一种塑性增强的冷轧热镀锌双相钢及其生产方法与流程

本发明涉及钢材料
技术领域：
，特别涉及一种塑性增强的冷轧热镀锌双相钢及其生产方法。
背景技术：
：为了实现汽车轻量化节能减排、汽车安全性提高，先进高强钢在白车身中的应用与日俱增，其中双相钢由于良好的综合力学性能已经成为先进高强钢中应用量最大的钢种。然而，众多汽车企业在使用过程中意识到传统的双相钢在诸多高拉延性的零件上成形困难，难以满足汽车设计复杂的冲压结构件。而如果采用TRIP钢，因其合金含量较高，存在着焊接性能不佳等问题，并且延伸率富余量大又会造成浪费。随着汽车构件强度要求的增加，对材料成型的要求也相应的增加。传统的TRIP钢因其合金含量较高，存在焊接性能不佳等问题，且延伸率富余量大，会产生不必要的浪费。另外，传统的热镀锌TRIP钢为了避免Si含量对镀锌表面质量的不良影响，主要采用的是C-Al-Mn系。但是采用Al代替Si后，热镀锌TRIP钢缺少Si元素的固溶强化效果，通常为了避免因此产生的强度不足，又添加Cu、Nb、V、Ti、P等元素，造成了合金或工艺的成本增加。另外，Al元素含量增加，也易造成连铸过程中水口堵塞等问题而影响生产。技术实现要素：本发明提供一种塑性增强的冷轧热镀锌双相钢及其生产方法，解决了如何在满足强度要求的基础上降低合金或工艺成本，提高镀锌表面质量的技术问题，达到了降低合金成本、提高镀锌表面质量的技术效果。为解决上述技术问题，本发明提供了一种塑性增强的冷轧热镀锌双相钢，所述双相钢的化学成分按重量百分比为：C：0.12％～0.18％；Si：0.3％-0.6％；Mn：1.3％～2.3％；P：≤0.01％；S：≤0.01％；Al：0.4％～0.9％，其余为Fe及不可避免的杂质。优选的，所述双相钢的金相组织包括铁素体和马氏体。优选的，所述双相钢的金相组织还包括残余奥氏体。优选的，所述残余奥氏体的含量为3％～7％。基于同样的发明构思，本申请还提供一种塑性增强的冷轧热镀锌双相钢的生产方法，用于生产上述的双相钢，所述生产方法包括：对钢水冶炼并铸成连铸坯；对所述连铸坯热轧，获得热轧板；对所述热轧板冷轧，获得冷硬带钢；对所述冷硬带钢退火，得到所述双相钢。优选的，所述冶炼并铸成连铸坯，具体为：将钢水经转炉冶炼，并采用连铸方式铸钢。优选的，所述热轧的加热温度为1210℃～1300℃，所述热轧的终轧温度为850℃～890℃，所述热轧的卷曲温度为620℃～680℃。优选的，所述退火的预热温度为200℃～240℃，加热温度为770℃～810℃，均热温度为770℃～810℃，缓冷出口温度为680℃～710℃，快冷出口温度为450℃～470℃，镀锌温度为450℃～470℃，光整延伸率为0.2％～0.5％。优选的，所述退火过程中露点控制在-20℃～-10℃。本申请有益效果如下：本申请提供的塑性增强的冷轧热镀锌双相钢及其生产方法，采用C-Si-Mn-Al合金体系设计，在满足强度要求的前提下，在不添加其他合金元素的情况降低了成本；通过引入一定量残余奥氏体产生TRIP效应，提高了双相钢的延伸率，以适应具有复杂拉延成形需求的汽车零件生产，解决了如何在满足强度要求的基础上降低合金或工艺成本，提高镀锌表面质量的技术问题，达到了降低合金成本、提高镀锌表面质量的技术效果。附图说明为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例。图1为本申请较佳实施方式一种塑性增强的冷轧热镀锌双相钢的金相组织图；图2为图1中塑性增强的冷轧热镀锌双相钢的EBSD分析图；图3为图1中塑性增强的冷轧热镀锌双相钢的TEM分析图；图4为本申请另一较佳实施方式一种塑性增强的冷轧热镀锌双相钢的生产方法的流程图。具体实施方式本申请实施例通过提供一种塑性增强的冷轧热镀锌双相钢及其生产方法，解决了如何在满足强度要求的基础上降低合金或工艺成本，提高镀锌表面质量的技术问题，达到了降低合金成本、提高镀锌表面质量的技术效果。