一种高强度双相钢及其镀锌生产工艺和应用的制作方法

1.本发明涉及钢铁生产加工技术领域，尤其涉及一种高强度双相钢及其镀锌生产工艺和应用。


背景技术：

2.双相钢(dual-phase，简称dp钢)，又称复相钢。由马氏体、奥氏体或贝氏体与铁素体基体两相组织构成的钢。一般将铁素体与奥氏体相组织组成的钢称为双相不锈钢，将铁素体与马氏体相组织组成的钢称为双相钢。双相钢是低碳钢或低合金高强度钢经临界区热处理或控制轧制后而获得。典型的双相钢屈服强度σs为340mpa，拉伸强度σb为630mpa。双相钢用于制造冷冲、深拉成型的复杂构件，也可用作管线钢、链条、冷拔钢丝、预应力钢筋等。
3.双相钢可由低碳钢或低合金钢经临界区处理或控制轧制而得到。这类钢具有高强度和高延性的良好配合，已成为一种强度高、成形性好的新型冲压用钢，成功的用于汽车产业等。
4.其中，590mpa级双相钢镀锌板在汽车制造中的使用比例大，主要应用于汽车的加强件和结构件。
5.在当前生产工艺下，590mpa级双相钢镀锌板自向汽车厂供料以来，经常出现双相钢冲压开裂的情况，影响客户生产效率，造成了生产的不安全，可能会危害人民群众的生命安全，因此，亟需一种高强度双相钢配方及其镀锌生产工艺，解决上述问题。


