冷冲压用1470MPa级合金化镀锌钢板及其制备方法
技术领域
本发明属于金属材料领域，尤其涉及一种冷冲压用1470MPa级热镀锌钢板及其制备方法。
背景技术
汽车用钢的高强减薄是应对汽车轻量化的主要手段，如以1500MPa级别钢板代替现有780MPa级别钢板用以车身结构件，则钢板厚度可减薄1倍左右，轻量化效果明显。但是，当钢板强度提高至1500MPa时，随之而来的是塑性的急速下降，而极低的延伸率预示着材料极差的拉延性能，使其几乎无法进行冷冲压成形。近年来，关于汽车选择冷冲压还是热冲压的问题在汽车用高强钢应用是持续成分研究者及厂商论辩的焦点，而制约更高强度(1500MPa以上)钢板冷冲压成形应用的一直是较差的延伸率。因此，如何的提高1500MPa钢板的塑性成分推进冷冲压高强钢发展的关键。诸多研究人员认为，将钢板塑性提升至15％以上即可有效解决冷冲压性能差的现状，其原因在于市场应用广泛的DP780钢产品其塑性也仅仅达到16％左右，而DP980钢产品塑性仅为12％。然而，1500MPa级别的力能表征其基体组织基本为全马氏体相，塑性的增强必然要依靠残余奥氏体的引入，依靠室温下亚稳奥氏体在变形过程当中的进行TRIP效应，起到延迟颈缩的作用。
专利文献《抗拉强度1500MPa以上成形性优良的冷轧高强钢及其制造方法》(公开号：CN108018484B)中公开的钢板各组分重量百分比为：C：0.28～0.40％、Si：1.5～2.5％、Mn：2.0～3.0％、Al：0.03～0.06％，(V：0.01～0.2％、Nb：0.01～0.1％、Ti：0.01～0.05％)至少之一，Mn+Cr+Mo≤3.8％、P≤0.02％、S≤0.01％，余量为Fe和其他不可避免杂质。制备方法包括冶炼、热轧、酸洗、冷轧、连续退火工序，采用淬火配分的工艺思路，采用马氏体+奥氏体组织构成制造出抗拉1500MPa以上，延伸率大于12％的冷轧退火钢板。很明显，该产品合金中添加大量的贵重合金Cr及Mo，同时选择性添加Nb、V、Ti等微合金元素，这无限大大提高了的合金成本；此外，该钢C含量已经添加至0.28％以上，这明显严重降低了该钢板电阻点焊性能，影响该钢板的装车使用。
专利文献《一种低碳中锰高残余奥高强韧钢及其热处理方法》(公开号：CN112063931A)公开的高强韧钢成分为C：0.10％～0.25％，Mn：4.0％～8.0％，Al：1.0％～2.5％，余量为Fe及不可避免的夹杂物。该钢板依靠大量奥氏体在变形过程中提供的TRIP效应实现加工硬化的加强，进而得到1500MPa级别钢板。但是，值得注意的是，该钢板添加大量Mn(大于4％)及Al(大于1％)元素，严重提高该产品的冶炼难度，仅适用于实验室研究，目前条件下不具备工业化前景；同时，拉伸曲线存在明显的吕德斯带，严重影响钢板表面质量，不利于冲压应用。
发明内容
本发明的目的在于克服上述问题和不足而提供一种抗拉强度1470MPa以上，适用于冲压成形的热镀锌钢板。
本发明目的是这样实现的：
一种冷冲压用1470MPa级热镀锌钢板，该钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.20％～0.25％，Si：0.5％～1.0％，Mn：2.5％～3.0％，Ti：0.02％～0.03％，Al：0.05％～0.8％，P≤0.01％，S≤0.005％，满足Ceq.＝C+Si/30+Mn/20+2P+4S≤0.45％，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步，所述钢板中还含有Cr：≤0.5％，Ni：≤0.5％，Mo：≤0.5％，Cu：≤0.5％，Nb：≤0.03％，Ca≤0.005％，B≤0.005％。
所述钢板的显微组织为铁素体+回火马氏体+残余奥氏体+贝氏体；所述钢板的显微组织按体积百分比计如下：铁素体≤10％、回火马氏体：75％～83％、残余奥氏体8％～12％。
所述钢板的屈服强度900～1270MPa以上，抗拉强度1470MPa以上，延伸率10％以上，扩孔率30％以上。
钢板成分设计理由如下：