本申请实施例中的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：一种塑性增强的冷轧热镀锌双相钢，所述双相钢的化学成分按重量百分比为：C：0.12％～0.18％；Si：0.3％-0.6％；Mn：1.3％～2.3％；P：≤0.01％；S：≤0.01％；Al：0.4％～0.9％，其余为Fe及不可避免的杂质。本申请采用C-Si-Mn-Al合金体系设计，在满足强度要求的前提下，在不添加其他合金元素的情况降低了成本；通过引入一定量残余奥氏体产生TRIP效应，提高了双相钢的延伸率，以适应具有复杂拉延成形需求的汽车零件生产。为了更好的理解上述技术方案，下面将结合说明书附图以及具体的实施方式对上述技术方案进行详细的说明。实施例一为了解决现有技术中钢材强度要求和合金成本不能同时满足的技术问题，本申请提供一种塑性增强的冷轧热镀锌双相钢。所述双相钢的化学成分按重量百分比为：C：0.12％～0.18％；Si：0.3％-0.6％；Mn：1.3％～2.3％；P：≤0.01％；S：≤0.01％；Al：0.4％～0.9％，其余为Fe及不可避免的杂质。所述塑性增强的冷轧热镀锌双相钢的金相组织图、所述塑性增强的冷轧热镀锌双相钢的金相的EBSD分析图及所述塑性增强的冷轧热镀锌双相钢的金相的TEM分析图，如图1至图3所示。上述主要合金元素作用和限定范围如下：碳C：碳元素是双相钢中最重要的固溶强化元素及奥氏体稳定化元素，为了在冷却过程中获得足够的马氏体量以保证不同级别双相钢的强度，并获得一定量的残余奥氏体量，本发明采用的碳元素含量为0.12％～0.18％。硅Si：硅元素有助于扩大两相区，溶解于铁素体起到强化效果，同时硅元素可以有效抑制残余奥氏体分解及碳化物析出，从而为TRIP效应提供有力保障。为了减少硅元素对焊接性能及表面质量的影响，本发明采用的硅元素含量为0.3％～0.6％。锰Mn：锰元素也是固溶强化、稳定奥氏体的重要元素，对双相钢强化具有重要作用，为获得不同强度级别，本发明采用的锰元素含量为1.3％～2.3％。磷P：磷元素作为有害元素，在晶界偏聚将会导致晶界强度下降从而恶化材料机械性能，本发明采用的磷元素含量控制在0.01％以下。硫S：硫元素作为有害元素，硫元素主要防止与Mn结合产生MnS从而恶化材料性能，本发明采用的硫元素含量控制在0.01％以下。铝Al：铝元素作用与Si相似，可以有效抑制残余奥氏体分解及碳化物析出，但铝元素含量过高容易产生连铸过程水口堵塞等问题，本发明采用的铝元素含量为0.4～0.9％。优选的，本申请提供的主要合金元素作用和限定范围如下，请参阅表1：表1双相钢化学成分(wt％)实施例CSiMnPSAl10.1350.411.610.0090.0050.4820.1290.381.620.0080.0040.4930.1710.422.170.0070.0040.7340.1680.412.220.0090.0030.77所述双相钢的力学性能具体包括，请参阅表2双相钢力学性能表。表2双相钢力学性能表实施例Rm/MPaRp0.2/MPaA80/％DP590实物63938723.0DP780实物80449814.0161938329.0262439028.5380350119.5481250819.0表2中实施例1至实施例4是所述塑性增强的冷轧热镀锌双相钢，而DP590实物和DP780实物是普通的双相钢，实施例1和实施例2强度级别为590MPa与传统的DP590实物比较，显然，实施例1和实施例2提供的强度级别为590MPa的塑性增强的冷轧热镀锌双相钢与传统的DP590实物A80延伸率提高20-40％；实施例3和实施例4强度级别为780MPa与传统的DP780实物比较，显然，实施例1和实施例2提供的强度级别为780MPa的塑性增强的冷轧热镀锌双相钢与传统的DP780实物A80延伸率提高20-40％。本申请提供的塑性增强的冷轧热镀锌双相钢的金相组织包括铁素体和马氏体。所述双相钢的金相组织还包括残余奥氏体。在本实施方式中，所述残余奥氏体的含量为3％～7％，优选的，所述残余奥氏体的含量为4％～6％。变形时产生一定的TRIP效应从而产生比传统双相钢更好的塑性，A80延伸率提高20-40％。