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CN118064801A - 一种1180MPa级热镀锌双相钢及其制备方法 - Google Patents

一种1180MPa级热镀锌双相钢及其制备方法 Download PDF

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CN118064801A
CN118064801A CN202410353156.1A CN202410353156A CN118064801A CN 118064801 A CN118064801 A CN 118064801A CN 202410353156 A CN202410353156 A CN 202410353156A CN 118064801 A CN118064801 A CN 118064801A
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朱国森
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邱木生
邹英
韩龙帅
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姜英花
于冰
潘丽梅
白雪
陈洪生
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Abstract

本申请涉及一种1180MPa级热镀锌双相钢及其制备方法，属于汽车用钢和工程结构用钢技术领域。本申请要解决的技术问题是现有技术中双相钢的氢致延迟开裂能力低。本申请解决上述技术问题提供的技术方案是：使双相钢的化学成分包括：C：0.10重量％‑0.15重量％，Si：0.2重量％‑0.5重量％，Mn：2.0重量％‑2.5重量％，Cr：0.3重量％‑0.6重量％，Al：0.01重量％‑0.05重量％，P≤0.02重量％，S≤0.01重量％，Nb：0‑0.04重量％，Ti：0‑0.04重量％，Fe。通过热镀锌线进行退火处理，退火均热温度介于780‑820℃，缓冷温度介于680‑720℃，快冷温度介于250‑300℃，时效温度介于350‑400℃，入锌锅温度为450‑470℃，带速介于70‑20mpm，完成高性能钢板的制备。通过本申请方法获得的钢板在0.5mol/L的H2SO4溶液中以0.5mA/cm2的电流充氢3min后，氢脆敏感性指数小于30％。

Description

一种1180MPa级热镀锌双相钢及其制备方法
技术领域
本申请涉及汽车用钢和工程结构用钢技术领域，尤其涉及一种1180MPa级热镀锌双相钢及其制备方法。
背景技术
随着汽车行业对节能减排及碰撞安全性要求的逐渐提高，汽车工业对具更高强度和良好成形性能的双相钢的需求越来越迫切。目前1180MPa级的热镀锌双相钢已在车身加强件上得到了批量应用，但由于其氢脆敏感性较强，使用过程中存在难以预测的风险。
发明内容
本申请提供了一种1180MPa级热镀锌双相钢及其制备方法，以解决现有技术中双相钢的氢致延迟开裂能力低的技术问题。
第一方面，本申请提供了一种1180MPa级热镀锌双相钢，所述双相钢的化学成分包括：
C：0.10重量％-0.15重量％，Si：0.2重量％-0.5重量％，Mn：2.0重量％-2.5重量％，Cr：0.3重量％-0.6重量％，Al：0.01重量％-0.05重量％，P≤0.02重量％，S≤0.01重量％，Nb：0-0.04重量％，Ti：0-0.04重量％，Fe。
可选的，所述双相钢的金相组织包括如下至少一种：铁素体、回火马氏体、贝氏体、碳化物。
可选的，所述铁素体的含量为10体积％-40体积％，所述回火马氏体和所述贝氏体的含量之和为70体积％-80体积％，所述碳化物的含量大于0.15体积％。
第二方面，本申请提供了一种1180MPa级热镀锌双相钢的制备方法，用于制备第一方面任意一项所述的双相钢，所述方法包括：
将含有第一方面所述化学成分的钢水进行连铸，获得铸坯；
在设定铸坯加热温度、设定热轧终轧温度下，将所述铸坯进行热轧；
在设定卷取温度下，将热轧后的所述铸坯进行卷取；
在设定冷轧变形量下，将卷取后的所述铸坯进行冷轧；
在设定退火均热温度、设定缓冷温度、设定快冷温度、设定时效温度以及设定带速下，将冷轧后的所述铸坯进行连续退火。
可选的，所述设定铸坯加热温度取值为1150℃-1250℃，所述设定热轧终轧温度取值为880℃-900℃。
可选的，所述设定卷取温度取值为540℃-560℃。