技术实现要素：

6.为克服相关技术中存在的问题，本发明的目的是提供一种高强度双相钢，该高强度双相钢抗拉强度大于590mpa，延伸率超过23.0％，强度和延性匹配良好，使用安全性高，满足现代汽车轻量化、安全环保和低成本制造要求。
7.一种高强度双相钢，双相钢中化学成分按重量百分比计为：
8.碳0.060％-0.077％，硅0.25％-0.35％，锰1.40％-1.50％，磷≤0.018％，硫≤0.005％，氮≤0.0045％，铬0.10％-0.20％，钼0.20％-0.25％，铌0.015％-0.025％；
9.其余为fe和不可避免的杂质；
10.在本发明较佳的技术方案中，所述碳0.066％-0.070％，硅0.28-0.032％，锰1.43％-0.147％，磷0.008％-0.010％，硫0.001％-0.003％，氮0.001％-0.003％，铬0.12％-0.13％，钼0.21％-0.23％，铌0.019％-0.023％；
11.其余为fe和不可避免的杂质；
12.在本发明较佳的技术方案中，所述铬、钼和铌的比例为(5.5-6.5)：(10-11)：1；
13.在本发明较佳的技术方案中，所述双相钢的厚度为1.2-2.0mm；
14.本发明的再一目的在于提供一种高强度双相钢的镀锌生产工艺，包括转炉炼钢、lf炉精炼、板坯连铸、热连轧、酸洗冷连轧、连续热镀锌生产线上连退-镀锌-平整，具体包括：
15.a.板坯连铸
16.连铸机采用动态轻压下，压下量3～6mm；
17.b.热轧
18.热轧保温温度为1150℃～1250℃，精轧开轧温度1030-1070℃，热轧终轧温度890℃～930℃，层流冷却后热轧卷曲，热轧卷曲温度590℃～630℃；
19.c.酸洗-冷连轧
20.冷轧总压下率为52％～70％；
21.d.连续热镀锌生产线上连退-镀锌-平整
22.退火镀锌工艺为连续退火时，钢带在退火炉速度为60-70m/min，均热温度为820-840℃，缓冷温度为660-680℃；
23.在本发明较佳的技术方案中，所述退火镀锌工艺中：采用高氢快冷、快冷温度为340-360℃；
24.在本发明较佳的技术方案中，所述退火镀锌工艺中：带钢入锌锅温度为450-470℃，合金化温度为480-520℃，顶辊温度为230-260℃。
25.在本发明较佳的技术方案中，所述退火镀锌工艺中：光整延伸率为0.3％-0.5％。
26.在本发明较佳的技术方案中，所述转炉炼钢步骤中，钢水温度在1500～1650℃；
27.本发明的再一目的在于提供一种高强度双相钢在制备汽车零部件中的应用，优选的，可以应用在汽车零部件中边梁、侧面构件、横梁、支柱、底盘加强件、油箱支架等汽车车体结构件、加强件以及门内板的制备。
28.本发明的有益效果为：
29.本发明提供的一种高强度双相钢，
30.1.采用新的配方和加工工艺，可以保证钢板最终组织为铁素体和马氏体和极小比例的残余奥氏体，残余奥氏体是稳定的奥氏体转化后残留下的，残余奥氏体的存在使钢的塑性变差，马氏体以岛状弥散分布在铁素体基体上，如图1所示，大小均匀的马氏体弥散分布在铁素体基体上，降低c、si元素含量，增加了nb和mo元素含量，降低了成本￥500-800/吨，通过高温加热、快速冷却以及较高的合金化温度，生产出具有屈服强度低、断后延伸率高、扩孔率高等优异性能的590mpa强度级别的双相钢，保证客户使用冲压过程中不开裂，同时，由于钢铁的强度和延性匹配良好，使用安全性高，从而满足现代汽车轻量化、安全环保和低成本制造要求；
31.2.本发明双相钢钢种强化方式为复合强化，具有低屈强比，初步加工硬化速率快，无屈服延伸的特点，具备烘烤硬化性能，能在车漆喷涂后烘烤后屈服强度增加，拥有更好的加工成形性。相比传统钢种具有高扩孔率、开孔时不易开裂，不易造成裂纹扩展的优点。无论纯锌或者锌铁合金产品，优异材料特性使焊接性能方面处于同级别材料领先水平。
32.3.可以在同一零件上同时实现扩孔、拉伸、弯折等复杂形变，可应用于形状复杂的零部件，适用于车体主要使用部件：边梁、侧面构件、横梁、支柱、底盘加强件、油箱支架等汽车车体结构件、加强件以及门内板，具有极其优秀的机械性能。
33.4.车身设计根据产品用途、使用条件、载荷大小、经济型要求、轻量化原则等，选用合适性能的材料做构建交叉点连接件，满足车身连接结构的钢结构性能。新材料可以满足零部件的深冲压需求，同时可以保证在轻量化的需求上满足钢性需求。
34.5.骨架结构由密闭断面的矩形管构成，要求具有很高的焊接性能和防腐性能，新材料在提高车身构件的强度和扭转刚度的同时在焊接装配中，体现优良的焊接性能，镀锌的应用，极大的提高产品的防腐性能。
附图说明
35.图1是本发明高强度双相钢的微观组织图；
36.图2为传统双相钢产品冲压开裂示意图；
37.图3为利用本发明方法获得双相钢示例1；
38.图4为利用本发明方法获得双相钢示例2；
39.图5为图4双相钢的放大图。
具体实施方式
40.这些实施例仅用于说明本发明而不用于限制本发明的范围。下例实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照本领域常规条件或按照制造厂商建议的条件；所使用的原料、试剂等，如无特殊说明，均为可从常规市场等商业途径得到的原料和试剂。本领域的技术人员在本发明的基础上所做的任何非实质性的变化及替换均属于本发明所要求保护的范围。
41.本发明对钢种化学成分进行了优化设计：
42.1)c是奥氏体稳定化元素，在双相钢中主要起到相变强化的作用，以生成铁素体外的马氏体等第二相提高抗拉强度。采用低碳设计，相同退火温度的情况下，可以降低奥氏体中的碳含量，进而降低淬火后马氏体相的硬度。若c含量低于0.060％，则难以保证铁素体外的第二相含量，无法满足抗拉强度要求；若c含量高于0.077％，一方面最终马氏体中的c含量较高，强度升高，韧性降低，最重要的是增大了马氏体和铁素体之间的硬度差，使扩孔性能降低；另一方面使焊接性能变差。因此，本发明中将c元素的含量控制为0.060％～0.077％。