C：C为本发明中重要成元素一。间隙固溶原子C在基体中造成一定晶格畸变，起到固溶强化的作用。在本发明中，C配合Mn元素的添加保证了可工业化的奥氏体化温度，起到促进临界区奥氏体稳定化的作用。此外，对室温组织含有残余奥氏体的钢来说，C元素的添加有效提升配分后残余奥氏体中的C含量，保证其残余奥氏体的相稳定性。在本发明中C含量过低或过高均对最终性能及应用造成一定的影响。若C含量若小于0.2％的，不能保证足够含量室温下残余奥氏体的形成，影响实验钢的塑性；若C含量大于0.25％，将严重影响后续的点焊性能。
Si：Si元素为本发明中的重要元素之一。本身Si固溶于基体里提高基体的强度。此外，Si添加的主要作用在于足够含量的Si添加可以抑制过时效阶段碳化物的形成，避免钢板因碳化物析出降低性能。然而，过高的Si添加将导致镀锌板表面质量差。再者，本发明产品为镀锌产品，较短的过时效时间内回火马氏体回火抗性良好，因此，本发明综合考虑，将Si元素的含量控制为0.5％～1.0％。
Mn：Mn元素为本发明中的重要元素之一。本研究中Mn保证临界区的奥氏体稳定化及冷却过程中过冷奥氏体的稳定性，抑制珠光体的形成；最重要的是足量Mn元素的添加提高钢板的淬透性，保证淬火状态下马氏体的转变量。但是，过多的Mn添加将导致连铸过程中产生严重Mn偏析，同时板坯连铸易发生热裂现象；此外，高Mn的添加也将导致后续焊接阶段碳当量升高，进而恶化焊接性能。因此，本发明钢中Mn含量应控制在2.5％～3.0％。
Al：Al能够抑制碳化物析出，利于残余奥氏体保留，但过量Al添加会给冶炼带来困难，同时会降低钢板强度。本发明中Al含量控制在0.05～0.8％。
Ti：Ti是微合金强化元素。Ti与钢种的杂质元素N结合形成TiN，钢中游离的N原子存在于钢种恶化钢板的韧性，所以TiN的形成起到固N效果；此外，Ti仍与C、N形成Ti(C,N)，起到细化原奥氏体晶粒的作用。但Ti含量添加过多，将导致TiN尺寸过大，恶化钢板性能。因此，钢中Ti至0.02％～0.03％。
P：P元素是钢中的杂质元素，极易偏聚在晶界，钢中P含量较高时，易形成Fe2P颗粒，降低钢的塑性及韧性，因此其含量越低越好。本发明中将P元素含量控制在P≤0.02％。
S：S元素是钢中的杂质元素，易与Mn结合形成MnS夹杂，恶化钢板塑性，因此其含量越低越好。本发明中将S元素含量控制在S≤0.005％。
Cr：Cr元素在本发明中作为Mn元素的补充元素，当Mn含量添加较低时，添加一定含量的Cr元素保证钢板的淬透性，然而过多含量Cr添加将提高淬火阶段马氏体含量过多，影响残余奥氏体保留。因此，Cr含量不宜高于0.5％。
Ni、Mo及Cu：Mo本身为固溶强化元素，可以提高材料淬透性，防止回火脆性，改善材料的疲劳性能；Ni一定程度上提高钢板的抗腐蚀性能。Cu元素本身固溶在奥氏体中可提高钢板的强度。在连退阶段，单质Cu在奥氏体中析出起到一定析出强度作用。Cu的添加对钢板有一定提高耐腐蚀性的作用。此外，Ni和Cu为奥氏体稳定元素，能够促进残余奥氏体保留。Mo、Ni、Cu均为较贵重合金，考虑合金成本问题，控制总添加含量低于0.5％。
Nb：Nb元素在本发明中作为Ti元素的补充元素起到补充析出强化作用的效果。Nb在热轧阶段通过应变诱导析出的方式析出，形成NbC或Nb(C,N)，起到钉扎原始奥氏体晶界进而细化原始奥氏体晶粒的作用。然而，过多Nb添加将导致热轧板厚度提高，导致冷轧难度加大。因此，本发明中Nb元素控制在0.03％。
Ca：可以通过添加适量的Ca控制夹杂物形态，从而改善铸坯钢板质量，因此，本发明Ca≤0.005％。
B：在本发明中B的添加可以补充钢板淬透性，连续退火过程中快冷阶段马氏体的形成。过多的B添加将提高钢板脆性，恶化钢板加工性能，因此，本发明B≤0.005％。
本发明技术方案之二是提供一种冷冲压用1470MPa级热镀锌钢板的制备方法，包括冶炼、铸造、热轧、酸洗、冷轧、合金化镀锌退火、光整；
(1)冶炼、铸造：按照上述化学成分进行冶炼、铸造成楔形铸坯；
(2)热轧：加热温度1230～1280℃，开轧温度1100～1150℃，终轧温度在900℃以上，卷取温度在600～700℃；热轧卷厚度在3.2～3.8mm之间。
加热温度1230～1280℃：对含Ti的高强钢而言，加热温度的控制较为重要，为了达到较为理想的固N效果，通常加热温度控制在1230℃以上。进而保证加热及再结晶区轧制阶段细小TiN或Ti(C,N)析出，起到钉扎晶界，细化原始奥氏体晶粒的效果。
