專利名稱：一種高強(qiáng)度冷軋熱鍍鋅雙相鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于汽車用冷軋高強(qiáng)度薄板技術(shù)領(lǐng)域，提供了一高強(qiáng)度級冷軋熱鍍鋅雙相鋼及其制造方法。
背景技術(shù)：
近年來，隨著人們對轎車沖撞安全性和耐蝕性要求的不斷提高，汽車用鋼板向高強(qiáng)度和全鍍層方向發(fā)展，促使了高強(qiáng)IF鋼，烘烤硬化鋼、相變誘導(dǎo)塑性鋼和雙相鋼等熱鍍鋅高強(qiáng)鋼在汽車車體上的應(yīng)用。同時(shí)，為降低溫室效應(yīng)，保護(hù)地球環(huán)境，強(qiáng)化對CO2排放量的限制，有助于低燃料消耗的汽車車體輕量化成為現(xiàn)代汽車エ業(yè)的ー個(gè)重要研究課題。由于冷軋熱鍍鋅雙相鋼具有屈強(qiáng)比低，初始加工硬化率高，良好的強(qiáng)度和延性匹配、較好的烘烤硬化性能以及較高的碰撞能量吸收能力等特點(diǎn)，滿足了汽車車體輕量化、沖撞安全性和 耐銹蝕性等要求，已成為國內(nèi)外鋼鐵企業(yè)和研究院所研發(fā)的重點(diǎn)。冷軋熱鍍鋅雙相鋼需要略微高的合金含量[1’2]和合理的鍍鋅エ藝參數(shù)控制已為人們所共識。冷軋熱鍍鋅雙相鋼和冷軋雙相鋼的生產(chǎn)存在明顯的不同，由于冷軋退火線爐區(qū)長，冷速大，可以保證鋼帶在保溫段退火后快速冷卻以發(fā)生低溫轉(zhuǎn)變，實(shí)現(xiàn)冷軋雙相鋼組織中軟相鐵素體基體和硬相馬氏體的合理配分。但是，生產(chǎn)冷軋熱鍍鋅雙相鋼時(shí)，鍍鋅線爐區(qū)短，冷速小，且鋼帶在兩相區(qū)保溫退火必須冷卻到460°C左右鍍鋅，然后出鋅鍋終冷至室溫，限制了奧氏體向馬氏體相變，容易發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變或貝氏體轉(zhuǎn)變。雖然可以加入較多的Mn、Mo、Cr、B等合金元素來提高鋼的淬透性，實(shí)現(xiàn)鋼在慢冷速下的低溫轉(zhuǎn)變，但這無疑降低了冷軋熱鍍鋅雙相鋼的可鍍性，并增加了生產(chǎn)成本?；谏鲜鲈?，在連續(xù)鍍鋅線上生產(chǎn)雙相鋼時(shí)，鋼的成分設(shè)計(jì)和退火鍍鋅エ藝參數(shù)優(yōu)化尤為重要。如專利US006312536B1 敘述了將含有 C 0. 02% O. 20%、Mn :I. 50% 2. 40%、Cr 0. 03 I. 50%、Mo 0. 03% I. 50%，且 Mn、Cr、Mo 的加權(quán)量要同時(shí)滿足 3Mn+6Cr+Mo< 8. 1%和Mn+6Cr+10Mo > 3. 5 %的鋼在熱鍍鋅退火時(shí)需要在780°C或更高的溫度加熱鋼板，隨后以適當(dāng)エ藝就可以得到期望的主要為鐵素體和馬氏體的顯微組織，強(qiáng)度級別從450-780MPa的冷軋熱鍍鋅雙相鋼。但是本發(fā)明中鍍鋅用的冷硬基板在熱軋吋，要求以400C /s的冷速冷到480°C進(jìn)行卷取，冷硬基板容易得到鐵素體、珠光體和貝氏體的復(fù)合組織，増加了熱卷取設(shè)備的負(fù)荷并且板形較差，相應(yīng)地增加了冷軋機(jī)組的軋制負(fù)荷，不利于后續(xù)的冷軋生產(chǎn)。并且生產(chǎn)低級別的熱鍍鋅雙相鋼時(shí)，由于碳及合金含量少，在780°C或更高的溫度加熱鋼板，鍍鋅后的鋼板不容易得到主要為鐵素體和馬氏體的顯微組織。