一种高强度冷轧热镀锌双相钢板及其制造方法

摘要

本发明公开了一种高强度冷轧热镀锌双相钢板，其特征在于成分按质量百分比为C：0.03％～0.15％、Si：≤0.15％、Mn：1.00％～1.75％、P：≤0.015％、S：≤0.012％、Al：0.02％～0.15％、Cr：0.35～0.75％、Cu：0.02％～0.15％、Ti 0.010～0.035％、N：≤0.005％，并且满足1.5％≤Mn+1.29Cr+0.46Cu≤2.5％，余量为Fe和不可避免的杂质。制造方法包括转炉冶炼，炉外精炼、连铸、热连轧、冷酸连轧、退火镀锌、热浸镀，轧制时通过控轧控冷得到合理组织组成和板形优良的镀锌基板，连续退火镀锌时采用加热末段到均热段的微缓冷和快冷段两次快冷等方式，最终得到抗拉强度在490～700MPa之间，强度和延性匹配良好，可镀性能优良，厚度在0.5～2.5mm之间，可用作汽车覆盖件、内板和结构件等的冷轧热镀锌双相钢板。

权利要求

1.一种高强度冷轧热镀锌双相钢板的制造方法，其特征在于成分按质量百分比为C：

0.03％～0.15％、Si：≤0.15％、Mn：1.00％～1.46％、P：≤0.015％、S：≤0.012％、Al：

0.02％～0.15％、Cr：0.35～0.75％、Cu：0.02％～0.097％、Ti 0.016～0.035％、N：≤0.005％，并且满足1.5％≤Mn+1.29Cr+0.46Cu≤2.5％，余量为Fe和不可避免的杂质，钢板组织为铁素体和马氏体两相组织，抗拉强度490～700MPa；包括转炉冶炼，炉外精炼、连铸、热连轧、冷酸连轧、退火镀锌、热浸镀，其特征在于：热连轧时，将板坯加热到1273～

1350℃，保温120-180min，精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为912～950℃，卷取温度640～700℃，得到显微组织为铁素体和珠光体的热轧卷板；热轧卷板经酸洗后冷轧成冷轧薄板，冷轧压下率为60～80％，冷轧卷板厚度为0.5～2.5mm；退火时，加热段末段钢带的温度为810～830℃，均热段温度为740～780℃，均热时间为30～120s，炉内保护气体露点温度为-20～-55℃；退火后采用2段冷却，冷却1段将钢板从均热温度冷却到

660-710℃，冷却速率为3～12℃/s，冷却2段再将钢板冷却到450～490℃，冷却速率为

10～25℃/s；镀锌时锌池温度为450～490℃，镀锌时间为5～20s，镀锌结束后冷却至室温，终冷速率为5～25℃/s。

说明书

一种高强度冷轧热镀锌双相钢板及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明属于汽车用冷轧高强度薄板技术领域，提供了一高强度级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法。

背景技术

[0002] 近年来，随着人们对轿车冲撞安全性和耐蚀性要求的不断提高，汽车用钢板向高强度和全镀层方向发展，促使了高强IF钢，烘烤硬化钢、相变诱导塑性钢和双相钢等热镀锌高强钢在汽车车体上的应用。同时，为降低温室效应，保护地球环境，强化对CO2排放量的限制，有助于低燃料消耗的汽车车体轻量化成为现代汽车工业的一个重要研究课题。由于冷轧热镀锌双相钢具有屈强比低，初始加工硬化率高，良好的强度和延性匹配、较好的烘烤硬化性能以及较高的碰撞能量吸收能力等特点，满足了汽车车体轻量化、冲撞安全性和耐锈蚀性等要求，已成为国内外钢铁企业和研究院所研发的重点。

[0003] 冷轧热镀锌双相钢需要略微高的合金含量[1，2]和合理的镀锌工艺参数控制已为人们所共识。冷轧热镀锌双相钢和冷轧双相钢的生产存在明显的不同，由于冷轧退火线炉区长，冷速大，可以保证钢带在保温段退火后快速冷却以发生低温转变，实现冷轧双相钢组织中软相铁素体基体和硬相马氏体的合理配分。但是，生产冷轧热镀锌双相钢时，镀锌线炉区短，冷速小，且钢带在两相区保温退火必须冷却到460℃左右镀锌，然后出锌锅终冷至室温，限制了奥氏体向马氏体相变，容易发生珠光体转变或贝氏体转变。虽然可以加入较多的Mn、Mo、Cr、B等合金元素来提高钢的淬透性，实现钢在慢冷速下的低温转变，但这无疑降低了冷轧热镀锌双相钢的可镀性，并增加了生产成本。基于上述原因，在连续镀锌线上生产双相钢时，钢的成分设计和退火镀锌工艺参数优化尤为重要。

