780MPa级增强成形性热镀锌双相钢及其制造方法与流程

780mpa级增强成形性热镀锌双相钢及其制造方法
技术领域
1.本发明属于汽车用高强钢制造领域，涉及一种780mpa级增强成形性热镀锌双相钢及其制造方法。


背景技术：

2.随着客户对热镀锌双相钢成型性要求越来越高，增强成形性热镀锌双相钢越来越受到客户的青睐。
3.但是目前的增强成形性双相钢在满足高性能的同时，表面质量问题也逐渐受到客户重视。由于钢种合金元素较多，尤其是si、mn元素，在涂镀过程中容易出现漏镀和麻面等表面质量问题，进而影响成品质量。
4.公开号为cn 111893379 a的专利申请公开了一种780mpa级增强成形性热镀锌双相钢及其制造方法，该申请公开了c：0.16％～0.2％，si：0.35％～0.65％，mn：1.8％～2.3％，al：0.7％～1.0％，p≤0.03%，并含有0.16～0.25%cr或者0～0.3%mo元素。该双相钢中，碳当量较高，对焊接性能产生不良影响，尤其是窄搭接电阻焊机焊接不良率较高，且al si含量高达1.2%以上，热轧硅酸亚铁红锈严重，需要较高的除磷设备和压力，对设备能力要求较高，成品表面色差难以控制；另外，该发明中含有cr或mo元素，合金成本较高。
5.公开号为cn 111979488 a的专利申请公开了一种780mpa级合金化热镀锌dh钢及其制备方法，其钢中化学成分以质量百分比计含有：c：0.11％～0.17％，mn：1.4％～2.4％，si：0.15％～0.60％，al：0.02％～1.0％，mo：0.20％～0.70％，p≤0.03％，s≤0.03％，b≤0.005％，v：0～0.05％，ti：0～0.05％，且si al：0.5％～1.5％，该申请提供的热镀锌dh钢含有较高的mo元素，成本较高，且其钢材沿着垂直于轧制方向(横向)取样，其取样方向与现有主流标准均不一致，国家标准gb/t 2518-2019，德国汽车工业协会vda-239，以及主流汽车厂标准如通用汽车、大众汽车企业标准均为纵向取样。
6.公开号为cn 106119716 a的专利申请公开了一种塑性增强的冷轧热镀锌双相钢及其生产方法，其主要化学成分为：c：0.12％～0.18％，si：0.3％～0.6％，mn：1.3％～2.3％，al：0.4％～0.9％，p≤0.01％，s≤0.01％；其在不添加合金元素情况降低了成本，通过引入一定量的残余奥体体产生trip效应，提高了双相的延伸率；但该申请中si含量高达0.3~0.6%，较高的硅含量会导致产品在热轧工序产生的硅酸亚铁，红锈严重，需要较高的除磷设备和压力，对设备能力要求较高，否则一旦氧化铁皮去除不彻底，将导致镀锌成品表面产生严重色差缺陷。同时，该发明申请中未添加合金元素，不能对钢板基体起到细晶强化作用，较高的碳、锰元素会降低钢板的塑性。