本申请采用C-Si-Mn-Al合金体系设计，在满足强度要求的前提下，在不添加其他合金元素的情况降低了成本；通过引入一定量残余奥氏体产生TRIP效应，提高了双相钢的延伸率，以适应具有复杂拉延成形需求的汽车零件生产。实施例二基于同样的发明构思，本申请还提供一种塑性增强的冷轧热镀锌双相钢的生产方法，用于生产实施例一中的所述塑性增强的冷轧热镀锌双相钢。如图4所示，所述的塑性增强的冷轧热镀锌双相钢的生产方法，请参阅图4，所述生产方法包括以下步骤：步骤110，对钢水冶炼并铸成连铸坯。具体地，所述对钢水冶炼并铸成连铸坯，具体为将钢水经转炉冶炼，并采用连铸方式铸钢。所述钢水为上述塑性增强的冷轧热镀锌双相钢的钢水。步骤120，对所述连铸坯热轧，获得热轧板。具体地，所述热轧的加热温度为1210℃～1300℃，所述热轧的终轧温度为850℃～890℃，所述热轧的卷曲温度为620℃～680℃。表3为双相钢热轧工艺实施例。表3双相钢热轧工艺实施例实施例加热温度终轧温度卷曲温度热轧厚度冷轧厚度11257℃883℃665℃3.5mm1.2mm21263℃874℃659℃3.5mm1.2mm31258℃879℃668℃3.5mm1.2mm41250℃865℃650℃3.5mm1.2mm步骤130，对所述热轧板进行冷轧，获得冷硬带钢。步骤140，对所述冷硬带钢退火，得到所述双相钢。具体地，所述退火的预热温度为200℃～240℃，加热温度为770℃～810℃，均热温度为770℃～810℃，缓冷出口温度为680℃～710℃，快冷出口温度为450℃～470℃，镀锌温度为450℃～470℃，光整延伸率为0.2％～0.5％，所述退火过程中露点控制在-20℃～-10℃。优选的，所述退火的加热温度具体为780℃～800℃，所述退火的均热温度具体为780℃～800℃。其中，表4为双相钢退火工艺的实施例。表4双相钢退火工艺的实施例经过上述生产工艺制备的双相钢，残余奥氏体引入TRIP效应中，使得所述双相钢相较于传统双相钢具有更好的延伸率，详见表5。表5处理后的双相钢的强度实施例实施例Rm/MPaRp0.2/MPaA80/％DP590实物63938723.0DP780实物80449814.0161938329.0262439028.5380350119.5481250819.0实施例1至实施例4是所述塑性增强的冷轧热镀锌双相钢，而DP590实物和DP780实物是普通的双相钢，实施例1和实施例2强度级别为590MPa与传统的DP590实物比较，显然，实施例1和实施例2提供的强度级别为590MPa的塑性增强的冷轧热镀锌双相钢与传统的DP590实物A80延伸率提高20-40％；实施例3和实施例4强度级别为780MPa与传统的DP780实物比较，显然，实施例1和实施例2提供的强度级别为780MPa的塑性增强的冷轧热镀锌双相钢与传统的DP780实物A80延伸率提高20-40％。所述塑性增强的冷轧热镀锌双相钢变形时产生一定的TRIP效应从而产生比传统双相钢更好的塑性，A80延伸率提高20-40％例一例一中采用220吨转炉冶炼，钢板成品的热轧目标厚度为3.5mm，冷轧厚度为1.2mm，冶炼的具体步骤为：S1：对钢水冶炼并铸成连铸坯；冶炼过程严格控制P、S含量，保证铸坯质量。铸坯的化学成分如下：以质量百分比计算C：0.135wt％；Si：0.41wt％；Mn：1.61wt％；P：0.009wt％；S：0.005wt％；Al：0.48wt％；，其余为Fe及不可避免的杂质。S2：对所述连铸坯热轧，获得热轧板；所述热轧的加热温度为1257℃，所述热轧的终轧温度为883℃，所述热轧的卷曲温度为665℃。热轧后的钢板厚度为3.5mm。S3：对所述热轧板进行冷轧，获得冷硬带钢；所述冷轧后的钢板厚度为1.2mm。S4：对所述冷硬带钢退火，得到所述双相钢。所述连续退火工艺的预热温度为220℃，加热温度为780℃，均热温度为780℃，缓冷出口温度为690℃，快冷出口温度为460℃，镀锌温度为460℃，光整延伸率为0.3％，露点控制在-10℃。