[0004] 如专利US006312536B1叙述了将含有C：0.02％～0.20％、Mn：1.50％～2.40％、Cr：0.03～1.50％、Mo：0.03％～1.50％，且Mn、Cr、Mo的加权量要同时满足3Mn+6Cr+Mo＜8.1％和Mn+6Cr+10Mo＞3.5％的钢在热镀锌退火时需要在780℃或更高的温度加热钢板，随后以适当工艺就可以得到期望的主要为铁素体和马氏体的显微组织，强度级别从450-780MPa的冷轧热镀锌双相钢。但是本发明中镀锌用的冷硬基板在热轧时，要求以40℃/s的冷速冷到480℃进行卷取，冷硬基板容易得到铁素体、珠光体和贝氏体的复合组织，增加了热卷取设备的负荷并且板形较差，相应地增加了冷轧机组的轧制负荷，不利于后续的冷轧生产。并且生产低级别的热镀锌双相钢时，由于碳及合金含量少，在780℃或更高的温度加热钢板，镀锌后的钢板不容易得到主要为铁素体和马氏体的显微组织。

[0005] 专利CN200380109234.X所述钢的成分与专利US006312536B1基本相同，也要复合添加Cr，Mo等合金元素，退火镀锌时把钢板的加热温度降低到727～775℃范围内，并随后在454～493℃范围内保持20～100s进行等温处理，再经锌槽镀锌进行热浸镀。虽然容易得到典型的双相组织，但是在现有的连续热镀锌生产线上实现454～493℃范围内保持20～100s十分困难，并且本发明没有考虑到较低的加热保温温度，不易消除Mn含量多时(如实施例中钢的Mn含量达到1.81％)，形成的以渗碳体、珠光体、贝氏体为主的带状组织。
同时，该发明没有提及如何生产具有合适显微组织及良好板形的冷轧基板的方法。

[0006] CA2564050A1叙述的钢中需同时加入Mo、B、Ca、Cr、Ni、Nb、V、Ti等诸多元素，通过热镀锌工艺得到抗拉强度440-780MPa的冷轧热镀锌双相钢，由于添加元素多，加大了炼钢难度且增加了制造成本。

[0007] 专利CN200710044158.9叙述了将含有C：0.02％～0.08％、Si：≤0.1％，Mn：0.80％～1.80％、Cr：≤1.0％，Mo：≤0.5％，且Mn、Cr、Mo的加权量要满足1.6％≤3Mn+6Cr+Mo≤3.8％的钢，热轧采用650～680℃的高温卷取，热镀锌退火时临界退火温度为800～860℃，镀锌后得到450MPa级到550MPa级的高强度汽车外板。本发明复合添加了贵重元素Mo和Cr，并且热镀锌退火时临界退火温度高，增加了生产成本，不利于节省能源和降低成本。

发明内容

[0008] 为了克服上述现有技术的缺点，本发明所要解决的技术问题是提供一种能在连续热镀锌生产线上制造抗拉强度在490～700MPa之间、强度和延性匹配良好、可镀性能优良的高强度冷轧热镀锌双相钢板及其制造方法。

[0009] 本发明为了实现上述目的，本发明的技术方案是：在不需要复合添加Mo、Cr、B、Ni等多种贵重合金元素的情况下，控制热轧和退火镀锌工艺参数，保证钢板的高强度、两相组织和镀锌质量。

[0010] 一种高强度冷轧热镀锌双相钢板，其特征在于成分按质量百分比为C：0.03％～0.15％、Si：≤0.15％、Mn：1.00％～1.75％、P：≤0.015％、S：≤0.012％、Al：0.02％～
0.15％、Cr：0.35～0.75％、Cu：0.02％～0.15％、Ti 0.010～0.035％、N：≤0.005％，并且满足1.5％≤Mn+1.29Cr+0.46Cu≤2.5％，余量为Fe和不可避免的杂质。

[0011] 组成成分优选按质量百分比：C：0.06％～0.12％、Si：≤0.10％、Mn：1.20％～1.50％、P：≤0.010％、S：≤0.008％、Al：0.050％～0.100％、Cr：0.40～
0.60％、Cu：0.07％～0.10％、Ti：0.015～0.030％、N：≤0.003％，并且满足1.7％≤Mn+1.29Cr+0.46Cu≤2.3％，余量为Fe和不可避免的杂质。

[0012] 本发明钢种成分控制原理如下：

[0013] C：是最有效的强化元素，是形成马氏体的主要元素，直接影响临界区处理后双相钢中马氏体体积分数和马氏体中的碳含量，并决定了双相钢的硬度和马氏体的精细结构。双相钢中碳含量一般应该小于0.2％，为保证钢具有好的伸长率和良好的焊接性，本发明中碳含量控制在0.03％～0.15％。