43.2)低si(0.25％～0.35％)减少了镀锌过程中si元素的析出和表面富集引起表面漏镀和析出物缺陷程度，可改善钢板的表面质量。若si含量大于0.35％，钢板表面si的富集程度较高，不利于表面质量控制；同时一定的si含量可抑制铁素体内碳化物的生成，使铁素体中c向奥氏体富集，对铁素体起到净化作用，提高了铁素体内的位错密度，形成细小的位错胞状结构，提高了加工硬化率，进而提高了延伸率，提高冲压延展性能。若si含量小于0.25％，对铁素体内碳化物的抑制作用不够，不利于钢板塑性的提高。
44.3)增加nb元素进行弥散强化，这样不仅有利于铁素体的细化以及马氏体的弥散分布，而且有利于通过析出强化而降低双相钢中马氏体的含量，从而降低因铁素体和马氏体之间强度的巨大差异而导致的局部应力集中，有利于提高扩孔率。该原料配方中nb含量范围0.015-0.025％比较合适。
45.4)在降低碳和si含量后，为保证材料整体的强度，除了增加nb成份含量，增加了mo元素的含量，对铁素体有固溶强化作用，从而提高了钢板的强度。该原料配方中mo含量范围0.20-0.25％比较合适。
46.下面对本发明微观组织的限定范围进行说明：
47.[马氏体：32％～37％，铁素体61％～66％，残余奥氏体1％～2％]
[0048]
在铁素体马氏体双相钢中，铁素体属于较软相，具有强度低、硬度小、易于变形的特点。在变形过程中，铁素体承担大部分应变，是保证钢板塑性和成形性的重要组成相，马氏体是奥氏体向铁素体发生转变时在高冷速情况下生成的
ɑ-fe中的过饱和固溶体，具有高强度和高硬度，但韧性差，是保证钢板强度的重要组成相。本发明中铁素体所占组织中的体积比为61-66％，马氏体占比32％～37％，残余奥氏体为1％～2％。当铁素体比例小于61％时，双相钢的塑性变差，无法保证断后延伸率≥18％，当铁素体比例大于66％时，马氏体比例小于32％，难以保证双相钢590mpa以上的抗拉强度。
[0049]
实施例
[0050]
一种高强度双相钢，通过以下方法制备：
[0051]
(1)转炉炼钢：钢水的化学成分为：碳0.060％-0.077％，硅0.25％-0.35％，锰1.40％-1.50％，磷≤0.018％，硫≤0.005％，氮≤0.0045％，铬0.10％-0.20％，钼0.20％-0.25％，铌0.015％-0.025％；
[0052]
其余为fe和不可避免的杂质；
[0053]
钢水温度在1500～1650℃；
[0054]
(2)lf炉精炼:
[0055]
(3)板坯连铸：连铸机采用动态轻压下，压下量3～6mm
[0056]
(4)热连轧：热轧保温温度为1150℃～1250℃，精轧开轧温度1030-1070℃，热轧终轧温度890℃～930℃，层流冷却后热轧卷曲，热轧卷曲温度590℃～630℃；相比传统工艺，提升了终轧温度，降低了冷速，有利于钢带铁素体组织的粗化及屈服强度的降低。
[0057]
(5)酸洗冷连轧：冷轧总压下率为52％～70％；
[0058]
(6)连续热镀锌生产线上连退-镀锌-平整：钢带在退火炉速度为60-70m/min，均热温度为820-840℃，缓冷温度为660-680℃，采用高氢快冷、快冷温度为340-360℃，带钢入锌锅温度为450-470℃，合金化温度为480-520℃，顶辊温度为230-260℃，光整延伸率为0.3％-0.5％。传统工艺没有炉区快速冷却过程或者快速冷却能力不足，此过程中会带来影响钢板塑性的珠光体的生成，本发明使用的高氢快冷工艺，其快速冷却能力可满足≥50k/s，可有效避免珠光体的生成。
[0059]
基于上述制备方法，本发明提供7个典型的实施例，并提供4个对比例，各实施例及对比例的板坯化学成分如表1所示，热轧、冷却及酸洗工序的关键工艺参数如表2所示，连续热镀锌工艺参数如表3所示。
[0060]
表1各实施例和对比例板坯的化学成分及含量(wt％)
[0061]
[0062][0063]
本发明各实施例和对比例的化学成分包含表1中元素，余量为fe和不可避免的杂质。
[0064]
表2各实施例和对比例的热轧工艺关键工艺参数
[0065][0066]
表3各实施例和对比例的连续退火镀锌工艺参数
[0067][0068]
对实施例1-7和对比例1-4制备的钢进行组织检测和力学性能检测，结果如表4所示。
[0069]
相关测试方法：
[0070]
准备用于显微组织观察的式样，用体积比4％硝酸酒精溶液浸蚀，在金相显微镜下观察并获取图像，其中铁素体呈灰白色，马氏体和残余奥氏体呈灰黑色。利用图像软件识别铁素体的面积率，利用电子背散射衍射(ebsd)测定残余奥氏体的面积率，以整体100％面积减去铁素体和残余奥氏体的面积率，可得马氏体的面积率。
[0071]
力学性能检测：采用zwick/roell z100拉伸试验机，按照gb/t228.1-2010标准检测屈服、抗拉强度、断后延伸率(a80)、n值和屈强比；利用zwick bup1000成形试验机，按照iso 16630-2003标准检测扩孔率。
[0072]
表4各实施例和对比例的显微组织与性能测试
[0073][0074]
在上述实施例中，对各个实施例的描述都各有侧重，某个实施例中没有详细描述的部分，可以参见其他实施例的相关描述。以上已经描述了本技术的各实施例，上述说明是示例性的，并非穷尽性的，并且也不限于所披露的各实施例。在不偏离所说明的各实施例的范围和精神的情况下，对于本技术领域的普通技术人员来说许多修改和变更都是显而易见的。本文中所用术语的选择，旨在最好地解释各实施例的原理、实际应用或对市场中的技术的改进，或者使本技术领域的其它普通技术人员能理解本文披露的各实施例。