技术实现要素：

7.本发明的目的在于提供一种780mpa级增强成形性热镀锌双相钢及其生产方法。
8.为达到上述目的，本发明提供的技术方案为：一种780mpa级增强成形性热镀锌双相钢，其化学成分组成及其质量百分含量为：
c：0.14％～0.18％，si：0.15％～0 .30％，mn：2.0％～2.3％，al：0.5％～0.7％，p≤0.015%，s≤0.008％，nb：0.02-0.03%，ti：0.015～0.025%，cr：0.1～0.4%，b：0.007～0.0015%，其余为fe及不可避免杂质元素。
9.所述双相钢中各成分的作用如下：c：碳元素通过固溶强化来保障钢材的强度要求，游离碳可以对奥氏体起到较好的稳定效果，进而改进了钢材的成形性能。c元素含量过低，难以获得适量的残余奥氏体，无法满足本发明中钢材的力学性能指标；含量过高会使钢材脆化，不但增加成本还存在延迟断裂风险，同时增加焊接难度。因此，本发明中将c元素的含量控制为0.14％～0.18％。
10.mn：锰元素是钢中的奥氏体稳定元素，可以扩大奥氏体相区，降低钢的临界淬火速度，同时，还可以细化晶粒，有助于固溶强化来提高强度。mn元素含量过低，过冷奥氏体不够稳定，降低钢板的塑性和韧性等加工性能；mn元素含量过高，会导致钢板焊接性能变差。因此，本发明中将mn元素含量控制为2.0％～2.3％。
11.si：硅元素在铁素体中具有一定的固溶强化作用，确保钢材具有足够的强度，同时，si还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，减少钢中的夹杂。si元素含量过低，起不到强化的作用；si元素含量过高，会在热轧工序产生硅酸亚铁氧化铁皮，除磷难以除掉，使得带钢在后续的酸洗后存在色差缺陷，以至于镀锌成品也存在色差缺陷。同时，硅含量过高，导致在镀锌退火炉内带钢表面形成富集，在钢板表面形成一层氧化薄膜，影响镀后表面质量。因此，本发明中将si元素的含量控制为0.15％～0.3％。
12.al：铝元素有助于钢液脱氧，还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出。al和si同样都不溶于渗碳体，能够抑制渗碳体的形成，促进碳元素往残余奥氏体中的积聚，同时以al代si可以有效减轻镀锌成品表面色差缺陷，但al元素含量过高，会提高生产成本，还会导致连铸生产困难等。因此，本发明中将al元素含量的范围控制在0.5％～0.7％。
13.p：p元素是钢中的有害元素，严重降低钢材的塑性及变形性能，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将p元素含量控制在p≤0.015％。
14.s：s元素是钢中的有害元素，严重影响钢材的成形性，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将s元素含量控制在s≤0.008％。
15.nb：微合金化元素nb通过细晶强化来提高材料的综合性能，综合成本考虑，本发明中添加0.02～0.03%nb。
16.ti：微合金化元素ti通过细晶强化来提高材料的综合性能，综合成本考虑，本发明中添加0.015～0.025%ti 。
17.cr：铬元素可以增加钢的淬透性来保证钢的强度，并可以稳定残余奥氏体，cr含量过低将影响钢的淬透性，含量过高将增加生产成本。因此，本发明中将cr元素含量的范围控制在0.1％～0.40％。
18.b：硼的主要作用是提高钢的淬透性，因为加入极少量的硼(0.0007%-0.0015%)就能提高钢的淬透性。硼作为表面活性元素，吸附在奥氏体晶界上，延缓γ-a改变的作用，其在奥氏体晶界的偏聚阻碍铁素体的形核而有利于贝氏体的形成，故对铁素体生成的延缓要比对贝氏体延缓大得多，因而提高了淬透性，进而有利于钢中残余奥氏体的形成。
19.为了提高镀锌成品表面质量，降低了硅元素含量，本发明使用al代替硅来保证奥氏体的稳定性，但由于al元素基本不具有固溶强化作用，钢的强度往往偏低。因此，还需通
过添加nb和ti的细晶强化作用增强钢的强度。
