体和马氏体，需要冷轧和连续退火获得适当的铁素体晶粒的粒径和长宽比，生产工艺控制流程长，成本高。

[0007] 中国发明专利(授权公告号CN100410409C、授权公告日 2008.8.13)为获得耐氢脆化特性及加工性优异的超高强度薄钢板，所发明的钢板钢的化学成分重量百分比为：C：0.25～0.60％、Si： 1.0～3.0％、Mn：1.0～3.5％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、Al：1.5％以下(不包括0％)，剩余部由铁以及不可避免的杂质构成。针对TRIP 钢来说，拉伸变形3％后残余奥氏体组织满足：面积率≥1％，长短轴比5以上，平均短轴长度1μm以下，最小间距1μm以下，钢板拉伸强度1180MPa以上。所发明的钢板需要控制成形加工后的组织，难以满足生产要求。

[0008] 钢材强度上升带来的延迟断裂敏感性增大已经成为钢厂及汽车制造商共同关注的重要问题。延迟断裂是高强钢常见的失效形式之一，是材料在氢和应力的共同作用下突然发生的断裂失效，这种失效一般没有先兆，而且可以在远低于屈服强度的应力下发生。超高强汽车用钢(通常屈服强度大于1000MPa)特别易于受到氢的影响，这些氢可以来自于炼钢和汽车制造阶段(包括涂装)，或者来自于汽车服役过程中的腐蚀过程，例如车身受融雪盐腐蚀吸氢。。目前市场上现有的析出强化型钢板大都力学性能满足要求，但对于强度≥ 1180MPa的钢板来说由于铁素体强度低，与另一种组织(马氏体或贝氏体)强度差距较大，且马氏体含量较多，氢脆敏感性较高，不能满足用户的使用要求。

发明内容

[0009] 本发明的目的就是针对上述技术的不足，提供一种高强高塑性、氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热镀锌钢板及制备方法。

[0010] 为实现上述目的，本发明所设计的氢脆裂纹敏感性低的 1180MPa级高强热镀锌钢板，化学成分按重量百分比包括：0.05～0.8％的C、1.00～5.00％的Mn、0.70～1.60％的Si、0.01～1.00％的Al、 0.002～0.10％的Nb、0.01～0.10％的V、0.001～0.1％的Ti、0.01～
0.5％的Mo、0.002～0.005％的N，余量为Fe及不可避免的杂质。

[0011] 下面对本发明的合金成分设计进行详细说明：

[0012] 碳(C)：0.05～0.8％。钢中含有一定的C含量有助于钢板的高强度，及析出物和马氏体的形成。当C含量低于0.05％时，强度难以达到，也不能形成足够体积分数的簇团析出物，降低钢板强度。当C 公开高于0.4％时，影响钢板焊接性。因此，C含量控制在0.05～0.8％，优选为0.22～0.68％。

[0013] 锰(Mn)：1～5％。Mn扩大奥氏体相区，提高钢板再结晶温度，但是添加多量的锰，会增加钢的淬透性，由于焊接硬化层的出现而使裂纹敏感性增高，同时，冲压性能降低，为了确保较高的冲压性能和焊接性能，Mn含量控制在1～5％，优选2.4～3.5％。

[0014] 硅(Si)：0.7～1.6％。Si作为固溶强化元素有助于钢板的固溶强化。当Si含量低于0.7％时，固溶强化效果不明显，高于1.6％时，在热轧时易于产生大量的氧化铁皮，造成氧化铁皮伤痕，表面性状变差，并影响酸洗表面和热镀表面质量。因此，所述Si含量控制在
0.7～1.6％，优选0.7～1.3％。

[0015] 铝(Al)：0.01～1％。Al是作为脱氧剂发挥作用的元素，也可扩大奥氏体相区。当所述添加Al含量低于0.1％时，脱氧效果不明显，高于1％时，易形成较多的夹杂物，影响热轧表面状态，出现零件开裂。因此，所述铝含量限定为0.01～1％。

[0016] 铌(Nb)：0.002～0.1％。Nb是细化铁素体晶粒的有效元素，并与C结合形成细小的碳化物，提高钢板强度和韧性。当Nb含量低于0.01％时，晶粒细化效果不显著，但高于0.1％时，细化晶粒和析出强化的作用并未增加，而生产成本却显著提高。因此，Nb含量限定为0.002～0.1％，优选0.002～0.06％。

[0017] 钒(V)：0.01～0.1％。V与固溶C、N结合析出碳氮化物，可提高钢板强度，细化铁素体晶粒。当V含量低于0.1％时，析出强化效果不明显，对强度贡献不大。当超过0.5％时，将固溶与铁素体基体中，对强度贡献不大，生产成本却显著提高。因此，所述V含量限定为0.01～0.1％，优选0.04～0.07％。