开轧温度1100～1150℃：开轧温度对应的再结晶区轧制区间，在此期间Nb、Ti等微合金元素进行应变诱导析出，形成一定量的Nb(C,N)或Ti(C，N)起到钉扎原始奥氏体晶粒，细化原始奥氏体晶粒的作用。
终轧温度在900℃以上：终轧温度的设定主要是为了保证粗轧及精轧阶段尽快完成，以防止TiN析出物粗化，进而钉扎晶界效果较差。故，本发明终轧温度应控制在900℃以上。
卷取温度：卷取温度设定在600～700℃之间，在本发明产品中卷取温度过低将导致组织中贝氏体或马氏体等硬相组织形成，加大后续冷轧负荷；若卷取温度过高，控冷阶段将形成相当一部分的先共析铁素体进而软化钢板，易在卷取过程中出现“塌卷”现象。
(3)酸洗：热轧卷取后钢表面存在FeO、Fe2O3、Fe3O4等不同存在形式铁皮氧化物，需经酸洗后去除。
(4)冷轧：冷轧产品规格保持在1.5～2.0mm厚，对应该发明产品对应的目标汽车零部件厚度(1.6mm、1.8mm及2.0mm)，轧制压下控制在48％～52％，过低轧制压下率不能保证足够冷轧形变储能，导致连退阶段不充分的铁素体再结晶效果；过高轧制压下大幅度增加冷轧机的负荷，不能保证目标厚度的实现。
(5)合金化镀锌退火：具体包括加热等温、缓冷、快冷、镀锌前调整、镀锌、合金化镀锌；
(a)加热等温：将冷轧后钢板以2～10℃/s升温至850～880℃，等温50～120s；
加热温度850～880℃保证该钢的全奥氏体化行为，进而保证室温组织中的马氏体化基体。若温度过低，将有额外的临界区铁素体形成，降低钢板强度；若温度过高将导致临界区奥氏体晶粒粗化，亦降低钢板强度。等温时间的设定在于：由冷轧组织的纤维化组态通过加热、等温，钢板内组织经过铁素体再结晶-奥氏体形核-奥氏体长大的一些列过程，50s的等温时间保证全奥氏体化的等温阶段组织，然而时间过长将导致奥氏体晶粒的粗化。因此，等温时间设定为50～120s。
(b)缓冷：缓冷温度控制在750～800℃，该缓冷温度区间的选取防止过多铁素体在缓冷阶段析出，降低钢板强度，
(c)快冷及镀锌前调整：将缓冷后钢板以大于30℃/s的冷速快速降至250～300℃，随后以大于10℃/s的加热速度升至450～470℃，镀锌前调整时间为25～35s；
快冷后钢板中显微组织含有75％～83％马氏体，10％～15％的奥氏体。
大于30℃/s的冷速有效的防止的冷却过程中过多取向附生铁素体的形成，降低钢板强度，控制钢板中铁素体含量在10％以下；淬火温度250～300℃保证钢板中含有大于75％马氏体组织，同时保留不低于15％的残余奥氏体，保证钢板的强度及塑性。随后加热速度大于10℃/s，目的在于保证后续调整阶段等温时间；镀锌前调整阶段等温温度，目的在于防止温度过低导致凝锌现象，防止温度过高导致漏镀，锌层稳定性差的现象；调整时间控制在25～35s，目的在于促进该阶段奥氏体富C行为，提高室温残余奥氏体的相稳定性，同时防止时间过长导致马氏体回火软化，碳化物析出，恶化钢板性能。
(d)随后钢板进入锌锅镀锌，镀锌温度为460～470℃，镀锌时间1～2s，随后进入合金化炉进行合金化镀锌，合金化温度550～600℃，合金化镀层中Fe含量重量百分比为7.0％～11.5％。
(e)光整：合金化后钢板经光整机进行光整，光整延伸率为0.1％～0.4％。
最终组织构成：铁素体(≤10％)+回火马氏体(75％～83％)+残余奥氏体(8％～13％)，其余为贝氏体组织。
通过上述方法可以得到钢材其屈服强度900～1270MPa以上，抗拉强度1470MPa以上，延伸率15％，残余奥氏体含量8～13％。
本发明的有益效果在于：
(1)本发明对比其他1500MPa高强钢，合金成本较低，无添加或少添加Cr、Mo、Cu、Ni等贵重合金的。较低的C含量及C当量设计有利于良好电阻点焊性能的获得。
(2)本发明采用淬火配分的工艺思路，采用回火马氏体+残余奥氏体+少量铁素体+少量贝氏体的组织配合，通过大量马氏体形成保证钢板的强度，通过10％以上残余奥氏体的引入保证钢板的塑性。
(3)本发明所涉屈服强度900～1270MPa以上，抗拉强度1470MPa以上，延伸率15％。较高的塑性体现了本发明钢板优异的拉延性能(高于DP980)，适用于冷冲压成形件。提供了1500MPa级别钢板冷冲压的可能性。