專利CN200380109234. X所述鋼的成分與專利US006312536B1基本相同，也要復(fù)合添加Cr，Mo等合金元素，退火鍍鋅時(shí)把鋼板的加熱溫度降低到727 775°C范圍內(nèi)，井隨后在454 493°C范圍內(nèi)保持20 IOOs進(jìn)行等溫處理，再經(jīng)鋅槽鍍鋅進(jìn)行熱浸鍍。雖然容易得到典型的雙相組織，但是在現(xiàn)有的連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線上實(shí)現(xiàn)454 493°C范圍內(nèi)保持20 IOOs十分困難，并且本發(fā)明沒有考慮到較低的加熱保溫溫度，不易消除Mn含量多時(shí)(如實(shí)施例中鋼的Mn含量達(dá)到I. 81% )，形成的以滲碳體、珠光體、貝氏體為主的帯狀組織。同時(shí)，該發(fā)明沒有提及如何生產(chǎn)具有合適顯微組織及良好板形的冷軋基板的方法。CA2564050A1敘述的鋼中需同時(shí)加入Mo、B、Ca、Cr、Ni、Nb、V、Ti等諸多元素，通過熱鍍鋅エ藝得到抗拉強(qiáng)度440-780MPa的冷軋熱鍍鋅雙相鋼，由于添加元素多，加大了煉鋼難度且增加了制造成本。專利CN200710044158. 9 敘述了將含有 C :0· 02 % O. 08 %、Si :彡 O. I %，Mn :0· 80% I. 80%、Cr :彡 I. 0%，Mo :彡 O. 5%，且 Mn、Cr、Mo 的加權(quán)量要滿足 I. 6%彡3Mn+6Cr+Mo彡3. 8%的鋼，熱軋采用650 680°C的高溫卷取，熱鍍鋅退火時(shí)臨界退火溫度為800 860°C，鍍鋅后得到450MPa級到550MPa級的高強(qiáng)度汽車外板。本發(fā)明復(fù)合添加了貴重元素Mo和Cr，并且熱鍍鋅退火時(shí)臨界退火溫度高，増加了生產(chǎn)成本，不利于節(jié)省能源和降低成本。

發(fā)明內(nèi)容
為了克服上述現(xiàn)有技術(shù)的缺點(diǎn)，本發(fā)明所要解決的技術(shù)問題是提供ー種能在連續(xù) 熱鍍鋅生產(chǎn)線上制造抗拉強(qiáng)度在490 700MPa之間、強(qiáng)度和延性匹配良好、可鍍性能優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋熱鍍鋅雙相鋼板及其制造方法。本發(fā)明為了實(shí)現(xiàn)上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案是在不需要復(fù)合添加Mo、Cr、B、Ni等多種貴重合金元素的情況下，控制熱軋和退火鍍鋅エ藝參數(shù)，保證鋼板的高強(qiáng)度、兩相組織和鍍鋅質(zhì)量。一種高強(qiáng)度冷軋熱鍍鋅雙相鋼板，其特征在于成分按質(zhì)量百分比為C :0. 03%
O.15%、Si :彡 O. 15%、Mn :I. 00% I. 75%、P :彡 O. 015%、S :彡 O. 012%、Al :0· 02%
0.15%, Cr 0. 35 O. 75%, Cu 0. 02% O. 15%,Ti O. 010 O. 035%,N O. 005%，并且滿足I. 5%^ Mn+1. 29Cr+0. 46Cu ( 2. 5%，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。組成成分優(yōu)選按質(zhì)量百分比C :0. 06 % O. 12 %、Si :彡O. 10 %、Mn :