技术特征：
1.一种高强度双相钢，其特征在于，双相钢中化学成分按重量百分比计为：碳0.060％-0.077％，硅0.25％-0.35％，锰1.40％-1.50％，磷≤0.018％，硫≤0.005％，氮≤0.0045％，铬0.10％-0.20％，钼0.20％-0.25％，铌0.015％-0.025％；其余为fe和不可避免的杂质。2.根据权利要求1所述的高强度双相钢，其特征在于：所述碳0.066％-0.070％，硅0.28-0.032％，锰1.43％-0.147％，磷0.008％-0.010％，硫0.001％-0.003％，氮0.001％-0.003％，铬0.12％-0.13％，钼0.21％-0.23％，铌0.019％-0.023％；其余为fe和不可避免的杂质。3.根据权利要求1所述的高强度双相钢，其特征在于：所述铬、钼和铌的比例为(5.5-6.5)：(10-11)：1。4.根据权利要求1所述的高强度双相钢，其特征在于：所述双相钢的厚度为1.2-2.0mm。5.一种权利要求1-4所述高强度双相钢的镀锌生产工艺，其特征在于：包括转炉炼钢、lf炉精炼、板坯连铸、热连轧、酸洗冷连轧、连续热镀锌生产线上连退-镀锌-平整，具体包括：a.板坯连铸连铸机采用动态轻压下，压下量3～6mm；b.热轧热轧保温温度为1150℃～1250℃，精轧开轧温度1030-1070℃，热轧终轧温度890℃～930℃，层流冷却后热轧卷曲，热轧卷曲温度590℃～630℃；c.酸洗-冷连轧冷轧总压下率为52％～70％；d.连续热镀锌生产线上连退-镀锌-平整退火镀锌工艺为连续退火时，钢带在退火炉速度为60-70m/min，均热温度为820-840℃，缓冷温度为660-680℃。6.根据权利要求5所述高强度双相钢的镀锌生产工艺，其特征在于，所述退火镀锌工艺中：采用高氢快冷、快冷温度为340-360℃。7.根据权利要求5所述高强度双相钢的镀锌生产工艺，其特征在于，所述退火镀锌工艺中：带钢入锌锅温度为450-470℃，合金化温度为480-520℃，顶辊温度为230-260℃。8.根据权利要求5所述高强度双相钢的镀锌生产工艺，其特征在于，所述退火镀锌工艺中：光整延伸率为0.3％-0.5％。9.根据权利要求5所述高强度双相钢的镀锌生产工艺，其特征在于：所述转炉炼钢步骤中，钢水温度在1500～1650℃。10.一种权利要求1-4所述高强度双相钢在制备汽车零部件中的应用。

技术总结
本发明提供了一种高强度双相钢及其镀锌生产工艺和应用，属于钢铁生产加工技术领域，高强度双相钢中化学成分按重量百分比计为：碳0.060％-0.077％，硅0.25％-0.35％，锰1.40％-1.50％，磷≤0.018％，硫≤0.005％，氮≤0.0045％，铬0.10％-0.20％，钼0.20％-0.25％，铌0.015％-0.025％；其余为Fe和不可避免的杂质；本发明制得的高强度双相钢抗拉强度大于590MPa，延伸率超过23.0％，强度和延性匹配良好，使用安全性高，满足现代汽车轻量化、安全环保和低成本制造要求。保和低成本制造要求。


技术研发人员：汪仲华 黄友良 陈树坚
受保护的技术使用者：鞍钢广州汽车钢有限公司
技术研发日：2023.07.20
技术公布日：2023/10/11