低点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢及其制备方法 |
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| 申请号 | CN202311566073.2 | 申请日 | 2023-11-22 | 公开(公告)号 | CN117737581A | 公开(公告)日 | 2024-03-22 |
| 申请人 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司; | 发明人 | 余灿生; 常智渊; 郑之旺; 陈燕冬; 左元华; 陈林; | ||||
| 摘要 | 本 发明 公开了一种低 点焊 碳 当量900MPa级 镀 锌 双相 钢 ， 质量 百分比的化学成分为：C：0.04％～0.10％，Si：0.15％～0.50％，Mn：1.65％～2.10％，P≤0.010％，S≤0.003％，Als：0.01％～0.070％，N≤0.0050％，Nb：0.010～0.040％，Ti：0.02‑0.05％，Cr：0.30～0.70％，余量为Fe及不可避免的杂质。该低点焊碳当量900MPa级镀锌 双相钢 的制备方法包括： 冶炼 工序、 热轧 工序、酸轧工序和热镀锌工序。本发明制备方法通过降低C含量，配合以恰当的 轧制 、热镀锌工艺获得数量较多但硬度较低的 马 氏体(降低转变前单位奥氏体内的C及 合金 含量)保证强度的同时降低了软硬相硬度差，获得良好的扩孔性能。用较低的Si含量以降低对镀层质量的影响，适量的Mn、Cr元素提高淬透性保证强度；无Mo、Ni等贵重 合金元素 的添加，有利于控制成本。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种低点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢，其特征在于，质量百分比的化学成分为：C： |
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| 说明书全文 | 低点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢及其制备方法技术领域背景技术[0002] 随着人们对能源节约以及材料服役安全意识的逐步提高，很多汽车制造商选择高强钢作为汽车用材料，汽车行业采用热镀锌高强度钢板减薄钢板厚度的同时，能够提高汽车的耐蚀性、抗凹陷性、耐久强度、大变形冲击强度和安全性等，因此汽车用钢板必将朝着高强、高韧、耐蚀、易成型加工的方向发展。随着汽车车身对耐蚀性要求的提高，镀锌汽车板被越来越多的用于汽车生产。受到镀层电阻率和硬度较低以及点焊试样之间的接触面增大、接触电阻减小等影响，热镀锌焊接性能较连退同强度产品有所降低，同时由于热镀锌双相钢的马氏体是在镀锌后空冷阶段形成，马氏体淬硬性较高，导致软(铁素体)硬(马氏体)相硬度差异较大，不利于获得良好的扩孔性能。 [0003] 现有技术1(CN108374118A)公布了一种具有易于成型特性的热镀锌双相钢板及其制造方法，其按重量百分比计的化学成分为：C:0.08％‑0.10％、Si:0.8％‑1.0％、Mn:1.7％‑2.0％、P≤0.01％、S≤0.005％、Al:0.03％‑0.05％、Cr:0.28％‑0.36％、Mo:0.2％‑ 0.28％、N≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。连铸成板坯时，采用电磁感应搅拌；热连轧时，将板坯加热到1200‑1250℃，保温120‑180min，精轧开轧温度为1020‑1100℃，终轧温度为870‑930℃，卷曲温度为520‑580℃；临界退火温度为770‑800℃，保温时间为40‑80s；退火后采用炉内冷却，冷却速度为15‑40℃/s；热浸镀为455‑465℃，镀锌时间为3‑8s；退火炉内吹入含氧量为1.8‑2.2wt％的氮气和空气混合气，使退火炉内露点达到‑15～‑20℃。