本发明属于冷轧汽车用钢生产技术领域，具体涉及一种抗拉强度500mpa级高加工硬化率热镀锌双相钢板及其制备方法。
背景技术：
近年来随着汽车工业的迅猛发展，双相钢凭借其良好的强度和韧性匹配、高的初始加工硬化率、高的碰撞能量吸收能力和低屈强比等优点逐渐成为汽车制造的重要材料。而随着对汽车零部件耐蚀性要求的提高，镀锌钢板在汽车内、外覆盖件和结构件中被大量使用，对高端车其用量占钢板总使用量的80％以上，有的车型全部使用镀锌板。因此，开发高品质的冷轧热镀锌双相钢板对于汽车综合性能的改善具有重要意义。
目前，对于双相钢的开发主要集中于600mpa级及以上牌号，对于更低牌号的双相钢报道相对较少，这主要是因为要获得铁素体+马氏体双相组织，钢中必须有一定的c与合金含量，含量高其强度很容易超过600mpa级；含量低很难形成马氏体组织。因此在汽车零部件选材时，强度低于600mpa级主要选择低合金高强钢、高强if钢等。然而，相比低合金高强钢来说，双相钢具有高的加工硬化率、低的屈强比、高的抗凹性、无时效性与良好的强度与塑性匹配，因此具有更好的成形性；相比高强if钢来说，双相钢的二次加工脆性优异，可以提高其抗碰撞等能力；相比烘烤硬化钢来说，双相钢抗时效稳定性好，同时具有高的烘烤硬化特性。因此，开发500mpa级热镀锌双相钢有助于汽车零部件成形性与使用性能提高，同时还可以提高汽车的整体寿命。
对于500mpa级以下热镀锌双相钢仅有少量文献报道，中国专利cn105401071a公开了一种500mpa级轿车用镀锌双相钢及生产方法、中国专利cn107267727a公开了500mpa级汽车外板用锌铁合金镀层双相钢钢板的制备方法与中国专利cn105369135a公开了一种450mpa级轿车用镀锌双相钢及生产方法，均采用的是无si传统镀锌成分设计，生产方法中采用的是低露点控制，所制备的双相钢的加工硬化率相对较低，成型时易于产生局部颈缩现象。
技术实现要素：
本发明的目的是提供一种500mpa级汽车用高加工硬化率热镀锌双相钢板及其制备方法。本发明所提供的500mpa级汽车用高加工硬化率热镀锌双相钢板的化学成分按质量百分数为：c：0.02～0.05％，si：0.10～0.20％，mn：0.80～1.20％，cr：0.15～0.30％，mo：0.30～0.50％，nb：0.025～0.040％，als：0.02～0.04％，p≤0.020％，s≤0.0030％，余量为fe和不可避免的残存杂质元素。
本发明所提供的500mpa级高加工硬化率热镀锌双相钢板的制备方法具体步骤如下：
(1)冶炼，冶炼在电弧炉或转炉中进行；
(2)精炼，精炼采用lf与rh；
(3)连铸，连铸采用全保护浇注与电磁搅拌，连铸后的板坯切割好后采用热装或冷装；
(4)热轧，热轧加热温度为1180～1220℃，粗轧在奥氏体再结晶区轧制，粗轧阶段采用6～8道次，中间坯厚度为30～50mm，精轧在奥氏体未再结晶区轧制，精轧阶段采用6～7道次，终轧温度控制在860～890℃，轧至所需厚度后水冷至700～730℃范围内进行卷取；
(5)酸洗冷轧，将热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷轧圧下率为50～75％，轧至目标厚度；
(6)退火热镀锌，退火热镀锌采用美钢联法连续退火热镀锌生产线，退火温度780～820℃，保温时间60～120s，保温后以5～15℃/s冷却速度缓冷至650～700℃，然后以20～50℃/s冷却速度快冷至465～480℃后进行热浸镀锌，锌液温度控制在460～465℃，热浸镀锌3～6s，随后在空气中将带钢冷却至室温制得所述500mpa级高加工硬化率热镀锌双相钢板。
本发明制备方法步骤(6)中所述的退火过程中，炉内气氛露点控制在-30℃；锌液中al质量含量控制在0.18～0.20％；带钢出锌锅460℃至300℃之间的冷却速度控制在15℃/s以上。
本发明的设计思想如下：本发明采用较低的c含量，添加少量的si，以“净化”铁素体基体；同时添加适量cr、mo提高钢的淬透性，使其在较慢的冷速下生成马氏体组织。通过这种“净化”的铁素体与马氏体转变，促使加工硬化率提高。热轧采用高温卷取，使其在氧化性气氛下形成一定厚度的内氧化物，这种氧化物经冷轧压扁为一层薄薄的亚表面氧化物，阻碍合金元素向外扩散而形成外氧化物；另一方面，退火过程中通过控制炉内露点，使铁氧化物还原的同时形成一定的内氧化物。另外结合锌液中al含量的控制使钢在镀锌时表面形成fe2al5抑制层，促使镀锌粘附性提高，获得较好的锌镀层。