[0014] Si：是强化铁素体的元素，促使碳向奥氏体偏聚，对铁素体中固溶碳有清除和净化作用，以避免间隙固溶强化和冷却时粗大碳化物的生成，有助于提高双相钢的延性，但为了避免Si含量过高引起钢板的浸镀性能，本发明Si控制在的0.15％以下。

[0015] Mn：属于扩大奥氏体相区，稳定奥氏体的元素，可以有效提高奥氏体岛的淬透性，因而可以降低临界区加热后获得双相钢组织和性能所必须的冷却速率，并起到固溶强化和细化铁素体晶粒的作用，可显著推迟珠光体转变和贝氏体转变。高锰含量容易引起渗碳体、珠光体、贝氏体为主的带状组织，同时影响基板的可镀性和焊接性。本发明Mn含量控制在1.00％～1.75％。

[0016] Cr：中强碳化物形成元素，显著提高钢的淬透性，能强烈推迟珠光体转变和贝氏体转变，增大奥氏体的过冷能力，从而细化组织，起到强化效果。另外，钢中的铬元素能促进锌液对钢的侵蚀。本发明Cr的含量控制在0.35％～0.75％。

[0017] Al：Al在双相钢中所起的作用与Si相似，同时Al还可以形成AlN析出，起到一定的细化晶粒作用。由于本发明钢中硅含量低，因此少量铝的存在，在保证强度的前提下，可提高双相钢的延性，同时Al是主要的脱氧剂，不宜过低，但过多簇状氧化铝内夹杂物增多，使钢的延展性变差，又会影响炼钢和连铸生产，本发明中Al含量控制在0.02％～0.15％。

[0018] Cu：是对钢强化的有效元素和提高钢的耐腐蚀性元素。在退火后的冷却过程中能抑制珠光体的生成，并且促使马氏体生成。另外，铜能促进钢内部氧化而提高镀层粘合性。发明中Cu含量控制在0.02％～0.15％。

[0019] Ti：强碳化物形成元素，具有脱氧和固碳、氮的作用。它能与钢中游离的碳和氮结合形成TiC和TiN，从而可改善碳和氮对钢引起的时效现象，另外钢中的钛可将酸洗或氢还原时吸入钢基体中的氢气固定，使之在热镀锌时不致逸出，从而可防止氢气对镀锌层的不利影响。本发明中Ti含量控制在0.010％～0.035％。

[0020] N：是劣化钢的耐常温时效性元素，尽量减少其含量，本发明中N含量控制在0.005％以下。

[0021] P，S：为钢中的有害元素。P易在晶界上偏聚引起脆化，使耐冲击性变差，并对焊接不利。S在钢中易形成MnS等夹杂物，热引起热脆，并且S对焊接性影响较大。本发明中P，S含量分别控制在0.015％和0.012％以下。

[0022] 一种高强度热镀锌钢板的制造方法，其特征在于，首先上述成分转炉冶炼，炉外精炼后浇铸成170～230mm厚的板坯，再进行热连轧、冷酸连轧；在连续镀锌线上退火镀锌，从均热温度冷却至锌池温度进行热浸镀，完成浸镀后冷却至室温，制得高强度热镀锌双相钢。

[0023] 热连轧时，将板坯加热到1250～1350℃，保温120-180min，精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为890～950℃，卷取温度620～700℃，得到显微组织为铁素体和珠光体的热轧卷板。热轧卷板厚度为2.0～6.5mm。

[0024] 热轧卷板经酸洗后冷轧成冷轧薄板，冷轧压下率为60～80％，冷轧卷板厚度为0.5～2.5mm。

[0025] 在连续镀锌线上退火时，加热段末段钢带的温度为810～830℃，均热段温度为740～780℃，均热时间为30～120s，炉内保护气体露点温度为-20～-55℃。

[0026] 退火后采用2段冷却，冷却1段将钢板从均热温度冷却到660-710℃，冷却速率为3～12℃/s，冷却2段再将钢板冷却到450～490℃，冷却速率为10～25℃/s。

[0027] 然后进锌池镀锌，锌池温度为450～490℃，镀锌时间为5～20s，镀锌结束后冷却至室温，终冷速率为5～25℃/s。

[0028] 本发明选择上述各特征中工艺参数的原因如下：

[0029] 将厚度为170～230mm的板坯加热，均热温度控制在1250～1350℃之间，均热时间为120-180min，是为了防止温度过高导致板坯的过烧和过热，并使板坯的组织和成分均匀化。

[0030] 精轧开轧温度控制在1000～1100℃之间，是为了精轧的前几个机架实现再结晶区轧制，降低前几个机架大压下量下的轧制负荷。

[0031] 终轧温度控制在890～950℃之间，是为了合金元素固溶，在退火镀锌中析出以细化晶粒。同时Ar3以上的高温终轧有利于组织均匀性，防止出现严重的带状组织。