1.20 % I. 50 %、P :彡 O. 010 %、S :彡 O. 008 %、Al :0· 050 % O. 100 %、Cr 0. 40
0.60 Cu 0. 07 % O. 10 %、Ti :0· 015 O. 030 %、N :彡 O. 003 %，并且滿足 I. 7 %(Mn+1. 29Cr+0. 46Cu ( 2. 3%，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明鋼種成分控制原理如下C :是最有效的強(qiáng)化元素，是形成馬氏體的主要元素，直接影響臨界區(qū)處理后雙相鋼中馬氏體體積分?jǐn)?shù)和馬氏體中的碳含量，并決定了雙相鋼的硬度和馬氏體的精細(xì)結(jié)構(gòu)。雙相鋼中碳含量一般應(yīng)該小于O. 2%，為保證鋼具有好的伸長率和良好的焊接性，本發(fā)明中碳含量控制在O. 03% O. 15%。Si :是強(qiáng)化鐵素體的元素，促使碳向奧氏體偏聚，對鐵素體中固溶碳有清除和浄化作用，以避免間隙固溶強(qiáng)化和冷卻時(shí)粗大碳化物的生成，有助于提高雙相鋼的延性，但為了避免Si含量過高引起鋼板的浸鍍性能，本發(fā)明Si控制在的O. 15%以下。Mn:屬于擴(kuò)大奧氏體相區(qū)，穩(wěn)定奧氏體的元素，可以有效提高奧氏體島的淬透性，因而可以降低臨界區(qū)加熱后獲得雙相鋼組織和性能所必須的冷卻速率，并起到固溶強(qiáng)化和細(xì)化鐵素體晶粒的作用，可顯著推遲珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變。高錳含量容易引起滲碳體、珠光體、貝氏體為主的帯狀組織，同時(shí)影響基板的可鍍性和焊接性。本發(fā)明Mn含量控制在
1.00% I. 75%。
Cr :中強(qiáng)碳化物形成元素，顯著提高鋼的淬透性，能強(qiáng)烈推遲珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變，增大奧氏體的過冷能力，從而細(xì)化組織，起到強(qiáng)化效果。另外，鋼中的鉻元素能促進(jìn)鋅液對鋼的侵蝕。本發(fā)明Cr的含量控制在O. 35% O. 75%。Al :A1在雙相鋼中所起的作用與Si相似，同時(shí)Al還可以形成AlN析出，起到一定的細(xì)化晶粒作用。由于本發(fā)明鋼中硅含量低，因此少量鋁的存在，在保證強(qiáng)度的前提下，可提高雙相鋼的延性，同時(shí)Al是主要的脫氧劑，不宣過低，但過多簇狀氧化鋁內(nèi)夾雜物增多，使鋼的延展性變差，又會影響煉鋼和連鑄生產(chǎn)，本發(fā)明中Al含量控制在O. 02% O. 15%。Cu :是對鋼強(qiáng)化的有效元素和提高鋼的耐腐蝕性元素。在退火后的冷卻過程中能抑制珠光體的生成，并且促使馬氏體生成。另外，銅能促進(jìn)鋼內(nèi)部氧化而提高鍍層粘合性。發(fā)明中Cu含量控制在O. 02% O. 15%。Ti :強(qiáng)碳化物形成元素，具有脫氧和固碳、氮的作用。它能與鋼中游離的碳和氮結(jié) 合形成TiC和TiN，從而可改善碳和氮對鋼引起的時(shí)效現(xiàn)象，另外鋼中的鈦可將酸洗或氫還原時(shí)吸入鋼基體中的氫氣固定，使之在熱鍍鋅時(shí)不致逸出，從而可防止氫氣對鍍鋅層的不利影響。本發(fā)明中Ti含量控制在O. 010% O. 035%。N:是劣化鋼的耐常溫時(shí)效性元素，盡量減少其含量，本發(fā)明中N含量控制在