经过上述步骤最终得到的双相钢的力学性能为Rm为619MPa，Rp0.2为383MPa，A80为29.0％。图1为所述双相钢的微观组织图，由图1可以看出组织中含有灰色铁素体、亮白色马氏体、残余奥氏体及少量黑色贝氏体。图2为图1中所述双相钢的EBSD分析结果，红色部分为残余奥氏体。残余奥氏体呈颗粒状，主要分布在晶界上，少量分布在铁素体晶内，利用EBSD统计其含量，残余奥氏体在5.1％。例二例二中采用220吨转炉冶炼，钢板成品的热轧目标厚度为3.5mm，冷轧厚度为1.2mm，冶炼的具体步骤为：S1：对钢水冶炼并铸成连铸坯；冶炼过程严格控制P、S含量，保证铸坯质量。铸坯的化学成分如下：以质量百分比计算C：0.129wt％；Si：0.38wt％；Mn：1.62wt％；P：0.008wt％；S：0.004wt％；Al：0.49wt％；，其余为Fe及不可避免的杂质。S2：对所述连铸坯热轧，获得热轧板；所述热轧的加热温度为1263℃，所述热轧的终轧温度为874℃，所述热轧的卷曲温度为659℃。热轧后的钢板厚度为3.5mm。S3：对所述热轧板进行冷轧，获得冷硬带钢；所述冷轧后的钢板厚度为1.2mm。S4：对所述冷硬带钢退火，得到所述双相钢。所述连续退火工艺的预热温度为220℃，加热温度为800℃，均热温度为800℃，缓冷出口温度为700℃，快冷出口温度为460℃，镀锌温度为460℃，光整延伸率为0.3％，露点控制在-20℃。经过上述步骤最终得到的双相钢的力学性能为Rm为624MPa，Rp0.2为390MPa，A80为28.5％。例二得到的双相钢的微观组织中含有灰色铁素体、亮白色马氏体、残余奥氏体及少量黑色贝氏体。例二中的双相钢的EBSD分析结果，残余奥氏体主要分布在晶界上，少量分布在铁素体晶内，利用EBSD统计其含量，残余奥氏体基本在4.3％。例二中所述双相钢的残余奥氏体的暗场相，其形态例一中类似。例三例三中采用220吨转炉冶炼，钢板成品的热轧目标厚度为3.5mm，冷轧厚度为1.2mm，冶炼的具体步骤为：S1：对钢水冶炼并铸成连铸坯；冶炼过程严格控制P、S含量，保证铸坯质量。铸坯的化学成分如下：以质量百分比计算C：0.171wt％；Si：0.42wt％；Mn：2.17wt％；P：0.007wt％；S：0.004wt％；Al：0.73wt％；，其余为Fe及不可避免的杂质。S2：对所述连铸坯热轧，获得热轧板；所述热轧的加热温度为1258℃，所述热轧的终轧温度为879℃，所述热轧的卷曲温度为668℃。热轧后的钢板厚度为3.5mm。S3：对所述热轧板进行冷轧，获得冷硬带钢；所述冷轧后的钢板厚度为1.2mm。S4：对所述冷硬带钢退火，得到所述双相钢。所述连续退火工艺的预热温度为220℃，加热温度为780℃，均热温度为780℃，缓冷出口温度为690℃，快冷出口温度为460℃，镀锌温度为460℃，光整延伸率为0.4％，露点控制在-10℃。经过上述步骤最终得到的双相钢的力学性能为Rm为803MPa，Rp0.2为501MPa，A80为19.5％。例三得到的所述双相钢的微观组织中含有灰色铁素体、亮白色马氏体、残余奥氏体及少量黑色贝氏体。且其中残余奥氏体呈颗粒状，主要分布在晶界上，少量分布在铁素体晶内，利用EBSD统计其含量，残余奥氏体基本在5.5％。本申请有益效果如下：本申请提供的塑性增强的冷轧热镀锌双相钢及其生产方法，通过采用C-Si-Mn-Al合金体系设计，在满足强度要求的前提下，在不添加其他合金元素的情况降低了成本；通过引入一定量残余奥氏体产生TRIP效应，提高了双相钢的延伸率，以适应具有复杂拉延成形需求的汽车零件生产，解决了如何在满足强度要求的基础上降低合金或工艺成本，提高镀锌表面质量的技术问题，达到了降低合金成本、提高镀锌表面质量的技术效果。最后所应说明的是，以上具体实施方式仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管参照实例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。当前第1页1 2 3