其Si含量极高(0.8％～1.0％)不利于获得良好的热镀锌表面质量；连铸时要求采用电磁感应搅拌增加了工艺成本，对装备要求较高。以及添加了较多贵重合金Mo(0.2％～0.28％)，导致合金成本大幅增加。 [0004] 现有技术2(CN101348885A)公布了一种1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其方法，其按重量百分比计的化学成分为：C：0.08～0.14％、Si≤0.06％、Mn：1.60～2.10％、P：≤0.015％、S：≤0.008％、Alt：0.005～0.030％、Cr：0.20～0.40％、Mo：0.15～0.40％、Nb： 0.01～0.03％、Ti：0.01～0.02％、N：≤0.004％，其余为铁和其他不可避免杂质。铸坯的加热温度为1220～1280℃，精轧终轧温度为860～880℃，热轧板卷取温度为650～690℃；冷轧压下率为60‑75％、冷硬态带钢首先加热至220℃预热，其加热速度8～12℃/s；经过预热的带钢进一步加热到800～830℃、均热时间40‑100s，缓冷段温度为720～760℃、冷速：8～12℃/s，快冷段温度450～470℃，镀锌结束后经过气刀吹刮冷却至420～430℃，镀锌时间5～ 20s，镀锌后冷却速度约为8～20℃/s。该方法添加了较多贵金属Mo元素(0.15～0.40％)，导致合金成本增加。 [0005] 现有技术3(CN 109097705 A)公布了一种800MPa级冷轧热镀锌双相钢及其生产方法，其按重量百分比计的化学成分为：C：0.05％‑0.10％、Mn：1.60％‑2.30％、Als:0.010‑1.0％、Si：0.10％‑0.60％、Nb：0.010‑0.050％、Cr：0.05‑0.30％、Mo：0.05‑0.30％、P≤ 0.015％、S≤0.010％、N≤0.008％、其余为Fe和不可避免的杂质，且贵重金属元素Cr和Mo满足关系式：0.05≤Cr+Mo≤0.30且C+Si/30+Mn/20≤0.22。钢水浇铸时过热度为15‑30℃，板坯出炉温度1180‑1300℃，加热时间为150min‑300min，热轧终轧温度为850‑950℃，带钢温度≥620℃以上时，带钢的平均冷却速率为≥15℃/s，卷取温度为500‑620℃。带钢冷轧压下率控制在40％‑70％，热镀锌均热温度为760‑840℃，其中温度≤760℃的加热速度≤5℃/s， 760‑840℃保温时间60‑300s，冷却速度≥15℃/s，退火炉内露点0～‑40℃，炉内H2含量为1‑ 5％，H2O/H2≤1.0，带钢入锌锅温度440‑500℃，锌液温度450‑470℃，锌液铝含量0.15‑ 0.25％。该方法含有较多贵金属元素Mo等导致合金成本增加，较高的Al含量(0.60～ 1.20％)容易钢水变粘容易堵塞水口，同时Al2O3夹杂偏高导致钢水纯净度下降。 [0006] 基于以上，热镀锌双相钢的成分和制备方法有必要进行改进。 发明内容[0007] 基于此，为了弥补现有热镀锌双相钢的不足，提供一种低成本低点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢及其制备方法。 [0008] 为了实现上述目的，采用以下技术方案： [0009] 本发明提供一种低点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢，质量百分比的化学成分为：C：0.04％～0.10％，Si：0.15％～0.50％，Mn：1.65％～2.10％，P≤0.010％，S≤0.003％，Als：0.01％～0.070％，N≤0.0050％，Nb：0.010～0.040％，Ti：0.02‑0.05％，Cr：0.30～ 0.70％，余量为Fe及不可避免的杂质。 [0010] 在一些实施例中，低点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢的屈服强度为520～680MPa，抗拉强度为910～985MPa，伸长率A80为13.0～17.0％，屈强比为0.53‑0.65，扩孔率为40％‑45％；其组织由50％‑55％的铁素体+45％‑50％马氏体构成。 [0011] 在一些实施例中，质量百分比计的化学成分为：C：0.05％～0.09％，Si：0.25％～0.40％，Mn：1.75％～2.00％，P≤0.008％，S≤0.002％，Als：0.025％～0.055％，N≤ 0.0035％，Nb：0.015％～0.035％，Ti：0.025‑0.040％，Cr：0.35％～0.55％，余量为Fe及不可避免杂质。 [0012] 本发明还提供一种如上所述的低点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢的制备方法，该制备方法包括：冶炼工序、热轧工序、酸轧工序和热镀锌工序； [0013] 其中，冶炼工序：根据点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢的化学成分进行冶炼，铸造成板坯； [0014] 热轧工序：将板坯经过加热、除鳞、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷； [0015] 酸轧工序：将热轧卷经过酸洗后，冷轧成为薄带钢； [0016] 热镀锌工序：将薄钢带缓慢加热(升温速率为2℃/s～10℃/s)至800～840℃，均热保温50～120s后依次缓慢冷却(降温速率为1℃/s～7℃/s)至680～720℃和快速冷却(降温速率为18℃/s～30℃/s)至450～470℃后，均衡保温一段时间后进行镀锌处理，出锌池后冷却至室温，得到低点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢。 [0017] 在一些实施例中，热轧工序中，将板坯加热至1230±20℃进行奥氏体化，保温4.0h后进行除鳞、粗轧，中间坯厚度为36±2mm。 [0018] 在一些实施例中，热轧工序中，精轧开轧温度≥1030℃，终轧温度为860‑930℃。 [0019] 在一些实施例中，热轧工序中，层流冷却采用前段冷却方式；热轧卷的卷取温度为530～620℃。 [0020] 在一些实施例中，酸轧工序中，冷轧成为0.7‑2.5mm的薄带钢，薄带钢的冷轧压下率为60％‑78％。 [0021] 在一些实施例中，热镀锌工序中，进入锌池进行镀锌处理的时间为8～25s，出锌池后以≥5℃/s的速度冷却至室温。 [0022] 在一些实施例中，热镀锌工序中，镀锌的机组速度为70‑130m/min，平整延伸率范围为0.20～0.50％。 [0023] 本发明具有以下有益技术效果： [0024] 本发明的低成本低点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢严格控制C含量(0.04％～0.10％)、P含量(≤0.010％)和S含量(≤0.003％)有利于降低点焊碳当量(Ceq(spot)＝C+Si/30+Mn/20+2P+4S)改善焊接性能；同时，本发明的制备方法通过降低C含量，配合以恰当的轧制、热镀锌工艺获得数量较多但硬度较低的马氏体(降低转变前单位奥氏体内的C及合金含量)保证强度的同时降低了软硬相硬度差，获得良好的扩孔性能。用较低的Si含量以降低对镀层质量的影响，适量的Mn、Cr元素提高淬透性保证强度。无Mo、Ni等贵重合金元素的添加，有利于控制成本。 附图说明 [0025] 为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。 [0026] 图1为本发明低点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢的金相照片； [0027] 图2为本发明低点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢的扫描电镜照片。 具体实施方式[0028] 为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚明白，以下结合具体实施例，并参照附图，对本发明实施例进一步详细说明。显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。 [0029] 如图1‑2所示，提供一种低成本低点焊碳当量900MPa级热镀锌双相钢。 [0030] 使用热镀锌机组生产一种低成本低点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢，化学成分范围按质量百分比为：C：0.04％～0.10％，Si：0.15％～0.50％，Mn：1.65％～2.10％，P≤0.010％，S≤0.003％，Als：0.01％～0.070％，N≤0.0050％，Nb：0.010～0.040％，Ti：0.02‑ 0.05％，Cr：0.30～0.70％其余元素是Fe及不可避免的杂质。 [0031] 优选的低成本低点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢，按质量百分比计，其化学成分为：C：0.05％～0.09％，Si：0.25％～0.40％，Mn：1.75％～2.00％，Nb：0.015％～0.035％，Ti：0.025‑0.040％，Al：0.025％～0.055％，Cr：0.35％～0.55％，P≤0.008％，S≤0.002％，N≤0.0035％，余量为Fe及不可避免杂质。 [0032] 其中，上述的低成本低点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢的屈服强度为520～680MPa，抗拉强度为910～985MPa，伸长率A80为13.0～17.0％，屈强比为0.53‑0.65，扩孔率为40％‑45％；其组织由50％‑55％的铁素体(平均晶粒尺寸为1.5μm)+45％‑50％马氏体构成。 [0033] 本发明中低成本低点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢的制备方法包括： [0034] (a)冶炼工序：根据低成本低点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢的化学成分进行冶炼，通过铸造成板坯； [0035] (b)热轧工序：将板坯经过加热、除鳞、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷；将其加热至1230±20℃进行奥氏体化，保温4.0h后进行除鳞、粗轧，中间坯厚度为36±2mm；精轧开轧温度≥1030℃，终轧温度为860‑930℃；层流冷却采用前段冷却方式，卷取温度为530～620℃。 [0036] (c)酸轧工序：将热轧卷经过酸洗后，冷轧成为0.7‑2.5mm的薄带钢，其冷轧压下率为60％‑78％，随着材料冷轧厚度的升高冷轧压下率逐步减小。 [0037] (d)热镀锌工序：冷轧薄钢带缓慢加热至800～840℃，均热保温50～120s后依次缓慢冷却至680～720℃和快速冷却至450～470℃后，均衡保温一段时间后进入锌池进行镀锌处理，其时间为8～25s，出锌池后以≥5℃/s的速度冷却至室温。机组速度为70‑130m/min，随着材料冷轧厚度的增加机组速度逐步减小，平整延伸率范围为0.20～0.50％，随着钢带厚度每增加平整延伸率降低。 [0038] 合金元素在低成本低点焊碳当量900MPa级镀锌双相钢的作用： [0039] 碳(C)：C作为双相钢最重要的组分之一，碳元素主要影响退火过程中形成的奥氏体的体积分数，在奥氏体的形成过程当中，碳元素在奥氏体或铁素体中的扩散过程实际上起到了控制奥氏体晶粒长大的过程。随碳含量升高或临界区加热温度升高，奥氏体体积分数增加，进而冷却后所形成的马氏体相组织增加，材料的强度增加C含量过低时，奥氏体的稳定性和马氏体淬硬性下降，导致强度偏低，双相钢中一般不低于0.02％；C含量过高时，双相钢的塑性和焊接性能下降，双相钢中一般不高于0.15％。因此，本发明C含量为0.04％～0.10％，优选为0.05％～0.09％。 [0040] 硅(Si)：Si在钢中起显著的固溶强化作用，并在相变过程中，有效抑制碳化物的析出，推迟珠光体转变等，但Si含量过高，会显著增加薄规格轧制时的变形抗力，并促进碳在富锰区的偏聚。