本发明中各合金元素含量设计基本原理如下：
c：c是最经济有效的强化元素，也是提高淬透性、形成马氏体的主要元素，钢中碳含量决定了双相钢的强度与马氏体含量；但是，保证具有良好的成形性，尤其是局部变形较大的零部件需要较高的加工硬化率时，要求较低的碳含量；所以本发明将c含量控制在0.02～0.05％范围之内。
si：钢中加硅能提高钢质纯净度和脱氧，在钢中起固溶强化作用；si是铁素体形成元素，在两相区保温和缓冷时，可有效促进c向奥氏体中扩散，对铁素体有显著的净化作用，提高了双相钢中铁素体的纯净度，改善其加工硬化率；但是si含量超过一定量时易形成高熔点氧化物，从而影响成品表面涂镀效果；所以本发明将si含量控制在0.10～0.20％范围之内。
mn：属于典型奥氏体稳定化元素，能够显著提高钢的淬透性，可显著推迟珠光体和贝氏体转变，降低马氏体形成的临界冷速；另外mn在钢中与s结合，形成mns以防止钢产生热脆现象。但是高的mn含量在推迟珠光体转变的同时，也会推迟铁素体的析出，并且在钢的中心产生偏析，恶化其性能。因此本发明将mn含量控制在0.80～1.20％范围之内。
cr：中强碳化物形成元素，与mn元素一样能提高钢的淬透性，与其它合金元素搭配加入钢中，能大大提高钢的淬透性，从而推迟珠光体与贝氏体转变；同时cr的适量添加，可以降低双相钢的屈强比，改善马氏体的分布，进而提高延伸率；但是过高的cr含量，会使钢的淬透性大大提高，从而使强度大大增加，恶化钢的成形性与焊接性。因此较佳的cr含量应控制在0.15～0.30％以内。
mo：碳化物形成元素，但在临界温度加热时，钼的碳化物已溶解；mo的添加会使c曲线明显右移，强烈抑制珠光体和贝氏体转变，有利于在热镀锌后的空冷过程中获得马氏体组织；加入mo还可以降低屈服强度，提高抗拉强度，而保持延性基本不变；同时，mo氧化物的吉布斯自由能比mn、si等氧化物高，所以在热镀锌退火时不易发生表面氧化，也不会产生偏析现象，因此不会影响锌液的浸润性。但是mo合金价格昂贵，因此综合考虑，本发明将mo含量应控制在0.30～0.50％范围之内。
nb：nb具有显著的晶粒细化作用，钢中固溶nb能显著提高奥氏体的淬透性；固溶nb能延迟奥氏体的再结晶，提高再结晶温度，有利于未再结晶区形变累积，增加相变形核率，细化组织；nb在细化铁素体晶粒的同时也促进马氏体细化及均匀分布，极大地提高钢的均匀性，改善其冷弯性能；但是nb含量超过0.04％时，将会以碳氮化物的形式析出，不利于马氏体的形成，同时提高成品屈服强度，对冲压成形不利且增加不必要的成本；因此本发明将nb含量控制在0.025～0.040％范围之内。
als：最有效的脱氧元素，同时al还与钢中n结合形成aln，一方面降低钢中固溶间隙原子，改善其加工硬化率；另一方面aln粒子抑制晶粒长大，起到一定的细化晶粒作用。但是，随着als含量的增加，钢中夹杂物也会增多，夹杂物尺寸将会变大。因此，本发明将als含量控制在0.02～0.04％范围之内。
s和p：s和p在钢中属于杂质元素，恶化钢的塑性与韧性，一般来说含量越低越好。
制造工艺过程对本发明产品的影响：
转炉或电炉冶炼和精炼处理：目的是确保钢液的基本成分要求，去除钢中的氧、氮、氢等有害气体与p、s等有害杂质，并加入碳、锰、硅、铬、钼、铌、铝等必要的合金元素，进行合金元素的调整。
连铸：保证铸坯内部成分均匀和表面质量良好，连铸采用全保护浇注与电磁搅拌，减少夹杂物，降低mn偏析，提高铸坯质量，碎化枝晶；连铸好的板坯切割好后采用热装或冷装。
热轧：为了使合金元素充分固溶而奥氏体晶粒又不异常长大，将加热温度控制在1180～1220℃，保温2～3小时。粗轧在奥氏体再结晶区轧制，粗轧阶段采用6～8道次，中间坯厚度为30～50mm，轧制过程中使奥氏体充分再结晶，细化奥氏体晶粒。精轧在奥氏体未再结晶区轧制，为随后的相变提供形核率，细化组织，精轧阶段采用6～7道次，终轧温度控制在860～890℃，一方面防止温度过高，组织得不到很好的细化效果；同时防止温度过低出现带状组织。热轧轧至所需厚度后水冷至700～730℃范围内进行卷取，水冷主要是保持形变状态，为随后形变提供形核率，细化组织；而采用700～730℃较高温度卷取，主要是在高温氧化性气氛下，亚表面形成一定厚度的内氧化层，阻碍退火过程中合金向表面扩散而形成外氧化，恶化涂镀性能。