20.本发明还提供了一种780mpa级增强成形性热镀锌双相钢的生产方法，包括转炉冶炼、热轧、酸洗冷轧、退火、热镀锌工序；其中，所述热轧工序：板坯加热温度1180～1210℃，加热时间180～220min，经过除磷和3个道次的粗轧，进行7个道次的精轧，精轧开轧温度1000～1030℃，出口温度880～920℃，层流冷却至500～550℃，随后卷取并空冷；本发明所述热轧卷取温度500～550℃。
21.本发明所述转炉冶炼工序，采用lf单联精炼工艺。
22.本发明所述酸洗冷轧工序，冷轧压下率为50～60％，酸洗速度≤150m/min。
23.本发明所述退火工序，清洗段电导率≥50ms，清洗后反射率＞95，退火炉加热段投用预氧化装置，露点设定值-20～-10℃。
24.本发明所述退火工艺，钢卷加热至810～830℃，保温以后进行缓冷，以6～16℃/s的冷却速率冷至700～720℃，随后以30～65℃/s的冷却速率冷却至450～460℃。
25.本发明所述热镀锌工艺：在450-460℃进行镀锌，镀后快冷到200-250℃；钢卷出炉以后进行平整，平整延伸率为0.2-0.3％，拉矫延伸率0.1%。
26.本发明同现有技术相比，有益效果如下：本发明的钢材冶炼成分主要以c、mn、al为主，添加少量的si和微量的nb、ti元素，并添加少量cr元素提升钢种强度。
27.本发明采用低温卷取工艺，使钢种在贝氏体单相区卷取，从而避免在冷轧过程中基板轧裂形成基板微裂纹，进而避免在镀锌成品表面形成麻面缺陷。
28.本发明生产的dh780是在传统双相钢的基础上引入了6%-8%的残余奥氏体和极少量贝氏体，在相变诱导塑性（trip）效应和贝氏体协调变形耦合作用下，实现其高强度、高塑性和高扩孔性能的特点。
附图说明
29.为了更清楚的说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图做简单介绍。
30.图1为实施例1制得的780mpa级增强成形性热镀锌双相钢的金相组织。
31.图2 为实施例1制得的780mpa级增强成形性热镀锌双相钢的利用电子背散射衍射（ebsd）测定残余奥氏体含量金相图。
32.图3为实施例1制得的780mpa级增强成形性热镀锌双相钢的表面质量。
具体实施方式
33.本发明提供的780mpa级增强成形性热镀锌双相钢生产步骤及工艺参数控制范围如下：1)按照铁水预处理
→
转炉冶炼
→
合金微调
→
lf炉精炼
→
连铸的工艺路线冶炼浇注成坯；2)板坯加热至1180～1210℃，加热时间180-220min，经过除磷和3个道次的粗轧，进行7个道次的精轧，精轧开轧温度1000～1030℃，出口温度880～920℃，层流冷却至500～550℃，随后卷取并空冷；
3)进行常规酸洗后冷轧，冷轧压下率为50～60％，控制酸洗速度≤150m/min；4)进行退火并镀锌，清洗段电导率≥50ms，清洗后反射率＞95，退火炉加热段投用预氧化装置，露点设定值-20～-10℃，钢卷加热至810～830℃，保温以后进行缓冷，以6～16℃/s的冷却速率冷至700～720℃，随后以30～65℃/s的冷却速率冷却至450～460℃，并在450～460℃进行镀锌，镀后快冷到200-250℃，钢卷出炉以后进行平整，平整延伸率为0.3％，拉矫延伸率0.1%。
34.具体为：实施例1～8的780mpa级增强成形性热镀锌双相钢的化学成分见表1，其生产过程参数见表2。
35.表1 各实施例双相钢的化学成分（wt%）表2 各实施例的轧制工艺参数
表3 各实施例退火、镀锌工艺参数表4 各实施例双相钢的力学性能
注：力学性能（屈服强度、抗拉强度、断后延伸率）的测定方法采用国家标准gb/t 2518-2019，试样类型编号为p6，试样方向为纵向。
36.结果表明，本发明技术方案适应性好，制备的双相钢在强度满足国家标准要求的前提下，均匀延伸率达到19～23％。
37.实施例1制备的高表面双相钢的金相组织见图1，利用电子背散射衍射（ebsd）测定残余奥氏体含量金相图，见图2，利用统计软件可计算该组织中残余奥氏体含量在6%～8%左右。实施例1成品表面如图3所示，可见其表面质量良好，无色差、山水画、选择性氧化性漏镀缺陷。
38.上述参照实施例对一种780mpa级增强成形性热镀锌双相钢及其生产方法进行的详细描述，是说明性的而不是限定性的，可按照所限定范围列举出若干个实施例，因此在不脱离本发明总体构思下的变化和修改，应属本发明的保护范围之内。