O.005% 以下。P，S :為鋼中的有害元素。P易在晶界上偏聚引起脆化，使耐沖擊性變差，并對焊接不利。S在鋼中易形成MnS等夾雜物，熱引起熱脆，并且S對焊接性影響較大。本發(fā)明中P，S含量分別控制在O. 015%和O. 012%以下。一種高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，首先上述成分轉(zhuǎn)爐冶煉，爐外精煉后澆鑄成170 230mm厚的板坯，再進(jìn)行熱連軋、冷酸連軋；在連續(xù)鍍鋅線上退火鍍鋅，從均熱溫度冷卻至鋅池溫度進(jìn)行熱浸鍍，完成浸鍍后冷卻至室溫，制得高強(qiáng)度熱鍍鋅雙相鋼。熱連軋時(shí)，將板坯加熱到1250 1350°C，保溫120-180min，精軋開軋溫度為1000 1100°C，終軋溫度為890 950°C，卷取溫度620 700°C，得到顯微組織為鐵素體和珠光體的熱軋卷板。熱軋卷板厚度為2. O 6. 5mm。熱軋卷板經(jīng)酸洗后冷軋成冷軋薄板，冷軋壓下率為60 80%，冷軋卷板厚度為
O.5 2. 5mmο在連續(xù)鍍鋅線上退火時(shí)，加熱段末段鋼帶的溫度為810 830°C，均熱段溫度為740 780°C，均熱時(shí)間為30 120s，爐內(nèi)保護(hù)氣體露點(diǎn)溫度為-20 -55°C。退火后采用2段冷卻，冷卻I段將鋼板從均熱溫度冷卻到660-710°C，冷卻速率為3 12°C /s，冷卻2段再將鋼板冷卻到450 490°C，冷卻速率為10 25°C /s。然后進(jìn)鋅池鍍鋅，鋅池溫度為450 490°C，鍍鋅時(shí)間為5 20s，鍍鋅結(jié)束后冷卻至室溫，終冷速率為5 25°C /s。本發(fā)明選擇上述各特征中エ藝參數(shù)的原因如下將厚度為170 230mm的板坯加熱，均熱溫度控制在1250 1350°C之間，均熱時(shí)間為120-180min，是為了防止溫度過高導(dǎo)致板坯的過燒和過熱，并使板坯的組織和成分均勻化。精軋開軋溫度控制在1000 1100°C之間，是為了精軋的前幾個(gè)機(jī)架實(shí)現(xiàn)再結(jié)晶區(qū)軋制，降低前幾個(gè)機(jī)架大壓下量下的軋制負(fù)荷。
終軋溫度控制在890 950°C之間，是為了合金元素固溶，在退火鍍鋅中析出以細(xì)化晶粒。同時(shí)Ar3以上的高溫終軋有利于組織均勻性，防止出現(xiàn)嚴(yán)重的帯狀組織。卷取溫度控制在620 700°C之間，是因?yàn)樵诖藴囟葏^(qū)間下高溫卷取，在隨后的共析轉(zhuǎn)變中容易生成較粗大而彌散分布的碳化物，并且C、Mn等元素在珠光體中明顯富集，可以提高退火鍍鋅時(shí)奧氏體的淬透性，彌補(bǔ)連續(xù)鍍鋅設(shè)備快冷能力的不足。熱軋卷板后酸洗后冷軋壓下率控制在60 80%之間，是為充分發(fā)揮冷軋機(jī)軋制能力。冷軋壓下率低于60%，冷軋效率低，冷軋壓下率高于80%，加工硬化加強(qiáng)，冷軋變形抗カ增加，易造成冷軋機(jī)組負(fù)荷超限。另外，此壓下率下鋼組織中的珠光體團(tuán)間距減小和珠光體被破碎得較充分，為鍍鋅退火過程中的晶粒細(xì)化提供條件。連續(xù)熱鍍鋅退火線均熱段長度通常為冷軋退火線均熱段的1/3左右，在同樣走帶速度的前提下其均熱時(shí)間也大大縮短。