可选的，所述设定冷轧变形量取值为40％-65％。
可选的，所述设定退火均热温度取值为780℃-820℃，所述设定缓冷温度取值为680℃-720℃。
可选的，所述设定快冷温度取值为250℃-300℃，所述设定时效温度取值为350℃-400℃。
可选的，所述设定带速取值为70mpm-120mpm。
本申请实施例提供的上述技术方案与现有技术相比具有如下优点：
本申请实施例提供的该方法，在热镀锌双相钢的组织内引入大量弥散分布的亚稳碳化物，由于亚稳碳化物是有效氢陷阱，其吸附氢原子后能有效阻碍氢原子扩散至应力集中区域，从而有效的提高了材料的氢致延迟开裂能力。
附图说明
此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本申请的实施例，并与说明书一起用于解释本申请的原理。
为了更清楚地说明本申请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，对于本领域普通技术人员而言，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本申请实施例提供的一种1180MPa级热镀锌双相钢的典型显微组织；
图2为本申请实施例提供的冲氢前后慢应变速率拉伸工程应力应变曲线的对比。
具体实施方式
为使本申请实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本申请的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本申请中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本申请保护的范围。
除非另有特别说明，本申请中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。
本申请的各种实施例可以以一个范围的形式存在；应当理解，以一范围形式的描述仅仅是因为方便及简洁，不应理解为对本申请范围的硬性限制；因此，应当认为所述的范围描述已经具体公开所有可能的子范围以及该范围内的单一数值。例如，应当认为从1到6的范围描述已经具体公开子范围，例如从1到3，从1到4，从1到5，从2到4，从2到6，从3到6等，以及所述范围内的单一数字，例如1、2、3、4、5及6，此不管范围为何皆适用。另外，每当在本文中指出数值范围，是指包括所指范围内的任何引用的数字(分数或整数)。
在本申请中，在未作相反说明的情况下，使用的方位词如“上”和“下”具体为附图中的图面方向。另外，在本申请说明书的描述中，术语“包括”“包括”等是指“包括但不限于”。
在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。在本文中，“和/或”，描述关联对象的关联关系，表示可以存在三种关系，例如，A和/或B，可以表示：单独存在A，同时存在A和B，单独存在B的情况。其中A，B可以是单数或者复数。在本文中，“至少一个”是指一个或者多个，“多个”是指两个或两个以上。“至少一种”、“以下至少一项(个)”或其类似表达，是指的这些项中的任意组合，包括单项(个)或复数项(个)的任意组合。例如，“a、b、或c中的至少一项(个)”，或，“a、b、和c中的至少一项(个)”，均可以表示：a、b、c、a-b(即a和b)、a-c、b-c、或a-b-c，其中a、b、c分别可以是单个，也可以是多个。
本申请实施例提供的技术方案为解决上述技术问题，提供的整体思路如下：
第一方面，本申请提供了一种1180MPa级热镀锌双相钢，所述双相钢的化学成分包括：
C：0.10重量％-0.15重量％，Si：0.2重量％-0.5重量％，Mn：2.0重量％-2.5重量％，Cr：0.3重量％-0.6重量％，Al：0.01重量％-0.05重量％，P≤0.02重量％，S≤0.01重量％，Nb：0-0.04重量％，Ti：0-0.04重量％，Fe。
在本实施例中，C的质量分数为0.10％-0.15％的积极效果是保障带钢的强度在合理范围，并确保到带钢具有一定的淬透性；当质量分数的取值大于该范围的最大值或小于该范围的最小值时，将导致带钢强度偏高或偏低。
在本实施例中，Si的质量分数为0.2％-0.5％的积极效果是保障带钢的强度在合理范围和带钢的表面质量；当质量分数的取值大于该范围的最大值时，将导致带钢强度偏高且表面质量不好，当质量分数的取值小于该范围的最小值时，将导致带钢强度偏低。