附图说明
图1为本发明实施例显微组织图。
图2为本发明实施例1典型奥氏体形貌图。
图3为本发明实施例1典型奥氏体形貌图。
图4为本发明实施例1典型奥氏体形貌图。
具体实施方式
下面通过实施例对本发明作进一步的说明。
本发明实施例根据技术方案的组分配比，进行冶炼、铸造、热轧、酸洗、冷轧、合金化镀锌退火、光整。
(1)热轧：加热温度1230～1280℃，开轧温度1100～1150℃，终轧温度在900℃以上，卷取温度在600～700℃；
(2)冷轧：轧制压下率48％～52％；
(3)合金化镀锌退火：
(a)加热等温：将冷轧后钢板以2～10℃/s升温至850～880℃，等温50～120s；
(b)缓冷：缓冷温度控制在750～800℃；
(c)快冷及镀锌前调整：将缓冷后钢板以大于30℃/s的冷速快速降至250～300℃，随后以大于10℃/s的加热速度升至450～470℃，镀锌前调整时间为25～35s；
(d)随后钢板进入锌锅镀锌，镀锌时间1～2s，随后进入合金化炉进行合金化镀锌，合金化温度550～600℃，合金化镀层中Fe含量重量百分比为7.0％～11.5％；
(e)光整：光整延伸率为0.1％～0.4％。
进一步，所述步骤(3)-(c)快冷及镀锌前调整中，快冷后钢板中显微组织含有75％～83％马氏体，10％～15％的奥氏体。
本发明实施例钢的成分见表1。本发明实施例钢的轧制主要工艺参数见表2。本发明实施例钢热镀锌退火主要工艺参数见表3。本发明实施例钢的显微组织见表4。本发明实施例钢的性能见表5。
表2本发明实施例钢轧制的主要工艺参数
表3本发明实施例钢热镀锌退火主要工艺参数
表4本发明实施例钢的显微组织
实施例
铁素体/％
回火马氏体/％
残余奥氏体/％
贝氏体/％
1
9.3
76.6
9.2
4.9
2
8.4
79.5
8.9
3.2
3
8.7
80.2
9.5
1.6
4
7.3
82.6
11.2
2.9
5
6.7
75.9
8.9
8.5
6
2.9
81.7
10.5
4.9
7
0
82.7
8.2
9.1
8
9.4
75.5
9.9
5.2
9
9.1
75.8
11.7
3.4
10
5.6
80.6
9.9
3.9
11
6.4
80.9
10.8
1.9
12
4.6
82.7
11.5
1.2
13
3.6
75.8
12.9
7.7
14
0
82.8
12.3
4.9
15
0
80.0
10.3
4.7
表5本发明实施例钢性能
实施例
Rp0.2/MPa
Rm/MPa
A80/％
λ/％
1
1127
1494
11.7
33.6
2
1155
1498
11.5
34.5
3
1203
1532
10.6
33.5
4
1174
1518
10.4
34.3
5
1162
1522
11.5
31.3
6
1216
1524
9.3
32.9
7
1231
1532
10.8
32.1
8
1211
1521
10.8
35.7
9
1179
1513
10.5
38.7
10
1153
1515
8.6
31.9
11
1177
1517
10.6
33.9
12
1196
1518
10.2
31.2
13
1222
1533
8.9
37.6
14
1251
1526
9.8
32.5
15
1237
1507
10.1
41.3
由上可知，屈服强度900～1270MPa以上，抗拉强度1470MPa以上，延伸率15％。较高的塑性体现了本发明钢板优异的拉延性能(高于DP980)，适用于冷冲压成形件。提供了1500MPa级别钢板冷冲压的可能性。
为了表述本发明，在上述中通过实施例对本发明恰当且充分地进行了说明，以上实施方式仅用于说明本发明，而并非对本发明的限制，有关技术领域的普通技术人员，在不脱离本发明的精神和范围的情况下，还可以做出各种变化和变型，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内，本发明的专利保护范围应由权利要求限定。
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