為生產(chǎn)同樣強(qiáng)度級別的雙相鋼，在減少均熱時(shí)間的同時(shí)就要求相對高的均熱溫度，本發(fā)明為降低均熱溫度節(jié)約能源，特采用將加熱區(qū)末段溫 度控制在810 830°C之間，即“高加熱終止溫度、低均熱溫度”的エ藝方法(見附圖I)。均熱溫度控制在740 780°C之間，均熱時(shí)間為30 120s，為使鋼的組織奧氏體化及C、Mn等合金元素從鐵素體中向奧氏體中擴(kuò)散，提高鐵素體的純凈度，降低鋼的屈服強(qiáng)度。均熱溫度低于740V，鋼的組織奧氏體化程度不夠，冷卻時(shí)不能得到合適的馬氏體含量。爐內(nèi)保護(hù)氣體露點(diǎn)控制在-20 _55°C之間，是因?yàn)樵诖寺饵c(diǎn)范圍鋅液浸潤性穩(wěn)定且易于控制。露點(diǎn)低于_55°C控制難度加大，但高于_20°C時(shí)平衡浸潤張カ及浸潤速率均急劇下降。在連續(xù)鍍鋅線上冷卻I段將鋼帶從均熱溫度冷卻到660 710°C，冷卻速率為3 12°C /s,是為調(diào)節(jié)鋼中奧氏體的數(shù)量和分布,改善合金元素在奧氏體和鐵素體中的分布形態(tài)。冷卻2段以10 25°C /s的冷卻速率，將鋼板冷卻到450 490°C，是為避開珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變進(jìn)入鋅池鍍鋅。鋅池溫度控制在450 490°C，是為鋅池保持與鋼帶相同的溫度鍍鋅，減少了鋼帶與鋅液之間的熱傳導(dǎo)，有利于提高生產(chǎn)效率。根據(jù)鋼帶運(yùn)行速度，鋼帶在鋅池鍍鋅時(shí)間為5 20s。鍍鋅完畢后以5 25°C /s的終冷速率冷到室溫，為使鋼發(fā)生低溫轉(zhuǎn)變，得到鐵素體和馬氏體兩相組織的雙相鋼。本發(fā)明冶煉時(shí)通過減少Si元素的添加量，同時(shí)添加一定量的Cr、Ti、Cu合金元素，得到的鋼合金元素組成相對較少；軋制時(shí)通過控軋控冷得到合理組織組成和板形優(yōu)良的鍍鋅基板；連續(xù)退火鍍鋅時(shí)采用加熱末段到均熱段的微緩冷和快冷段兩次快冷等方式，最終得到抗拉強(qiáng)度在490 700MPa之間，強(qiáng)度和延性匹配良好，可鍍性能優(yōu)良，厚度在O. 5
2.5mm之間，可用作汽車覆蓋件、內(nèi)板和結(jié)構(gòu)件等的冷軋熱鍍鋅雙相鋼板。


圖I為連續(xù)退火鍍鋅エ藝制度示意圖；圖2為實(shí)施例熱軋板的顯微組織照片；圖3為實(shí)施例冷軋熱鍍鋅鋼板的顯微組織圖。
具體實(shí)施方式
下面結(jié)合具體實(shí)施方式
對本發(fā)明進(jìn)ー步說明實(shí)施例鋼的成分見表1，熱乳エ藝參數(shù)見表2，退火鍍鋅エ藝參數(shù)和鍍鋅后鋼板的力學(xué)性能見表3，連續(xù)退火鍍鋅エ藝制度示意圖見圖1，熱乳板顯微組織見圖2，冷乳熱鍍鋅鋼板的顯微組織見圖3。表I實(shí)施例鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))%
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權(quán)利要求