在本实施例中，Mn的质量分数为2.0％-2.5％的积极效果是保障带钢的淬透性在合理范围；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致的不利影响是带钢强度偏高，当质量分数的取值小于该范围的端点最小值，将导致的不利影响是带钢的淬透性不足、组织中的马氏体含量不够。
在本实施例中，Cr的质量分数为0.3％-0.6％的积极效果是保障带钢的淬透性在合理范围；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致的不利影响是合金成本过高，当质量分数的取值小于该范围的端点最小值，将导致的不利影响是带钢的淬透性不足。
在本实施例中，Al是冶炼过程中的脱氧剂，质量分数为0.01％-0.05％；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致的不利影响是夹杂物过多，当质量分数的取值小于该范围的端点最小值，将导致的不利影响是脱氧效果不足。
在本实施例中，P是炼钢过程中的残留元素，一般控制在P≤0.02％；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致的不利影响是组织的脆性偏大。
在本实施例中，S是炼钢过程中的残留元素，一般控制在S≤0.01％；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致的不利影响是夹杂物过多。
在本实施例中，Nb的质量分数为0％～0.04％的积极效果是细化晶粒；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致的不利影响是合金成本过高。
在本实施例中，Ti的质量分数为0％～0.04％的积极效果是提供析出强化；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致的不利影响是合金成本高且性能波动大。
在一些实施例中，所述双相钢的金相组织包括如下至少一种：铁素体、回火马氏体、贝氏体、碳化物。
在一些实施例中，所述铁素体的含量为10体积％-40体积％，所述回火马氏体和所述贝氏体的含量之和为70体积％-80体积％，所述碳化物的含量大于0.15体积％。
在本实施例中，铁素体的体积分数为10-40％的积极效果是保证带钢的强度和延伸率在合理范围，当体积分数的取值大于或小于该范围的端点值，将导致的不利影响是强度偏低或偏高。回火马氏体和贝氏体的体积分数为60-90％的积极效果是保证带钢的强度在合理范围，当体积分数的取值大于或小于该范围的端点值，将导致的不利影响是强度偏高或偏低。碳化物体积分数介于0.15-1％的积极效果是保证带钢的耐延迟开裂能力，当碳化物体积分数的取值小于该范围的端点值时，耐延迟开裂能力不足，当碳化物体积分数的取值大于该范围的端点值时，易导致带钢强度偏低。
第二方面，本申请提供了一种1180MPa级热镀锌双相钢的制备方法，用于制备第一方面任意一项所述的双相钢，所述方法包括：
将含有第一方面所述化学成分的钢水进行连铸，获得铸坯；
在设定铸坯加热温度、设定热轧终轧温度下，将所述铸坯进行热轧；
在设定卷取温度下，将热轧后的所述铸坯进行卷取；
在设定冷轧变形量下，将卷取后的所述铸坯进行冷轧；
在设定退火均热温度、设定缓冷温度、设定快冷温度、设定时效温度以及设定带速下，将冷轧后的所述铸坯进行连续退火。
在一些实施例中，所述设定铸坯加热温度取值为1150℃-1250℃，所述设定热轧终轧温度取值为880℃-900℃。
在本实施例中，所述设定铸坯加热温度取值为1150℃-1250℃是为了组织均匀化及微合金元素的固溶，温度过高可能会导致晶粒异常长大，温度过低可能导致成分组织不均匀、微合金元素固溶不充分。设定热轧终轧温度为880℃-900℃主要是为了保证获得良好热轧组织,终轧温度过高晶粒可能变得粗大,终轧温度过低可能出现混晶。
在一些实施例中，所述设定卷取温度取值为540℃-560℃。
在本实施例中，卷取温度定介于540℃-560℃，是综合考虑了冷轧轧机负荷和冷轧成品卷表面质量的影响，卷取温度过低冷轧会变得困难，卷取温度过高成品卷表面质量会变差。
在一些实施例中，所述设定冷轧变形量取值为40％-65％。
在本实施例中，冷轧压下率设为40％-65％是基于两方面考虑，若压下率过低则不利于获得较细小的组织，材料屈服强度会偏低；若压下率过高则轧机负荷会偏大，不利于板型控制。
在一些实施例中，所述设定退火均热温度取值为780℃-820℃，所述设定缓冷温度取值为680℃-720℃。
在本实施例中，退火均热温度取值为780℃-820℃，位于金相组织成分的两相区温度内。由于缓冷段几乎不具备加热能力，同时也为了调节铁素体含量，故缓冷温度控制在680℃-720℃。