[0018] 钛(Ti)：0.001～0.1％。Ti与固溶C结合析出Ti系碳化物，可提高钢板强度，细化铁素体晶粒。当Ti含量低于0.001％时，析出强化效果不明显，对强度贡献不大。当超过0.1％时，在连铸时易出现铸坯裂纹，影响钢板表面质量。因此，所示Ti含量限定为0.001～0.1％，优选0.001～0.052％。

[0019] 钼(Mo)：0.01～0.5％。Mo具有强化晶界抑制氢脆化，提高钢板淬火性的效果。为有效地发挥如此效果，优选Mo含量在0.01％以上，但当Mo含量超过0.5％时，以上效果并未增加，造成成本增加。因此，所述Mo含量限定为0.01～0.5％。

[0020] 氮(N)：0.002～0.005％。N一般在炼钢时为有害元素需要去除，但与V结合可以生成VN，起到析出强化的作用，但过多的N将会产生连铸裂纹。因此，对于钢中添加V的钢板来说，N含量可以保留不超过0.005％。

[0021] 还提供一种如上述所述氢脆裂纹敏感性低的1180MPa级高强热镀锌钢板的制备方法，包括如下步骤：

[0022] 1)冶炼、铸造

[0023] 按所述成分及重量百分比混合均匀形成钢水，钢水经过转炉冶炼后进行真空精炼，最后铸造成铸坯；

[0024] 2)加热

[0025] 将铸坯加热至1250～1290℃、并保温1.5～3h；

[0026] 3)轧制

[0027] 对加热后铸坯进行分段轧制，粗轧结束温度1100～1210℃、压下率40～70％，精轧终轧温度780～930℃，压下率20～40％；

[0028] 4)冷却

[0029] 以20～60℃/s的冷速冷至400～650℃进行卷取，在5～20℃/s的冷速下冷却至室温；

[0030] 5)酸洗退火镀锌

[0031] 卷取后的钢板在1～100h内经过酸洗进入退火炉，以2～15℃/s 的速度加热到500～700℃，H2体积百分数2～30％，加热段露点温度为0～50℃；加热20～100s后冷却至高于锌液温度5～30℃，保温 0～100s，随后浸镀到锌液中进行热镀，锌液温度为(纯锌熔点+20) ～(纯锌熔点+60)℃，浸镀时间4～15s，均热段露点温度为-50～10℃，镀层厚度为5～30μm。

[0032] 为了保证终轧温度，钢板需要在较高的温度加热，可以补偿轧制过程中热量的损失，保证钢板温度。在高于再结晶温度进行终轧，控制压下率，通过相变诱导析出。当卷取温度低于400℃时，Nb、V、 Ti的碳氮化物优先在铁素体晶界上而不是铁素体晶粒内析出，造成晶界脆化。当卷取温度超过650℃时，Nb、V、Ti的碳氮化物将发生显著粗化，析出强化效果减弱，同时铁素体晶粒相应长大，进一步降低强度。因此，所述卷取温度限定为400～650℃，优选504～604℃。

[0033] 另外，本发明的钢板不经过冷轧，直接进入锌锅生产热镀锌钢板，需要在酸洗前尽可能的去除钢板表面氧化铁皮，保证镀锌前的表面质量，所以在卷取前有3道次除磷过程。由于组织和性能在热轧时已经得到保证，钢板经过退火炉时不需要将钢板加热到Ar3以上；
但合金元素较多，为避免热镀缺陷，在加热段内需控制露点在正氧式范围，保证钢板表面发生内氧化。综合以上因素，钢板在退火炉内的温度较冷轧板低，控制在500～700℃即可。

[0034] 本发明钢板的微观组织主要为铁素体和马氏体。其中，马氏体面积率控制在70～90％，铁素体晶粒尺寸在2～10μm。当马氏体面积率低于70％时，无法满足高强度的要求，当马氏体面积率超过90％时，可显著提高钢板强度，但成为马氏体钢后显著降低钢板延伸率，无法满足塑性要求。通过Nb等元素的添加和控轧控冷工艺，有利于得到较细的铁素体晶粒，有一定的细晶强化作用。

[0035] 其次，为满足高的扩孔性能，本发明中铁素体基体内含有一定量的纳米级簇团析出物，其尺寸在1～8nm，密度大于0.8×103/μm2，同时还有少量的析出物用于强化铁素体晶界，尺寸在10～30nm。由于簇团析出物晶粒细小、密度大，在铁素体内形成可提高铁素体的强度，减小与马氏体强度的差异，同时提供氢陷阱。晶界处的析出物用于强化铁素体晶界，进一步缩小与马氏体的强度差，并降低氢脆敏感性。