[0032] 卷取温度控制在620～700℃之间，是因为在此温度区间下高温卷取，在随后的共析转变中容易生成较粗大而弥散分布的碳化物，并且C、Mn等元素在珠光体中明显富集，可以提高退火镀锌时奥氏体的淬透性，弥补连续镀锌设备快冷能力的不足。

[0033] 热轧卷板后酸洗后冷轧压下率控制在60～80％之间，是为充分发挥冷轧机轧制能力。冷轧压下率低于60％，冷轧效率低，冷轧压下率高于80％，加工硬化加强，冷轧变形抗力增加，易造成冷轧机组负荷超限。另外，此压下率下钢组织中的珠光体团间距减小和珠光体被破碎得较充分，为镀锌退火过程中的晶粒细化提供条件。

[0034] 连续热镀锌退火线均热段长度通常为冷轧退火线均热段的1/3左右，在同样走带速度的前提下其均热时间也大大缩短。为生产同样强度级别的双相钢，在减少均热时间的同时就要求相对高的均热温度，本发明为降低均热温度节约能源，特采用将加热区末段温度控制在810～830℃之间，即“高加热终止温度、低均热温度”的工艺方法(见附图1)。均热温度控制在740～780℃之间，均热时间为30～120s，为使钢的组织奥氏体化及C、Mn等合金元素从铁素体中向奥氏体中扩散，提高铁素体的纯净度，降低钢的屈服强度。均热温度低于740℃，钢的组织奥氏体化程度不够，冷却时不能得到合适的马氏体含量。

[0035] 炉内保护气体露点控制在-20～-55℃之间，是因为在此露点范围锌液浸润性稳定且易于控制。露点低于-55℃控制难度加大，但高于-20℃时平衡浸润张力及浸润速率均急剧下降。

[0036] 在连续镀锌线上冷却1段将钢带从均热温度冷却到660～710℃，冷却速率为3～12℃/s，是为调节钢中奥氏体的数量和分布，改善合金元素在奥氏体和铁素体中的分布形态。冷却2段以10～25℃/s的冷却速率，将钢板冷却到450～490℃，是为避开珠光体和贝氏体转变进入锌池镀锌。

[0037] 锌池温度控制在450～490℃，是为锌池保持与钢带相同的温度镀锌，减少了钢带与锌液之间的热传导，有利于提高生产效率。根据钢带运行速度，钢带在锌池镀锌时间为5～20s。镀锌完毕后以5～25℃/s的终冷速率冷到室温，为使钢发生低温转变，得到铁素体和马氏体两相组织的双相钢。

[0038] 本发明冶炼时通过减少Si元素的添加量，同时添加一定量的Cr、Ti、Cu合金元素，得到的钢合金元素组成相对较少；轧制时通过控轧控冷得到合理组织组成和板形优良的镀锌基板；连续退火镀锌时采用加热末段到均热段的微缓冷和快冷段两次快冷等方式，最终得到抗拉强度在490～700MPa之间，强度和延性匹配良好，可镀性能优良，厚度在0.5～2.5mm之间，可用作汽车覆盖件、内板和结构件等的冷轧热镀锌双相钢板。

附图说明

[0039] 图1为连续退火镀锌工艺制度示意图；

[0040] 图2为实施例热轧板的显微组织照片；

[0041] 图3为实施例冷轧热镀锌钢板的显微组织图。

具体实施方式

[0042] 下面结合具体实施方式对本发明进一步说明：

[0043] 实施例钢的成分见表1，热轧工艺参数见表2，退火镀锌工艺参数和镀锌后钢板的力学性能见表3，连续退火镀锌工艺制度示意图见图1，热轧板显微组织见图2，冷轧热镀锌钢板的显微组织见图3。

[0044] 表1实施例钢的化学成分(质量分数)％

[0045]

[0046] 表2实施例钢的热轧工艺参数

[0047]

[0048] 表3退火镀锌工艺参数和镀锌后钢板的力学性能

[0049]

[0050] 可镀性：目视评价热镀锌后镀层钢板的外观。将没有浸镀不上的定为“优”，稍微有浸镀不上的定为“良”，浸镀不上的定为“劣”。

[0051] 按本发明设计的化学成分，实施例钢经冶炼连铸，依照设定的热轧工艺控轧控冷，得到厚度为2.0～6.5mm，板形良好的热轧板，热轧板组织由铁素体和珠光体组成。热轧板经酸洗冷轧成0.5～2.5mm的基板，然后在连续退火镀锌线上进行退火镀锌，最终得到的钢板显微组织由铁素体和马氏体组成，其抗拉强度为490～700MPa，强度和延性匹配良好，可镀性优良。