酸洗冷轧：将热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷轧圧下率为50～75％，轧至目标厚度。
退火热镀锌：退火热镀锌采用美钢联法连续退火热镀锌生产线，退火温度780～820℃，退火温度主要是控制铁素体与奥氏体含量，及促使c、mn等合金元素向奥氏体中扩散稳定奥氏体，使其在随后冷却过程中部分奥氏体转变为马氏体组织。缓冷温度为650～700℃，一方面析出一定量的铁素体，增加塑性，同时进一步稳定奥氏体；另一方面降低快冷段压力。然后以20～50℃/s冷却速度快冷至465～480℃后进行热浸镀锌，锌液温度控制在460～465℃，通过控制入锌锅温度，控制带钢表面活性，以及防止锌液温度波动而产生涂镀缺陷。退火过程中炉内气氛露点控制在-30℃，一方面使表面氧化铁还原，另一方面控制合金元素氧化，使其形成内氧化层阻碍合金元素向表面扩散形成外氧化与sio2，改善其浸润性；锌液中al含量控制在0.18～0.20％，使其表面形成fe2al5抑制层，并形成ξ与η相，同时防止al过高浸润性降低；带钢出锌锅460℃至300℃之间的冷却速度控制在15℃/s以上，主要是控制马氏体转变。
本发明具有以下技术特点：
本发明采用低碳低硅合金设计，从降低间隙原子的角度解决传统热镀锌双相钢加工硬化率低的问题；同时采用低mn与nb微合金化设计，减少偏析与细化组织，提高组织均匀性，改善钢的冷弯性能与成形性。另外，在工艺上通过热轧与退火、热镀锌结合，多方面解决合金元素外氧化问题，改善带钢的涂镀性能。工艺简单可行，操作性强。与现有热镀锌双相钢相比，在强度一致的情况下，其n值(抵抗局部变形能力)显著增加，有利于冲压相对复杂的零部件以及局部变形较大的零部件。
具体实施方式：
下面结合具体实施例对本发明作进一步详细说明。
实施例1：钢的化学成分(质量百分比)c：0.031％，si：0.11％，mn：1.07％，cr：0.20％，mo：0.49％，nb：0.033％，als：0.032％，p：0.009％，s：0.0011％，余量为铁和不可避免的杂质。
其工艺流程为：铁水预处理→冶炼→精炼→连铸→热轧→酸洗冷轧→退火热镀锌→成品
所述的热轧步骤中：带钢加热温度：1200℃，终轧温度：885℃，卷取温度：724℃。
所述的退火热镀锌工序为退火温度820℃，保温100s，然后以6℃/s的冷却速度缓冷至680℃，随后以25℃/s的冷却速度快冷至470℃后，在462℃的锌液中进行热镀锌处理5s，锌浴中al含量为0.20％，随后以约18℃/s的冷却速度冷至300℃以下后空冷。
得到的热镀锌双相钢产品屈服强度为342.9mpa，抗拉强度535.7mpa，延伸率25.2％，n值为0.21。
实施例2：钢的化学成分(质量百分比)c：0.042％，si：0.18％，mn：0.87％，cr：0.26％，mo：0.38％，nb：0.029％，als：0.025％，p：0.012％，s：0.0018％，余量为铁和不可避免的杂质。
其工艺流程为：铁水预处理→冶炼→精炼→连铸→热轧→酸洗冷轧→退火热镀锌→成品
所述的热轧步骤中：带钢加热温度：1190℃，终轧温度：867℃，卷取温度：708℃。
所述的退火热镀锌工序为退火温度790℃，保温80s，然后以12℃/s的冷却速度缓冷至695℃，随后以46℃/s的冷却速度快冷至468℃后，在460℃的锌液中进行热镀锌处理4s，锌浴中al含量为0.19％，随后以约26℃/s的冷却速度冷至300℃以下后空冷。
得到的热镀锌双相钢产品屈服强度为328.2mpa，抗拉强度537.1mpa，延伸率26.5％，n值为0.22。
实施例3：钢的化学成分(质量百分比)c：0.038％，si：0.16％，mn：1.16％，cr：0.18％，mo：0.42％，nb：0.034％，als：0.033％，p：0.010％，s：0.0014％，余量为铁和不可避免的杂质。
其工艺流程为：铁水预处理→冶炼→精炼→连铸→热轧→酸洗冷轧→退火热镀锌→成品
所述的热轧步骤中：带钢加热温度：1215℃，终轧温度：878℃，卷取温度：715℃。
所述的退火热镀锌工序为退火温度805℃，保温60s，然后以15℃/s的冷却速度缓冷至660℃，随后以48℃/s的冷却速度快冷至472℃后，在465℃的锌液中进行热镀锌处理3s，锌浴中al含量为0.19％，随后以约30℃/s的冷却速度冷至300℃以下后空冷。
得到的热镀锌双相钢产品屈服强度为335.6mpa，抗拉强度522.3mpa，延伸率25.5％，n值为0.21。