在一些实施例中，所述设定快冷温度取值为250℃-300℃，所述设定时效温度取值为350℃-400℃。
在本实施例中，快冷温度介于250℃-300℃是为了促使两相区形成的奥氏体转变为马氏体和贝氏体。时效温度介于320℃-360℃是为了使大量弥散分布的亚稳碳化物在马氏体基体内析出，从而起到固定氢元素的作用。
在一些实施例中，所述设定带速取值为70mpm-120mpm。
在本实施例中，带速介于70-120mpm的积极效果是保证带钢的力学性能和镀层质量，当带速低于该范围的端点值时，易导致带钢强度不足和表面夹渣缺陷，当带速高于该范围的端点值时，易导致带钢强度偏高和漏镀缺陷。
下面结合具体的实施例，进一步阐述本申请。应理解，这些实施例仅用于说明本申请而不用于限制本申请的范围。下列实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照国家标准测定。若没有相应的国家标准，则按照通用的国际标准、常规条件、或按照制造厂商所建议的条件进行。
相关实验及效果数据：
实施例的制备方法包括：
(1)钢水经过转炉冶炼,采用连铸方式获得连铸坯，本申请实施例共冶炼了5炉钢，5炉钢的连铸坯的实际化学成分如表1所示。
表1 1-5炉钢的化学成分
炉号 C Si Mn Cr Al P S Nb Ti
1# 0.12 0.35 2.3 0.40 0.05 0.011 0.003 0.025 0.025
2# 0.155 0.32 2.3 0.41 0.05 0.011 0.003 0.025 0.025
3# 0.12 0.1 2.3 0.42 0.05 0.011 0.003 0.025 0.025
4# 0.12 0.31 2.6 0.42 0.05 0.011 0.003 0.025 0.025
5# 0.12 0.35 2.3 0.75 0.05 0.011 0.003 0.025 0.025
(2)上述连铸坯经机清后热装入炉，连铸坯加热温度为1150-1250℃，热轧终轧温度为890℃，卷取温度为550℃。热轧板进一步经冷轧得到冷硬带钢,冷轧变形量为50％。
(3)将上述冷硬带钢进行连续退火处理得到成品，退火工艺和力学性能见表2所示。实施例1-4的炉号为1#，实施例5-8的炉号分别为2#-5#，具体见表2。带钢退火温度介于780-820℃，快冷温度介于250-300℃，时效温度介于320-360℃，带速介于70-120mpm。
为检测不同退火工艺下材料的耐延迟开裂性能，将拉伸样在0.5mol/L的H2SO4溶液(添加0.5g/L的硫脲充当毒化剂)中以0.5mA/cm2的电流充氢3min后在慢速拉伸机上拉伸，应变速率为5×10-5/s，如图2所示。用公式HEI＝(1-TEH/TE0)*100％计算试样的氢脆敏感性，式中HEI(Hydrogen Embrittlement Index)为氢脆敏感性指数，TEH为充氢后的延伸率，TE0为未充氢的延伸率。不同退火工艺的性能及氢脆敏感性指数如下表所示。
表2不同退火工艺下力学性能和氢脆敏感性指数
实施例1的快冷温度与时效温度一样，导致基体中没有析出大量弥散的亚稳碳化物，实测碳化物体积分数小于0.1％，致使氢脆敏感性指数过高。实施例2和3快冷温度是250℃，时效温度分别为320℃和360℃，有利于基体中析出弥散的亚稳碳化物，实测亚稳碳化物体积分数分别为0.28％和0.33％，故氢脆敏感性指数较低，具有优良的耐延迟开裂性能。由于实施例3的时效温度更高，组织中的碳化物分数更高，耐延迟开裂性能更好。实施例4的带速过快，导致基体中亚稳碳化物的数量偏少，导致氢脆敏感性指数偏高。实施例5-8的退火工艺与实施3基本一致，但实施5的C含量明显偏高(见表1)，导致带钢的抗拉强度明显偏高，同时耐延迟开裂能力下降。实施例6的Si含量明显偏低，导致抗拉强度低于1180MPa的下限。实施例7和8的Mn含量和Cr含量偏高(见表1)，也导致抗拉强度偏高，氢脆敏感性指数也偏高。图1为本申请实施例提供的热镀锌双相钢的典型显微组织。
上述实施例耐延迟开裂性能的差异表明，本发明的思路的确能显著改善1180MPa级热镀锌双相钢的耐氢脆性能。
本申请的各种实施例可以以一个范围的形式存在；应当理解，以一范围形式的描述仅仅是因为方便及简洁，不应理解为对本申请范围的硬性限制；因此，应当认为所述的范围描述已经具体公开所有可能的子范围以及该范围内的单一数值。例如，应当认为从1到6的范围描述已经具体公开子范围，例如从1到3，从1到4，从1到5，从2到4，从2到6，从3到6等，以及所述范围内的单一数字，例如1、2、3、4、5及6，此不管范围为何皆适用。另外，每当在本文中指出数值范围，是指包括所指范围内的任何引用的数字(分数或整数)。