[0036] 通过上述成分、重量百分比及生产工艺得到的钢铁产品具有优良的成形性、高强度和镀层表面质量，屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥1180MPa，断后伸长率≥12％，氢脆指数IHE≤75％。微观组织为铁素体和马氏体，通过细化晶粒、纳米级簇团析出对铁素体进行强化，减小铁素体与马氏体微观硬度的差异，满足高强高塑和低氢脆敏感性的性能要求。

[0037] 本发明的热轧钢板通过成分和热轧工艺的匹配，尤其是控制粗精轧和卷取工艺可以获得纳米级簇团析出，在不需要快冷的条件下也可以获得细晶铁素体和纳米级析出物，且在铁素体内析出的密度更大，组织性能满足要求，氢脆敏感性低；那个外，不需要经过冷轧和其它热处理过程，强度和氢脆性能满足要求，生产成本显著降低。

[0038] 与现有技术相比，本发明的有益效果如下：本发明的钢板具有高强高塑的特点，主要通过添加Nb、V、Ti微合金元素与C、N结合，及控制中卷温度可获得尺寸细小、分布均匀且密度大的纳米级簇团析出物，显著强化铁素体强度，缩小了两种基体组织(铁素体和马氏体)的强度差异，提供较多的氢陷阱，强化铁素体，细化铁素体晶粒，缓解应力集中，降低铁素体-马氏体双相钢的氢脆敏感性。附图说明

[0039] 图1为本发明实施例5组织形貌图(15％F+85％M)；

[0040] 图2为本发明实施例5纳米级析出物形貌图(铁素体晶内)；

[0041] 图3为本发明实施例5慢拉伸实验所测断后延伸率曲线图。

具体实施方式

[0042] 通过控制钢板合金成分，控制终轧温度、压下率、卷取温度等热轧工艺参数，可以获得纳米级簇团析出物，提高钢板的塑性及扩孔性。下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步的详细说明，便于更清楚地了解本发明，但它们不对本发明构成限定。

[0043] 表1为本发明各实施例和对比例的化学成分列表；

[0044] 表2为本发明各实施例和对比例的主要工艺参数列表；

[0045] 表3为本发明各实施例和对比例性能检测情况列表。

[0046] 表1(wt，％)

[0047] C Mn Si Al Nb V Ti Mo N
实施例1 0.05 5.0 0.8 1.00 0.030 0.01 0.100 0.50 0.002
实施例2 0.10 4.4 1.5 0.87 0.080 0.05 0.074 0.41 0.002
实施例3 0.22 3.5 1.2 0.13 0.002 0.04 0.001 0.28 0.004
实施例4 0.55 2.7 0.7 0.55 0.010 0.07 0.052 0.14 0.003
实施例5 0.68 2.4 1.3 0.72 0.060 0.06 0.011 0.04 0.004
实施例6 0.80 1.0 0.9 0.01 0.100 0.10 0.092 0.01 0.005
对比例1 0.04 0.8 0.4 0.005 0.001 0.008 0.0005 0.007 0.001 对比例2 0.02 0.7 0.6 1.400 0.001 0.007 0.14 0.61 0.007
对比例3 0.68 6.1 1.9 1.200 0.200 0.190 0.23 0.78 0.008

[0048] 表2

[0049]

[0050] 表3

[0051]

[0052] 如表1、2的实施例1～6所示，在本发明限定的化学成分和热轧工艺参数，钢中添加Nb、V、Ti与C、N结合，在适当的热轧工艺形成纳米级的簇团析出，在终轧温度780～930℃，400～650℃进行卷取的实施例中，热轧组织由面积率在70～90％的马氏体，其余为铁素体。
铁素体基体内含有纳米级簇团析出物，其尺寸在1～8nm，密度大于0.8×103/μm2，同时还有少量的析出物用于强化铁素体晶界，尺寸在10～30nm。由实施例可知，钢板组织分布均匀，马氏体含量控制在70～90％，如图1所示。由图2可知，铁素体晶内析出物尺寸细小，数量较多，对铁素体有强化作用。图3为实施例5条件下慢拉伸检测的断后延伸率。可以看出，在
0.2mol/L NaOH溶液+0.22g/L 硫脲的环境对试样动态充氢，充氢电流为0.5mA/cm2，对试样进行慢拉伸检测断后延伸率仍然有8％，结合表3中IHE值，可见实施例5 所得钢板有较低的氢脆敏感性。

[0053] 相对地，对于未控制化学成分和热轧工艺参数的比较例1～3中，钢中的马氏体含量不够，析出物尺寸较大、数量较少，与实施例1～6 相比，力学性能和氢脆指数无法满足要求。

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