1.一種高強(qiáng)度冷軋熱鍍鋅雙相鋼板，其特征在于成分按質(zhì)量百分比為c :0. 03% O. 15%、Si :≤ O. 15%、Mn :I. 00% I. 75%、P :≤ O. 015%、S :≤ O. 012%、Al :0· 02% O. 15%, Cr 0. 35 O. 75%, Cu 0. 02% O. 15%, Ti O. 010 O. 035%,N O. 005%，并且滿足I. 5%^ Mn+1. 29Cr+0. 46Cu ( 2. 5%，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述高強(qiáng)度冷軋熱鍍鋅雙相鋼板，其特征在于成分按質(zhì)量百分比進(jìn)ー步含有 C :0· 06% O. 12%、Si :≤ O. 10%、Mn :1· 20% I. 50%、P :≤ O. 010%、S :≤ O. 008%,Al 0. 050% O. 100%,Cr 0. 40 O. 60%,Cu 0. 07% O. 10%,Ti :0· 015 O. 030%, N O. 003%，并且滿足 I. 7%≤ Mn+1. 29Cr+0. 46Cu ^ 2. 3%,余量為 Fe 和不可避免的雜質(zhì)。
3.根據(jù)權(quán)利要求I或2所述高強(qiáng)度冷軋熱鍍鋅雙相鋼板的制造方法，包括轉(zhuǎn)爐冶煉，爐外精煉、連鑄、熱連軋、冷酸連軋、退火鍍鋅、熱浸鍍，其特征在干熱連軋時(shí)，將板坯加熱到1250 1350°C，保溫120-180min，精軋開軋溫度為1000 1100°C，終軋溫度為890 950°C，卷取溫度620 700°C ;熱軋卷板經(jīng)酸洗后冷軋成冷軋薄板，冷軋壓下率為60 80%，冷軋卷板厚度為O. 5 2. 5mm ;退火時(shí)，加熱段末段鋼帶的溫度為810 830°C，均熱段溫度為740 780°C，均熱時(shí)間為30 120s，爐內(nèi)保護(hù)氣體露點(diǎn)溫度為-20 -55°C ;退火后采用2段冷卻，冷卻I段將鋼板從均熱溫度冷卻到660-710°C，冷卻速率為3 12°C /s，冷卻2段再將鋼板冷卻到450 490°C，冷卻速率為10 25°C /s ;鍍鋅時(shí)鋅池溫度為450 490°C，鍍鋅時(shí)間為5 20s，鍍鋅結(jié)束后冷卻至室溫，終冷速率為5 25°C /s。
全文摘要
本發(fā)明公開了一種高強(qiáng)度冷軋熱鍍鋅雙相鋼板，其特征在于成分按質(zhì)量百分比為C0.03％～0.15％、Si≤0.15％、Mn1.00％～1.75％、P≤0.015％、S≤0.012％、Al0.02％～0.15％、Cr0.35～0.75％、Cu0.02％～0.15％、Ti 0.010～0.035％、N≤0.005％，并且滿足1.5％≤Mn+1.29Cr+0.46Cu≤2.5％，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。制造方法包括轉(zhuǎn)爐冶煉，爐外精煉、連鑄、熱連軋、冷酸連軋、退火鍍鋅、熱浸鍍，軋制時(shí)通過控軋控冷得到合理組織組成和板形優(yōu)良的鍍鋅基板，連續(xù)退火鍍鋅時(shí)采用加熱末段到均熱段的微緩冷和快冷段兩次快冷等方式，最終得到抗拉強(qiáng)度在490～700MPa之間，強(qiáng)度和延性匹配良好，可鍍性能優(yōu)良，厚度在0.5～2.5mm之間，可用作汽車覆蓋件、內(nèi)板和結(jié)構(gòu)件等的冷軋熱鍍鋅雙相鋼板。
文檔編號B21B37/74GK102719751SQ201110077800
公開日2012年10月10日 申請日期2011年3月29日 優(yōu)先權(quán)日2011年3月29日
發(fā)明者劉仁東, 孫建倫, 徐榮杰, 徐鑫, 林利, 王旭, 王科強(qiáng), 郭金宇 申請人:鞍鋼股份有限公司