在两相区保温时，有加速碳向奥氏体扩散的作用，对铁素体有显著的净化作用，提高了双相钢中铁素体纯净度，促进铁素体的形成，扩大铁素体形成的工艺窗口，从而得到较低的屈强比。另一方面，硅含量过高会提高马氏体的脆性，造成韧性变差，并在钢板表面形成的高熔点氧化物而影响钢板表面质量，需要尽量降低钢中的硅含量。因此，本发明Si含量为0.15％～0.50％，优选为0.25％～0.40％。 [0041] 锰(Mn)：Mn是良好的脱氧剂和脱硫剂，也是钢中常用的固溶强化元素，双相钢中一般不低于1.20％。Mn既可与C结合形成多种碳化物起到沉淀强化的作用，也可溶于基体中增强固溶强化效果。Mn易与S结合形成高熔点化合物MnS，从而消除或削弱由于FeS引起的热脆现象，改善钢的热加工性能。Mn可以提高奥氏体稳定性，使C曲线右移，从而显著降低马氏体的临界冷却速率。但Mn含量过高时，易在退火过程中向表面富集，形成大量锰化物，从而导致表面镀锌质量下降。因此，在本发明中Mn含量为1.65％～2.10％，优选为1.75％～2.00％。 [0042] 铬(Cr)：Cr可以代替Mn，提高钢的强度，减少偏析。也可以抑制珠光体转变，显著提升钢铁材料的淬透性，有利于获得足够数量的马氏体而确保前度。此外，本发明中加入一定量的Cr，还可以改善表面质量。加入Cr后，Cr可以在氧化铁皮与铁基体的交界处与氧反应并聚集，生成致密的富(Fe,Cr)2O3或者(Fe,Cr)3O4尖基石膜，富Fe‑Cr尖基石膜的存在阻碍了氧的扩散，降低了氧化铁皮的生成，因此加入Cr可以有效减少氧化铁皮厚度以及AlN的形成，并改善氧化铁皮的附着性能从而可以有效较少氧化铁皮压入造成的压坑麻点缺陷。因此，在本发明中Cr含量为0.30～0.70％，优选为Cr：0.35％～0.55％。 [0043] 铝(Al)：Al是钢中常见的脱氧剂，同时可以形成AlN钉扎晶界，从而起到细化晶粒的作用；另外，Al与Si作用相似，可以抑制碳化物析出，从而使奥氏体充分富碳。因此，本发明中Al含量为0.010％～0.070％，优选为0.025～0.055％。 [0044] 铌(Nb)：Nb在双相钢中主要以NbC形式存在，具有显著晶粒细化和弥散沉淀强化的作用。在热镀锌退火加热过程中，未溶解NbC颗粒可以钉扎铁素体晶界，从而起到细化晶粒的作用；退火温度增加至两相区时，NbC溶解温度较低，故充分溶解于基体中，同时固溶C原子向奥氏体中富集以提高其稳定性；在冷却过程中，铁素体中的NbC将重新析出，从而生产明显的沉淀强化。因此，本发明中Nb含量为0.010～0.040％，优选为0.015～0.035％。 [0045] 钛(Ti)：Ti在钢中以析出强化为主，与钢中的C、N结合形成TiC和TiN，起到强烈析出强化的作用，并显著细化晶粒。在含B钢中Ti最为重要的最用是固定N元素，使得B元素处于固溶态，充分发挥其显著提升淬透性的效应。但Ti含量过高一方面会显著增加轧制过程中的变形抗力，增加冷轧机组负荷，另一方面高Ti容易形成液析TiN，粗大的液析TiN会导致材料塑韧性剧烈恶化。因此，本发明中Ti含量为0.02‑0.05％，优选为0.025‑0.040％。 [0046] 磷(P)：P为钢中的杂质元素，易于在晶界偏聚，弱化晶间结合力，在快速凝固过程中，P含量偏高容易导致铸坯开裂，同时P元素显著降低点焊性能，为了获得良好的点焊效果需严格控制P含量。因此，本发明中P含量为≤0.010％，优选为≤0.008％。 [0047] 硫(S)：S为钢中的杂质元素，易在晶界产生偏聚，且与钢中的Fe形成低熔点的FeS，降低钢材的韧性，在快速凝固过程中，易导致铸坯表面出现细小微裂纹。同时S元素显著降低点焊性能，为了获得良好的点焊效果需严格控制S含量。因此，本发明中S含量为≤0.003％，优选为≤0.002％。 [0048] 氮(N)：N在钢中的杂质元素，由于其原子尺寸较小容易进入铁元素间隙处显著提升晶格畸变大幅增加强度，但会明显恶化钢的塑韧性。同时N容易与钢中的Al、B、Ti结合形成AlN、BN和TiN等第二相强化的同时恶化钢的塑韧性，尤其是N含量过高时与Ti结合液析TiN尺寸可达微米级，不但起不到强化的作用还会造成应力集中形成裂纹源，需严格控制N元素的含量。因此，本发明中N含量为≤0.0050％，优选为≤0.0035％。 [0049] 实施例： [0050] 本实施例1‑4提供了低成本低点焊碳当量900MPa级热镀锌双相钢的化学成分，如表1所示(余量为Fe及不可避免的杂质)； [0051] 表1、低成本低点焊碳当量900MPa级热镀锌双相钢化学成分(wt.％) [0052] 编号 C Si Mn P S Cr Nb Ti Als实施例1 0.068 0.38 1.92 0.005 0.001 0.48 0.030 0.033 0.050 实施例2 0.072 0.30 1.85 0.004 0.002 0.42 0.027 0.030 0.036 实施例3 0.076 0.28 1.80 0.003 0.001 0.40 0.023 0.030 0.033 实施例4 0.065 0.35 1.96 0.004 0.002 0.52 0.033 0.038 0.048 [0053] 上述低成本低点焊碳当量900MPa级热镀锌双相钢板的制备方法，具体工艺如下： [0054] A、冶炼工序：经过冶炼工艺，制备如表1所示化学成分的900MPa级低点焊碳当量合金化镀锌双相钢铸坯； [0055] B、热轧工序：将板坯经过加热、除鳞、热轧和层流冷却后获得热轧卷，具体热轧工艺参数如表2所示；其终轧温度为860‑930℃；层流冷却采用前段冷却方式，卷取温度为530～620℃。 [0056] 表2、低成本低点焊碳当量900MPa级热镀锌双相钢板热轧工序主要工艺参数[0057] [0058] C、酸轧工序：将热轧卷酸洗后，冷轧成薄带钢，其热轧板厚度、冷硬卷厚度及冷轧压下率见表3所示。 [0059] 表3、成本低点焊碳当量900MPa级热镀锌双相钢冷轧原料、成品及压下率[0060] 编号 热轧板厚度/mm 冷轧板厚度/mm 冷轧下压率/％实施例1 6.30 2.50 60 实施例2 5.30 1.60 70 实施例3 4.00 1.00 75 实施例4 3.20 0.70 78 [0061] D、热镀锌工序：冷轧薄钢带缓慢加热(升温速率为2℃/s～10℃/s)至800～840℃(均热温度)，均热保温50～120s后依次缓慢冷却(降温速率为1℃/s～7℃/s)至680～720℃和快速冷却(降温速率为18℃/s～30℃/s)至450～470℃(均衡温度)后，均衡保温一段时间后进入锌池进行镀锌处理，其时间为8～25s，出锌池后以≥5℃/s的速度冷却至室温。机组速度为70‑130m/min，随着材料冷轧厚度的增加机组速度逐步减小，平整延伸率范围为0.20～0.50％，随着钢带厚度每增加平整延伸率降低。具体热镀锌工艺参数如表4所示： [0062] 表4成本低点焊碳当量900MPa级热镀锌双相钢主要工艺参数 [0063] [0064] 经上述方法制备的成本低点焊碳当量900MPa级热镀锌双相钢其微观组织如图1至图2所示所示。按照GB/T228‑2010《金属材料室温拉伸试验方法》测试上述成本低点焊碳当量900MPa级热镀锌双相钢力学性能，按照Ceq(spot)＝C+Si/30+Mn/20+2P+4S计算点焊碳当量，具体见表5所示： [0065] 表5成本低点焊碳当量900MPa级热镀锌双相钢 [0066] [0067] 以上是本发明公开的示例性实施例，但是应当注意，在不背离权利要求限定的本发明实施例公开的范围的前提下，可以进行多种改变和修改。尽管本发明实施例公开的元素可以以个体形式描述或要求，但除非明确限制为单数，也可以理解为多个。 [0068] 所属领域的普通技术人员应当理解：以上任何实施例的讨论仅为示例性的，并非旨在暗示本发明实施例公开的范围(包括权利要求)被限于这些例子；在本发明实施例的思路下，以上实施例或者不同实施例中的技术特征之间也可以进行组合，并存在如上本发明实施例的不同方面的许多其它变化，为了简明它们没有在细节中提供。因此，凡在本发明实施例的精神和原则之内，所做的任何省略、修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明实施例的保护范围之内。 |
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