在本申请中，在未作相反说明的情况下，使用的方位词如“上”和“下”具体为附图中的图面方向。另外，在本申请说明书的描述中，术语“包括”“包含”等是指“包括但不限于”。在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。在本文中，“和/或”，描述关联对象的关联关系，表示可以存在三种关系，例如，A和/或B，可以表示：单独存在A，同时存在A和B，单独存在B的情况。其中A，B可以是单数或者复数。在本文中，“至少一个”是指一个或者多个，“多个”是指两个或两个以上。“至少一种”、“以下至少一项(个)”或其类似表达，是指的这些项中的任意组合，包括单项(个)或复数项(个)的任意组合。例如，“a,b,或c中的至少一项(个)”，或，“a,b,和c中的至少一项(个)”，均可以表示：a,b,c,a-b(即a和b),a-c,b-c,或a-b-c，其中a,b,c分别可以是单个，也可以是多个。
以上所述仅是本申请的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本申请。对这些实施例的多种修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本申请的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本申请将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所申请的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims (10)

1.一种1180MPa级热镀锌双相钢，其特征在于，所述双相钢的化学成分包括：
C：0.10重量％-0.15重量％，Si：0.2重量％-0.5重量％，Mn：2.0重量％-2.5重量％，Cr：0.3重量％-0.6重量％，Al：0.01重量％-0.05重量％，P≤0.02重量％，S≤0.01重量％，Nb：0-0.04重量％，Ti：0-0.04重量％，Fe。
2.根据权利要求1所述的双相钢，其特征在于，所述双相钢的金相组织包括如下至少一种：铁素体、回火马氏体、贝氏体、碳化物。
3.根据权利要求2所述的双相钢，其特征在于，所述铁素体的含量为10体积％-40体积％，所述回火马氏体和所述贝氏体的含量之和为70体积％-80体积％，所述碳化物的含量大于0.15体积％。
4.一种1180MPa级热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于，用于制备权利要求1-3任意一项所述的双相钢，所述方法包括：
将含有权利要求1所述化学成分的钢水进行连铸，获得铸坯；
在设定铸坯加热温度、设定热轧终轧温度下，将所述铸坯进行热轧；
在设定卷取温度下，将热轧后的所述铸坯进行卷取；
在设定冷轧变形量下，将卷取后的所述铸坯进行冷轧；
在设定退火均热温度、设定缓冷温度、设定快冷温度、设定时效温度以及设定带速下，将冷轧后的所述铸坯进行连续退火。
5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述设定铸坯加热温度取值为1150℃-1250℃，所述设定热轧终轧温度取值为880℃-900℃。
6.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述设定卷取温度取值为540℃-560℃。
7.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述设定冷轧变形量取值为40％-65％。
8.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述设定退火均热温度取值为780℃-820℃，所述设定缓冷温度取值为680℃-720℃。
9.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述设定快冷温度取值为250℃-300℃，所述设定时效温度取值为350℃-400℃。
10.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述设定带速取值为70mpm-120mpm。
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