高塑性耐疲劳的冷轧热镀锌dh1180钢板及制备方法
技术领域
本发明属于金属材料
技术领域
，涉及一种1180MPa级超高强、高塑、耐疲劳性能的冷轧热镀锌DH钢及其制备方法。背景技术
近些年来，随着汽车行业对材料的成形性能指标要求越来越高，传统双相钢已难以满足复杂冲压件对高拉延性的要求，而TRIP钢由于高合金含量带来昂贵的生产成本而限制了其广泛使用。应运而生的DH钢由于在传统双相钢中引入一定量的残余奥氏体，通过TRIP效应使材料表现出优异的成形性能，可以显著克服DP钢和TRIP钢在上述应用过程中存在的不足，DH钢俨然成为目前汽车用钢开发领域研究热点之一。然而，在超高强度钢关键零部件的服役过程中经常承受循环载荷作用，致使局部载荷高于材料屈服强度而出现疲劳失效现象。由于该现象严重影响到零部件的正常服役，超高强度钢的疲劳失效问题受到制造商和用户们极大的关注。基于上述研究现状，急需解决超高强度级别汽车用钢的成形性能差和疲劳失效问题，因此，本发明旨在开发出一种1.2GPa级别新型的、高塑性且耐疲劳的超高强冷轧热镀锌汽车用钢。
专利文献CN 108642379 A公开了一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢及其制备方法，其主要化学成分为：C:0.09-0.13％，Si:0.1-0.4％，Mn:2.0-2.6％，P：≤0.01％，S：≤0.01％，Al：0.02-0.06％，Cr：0.3-0.6％，Mo：0.1-0.3％，Nb：0.01-0.04％，Ti：0.01-0.04％，B：0.001-0.003％，其余为Fe及不可避免杂质。该发明采用冷轧-连退的生产工艺，生产出强度级别1200MPa级冷轧双相钢，产品延展性能非常差，其断后延伸率仅为7％左右，在实际应用过程中极易出现冲压开裂等成形问题和疲劳失效等服役风险。
专利文献CN 109207841 A公开了一种低成本高成型性1180MPa级冷轧退火双相钢板及其制造方法，其主要化学成分为：C：0.1％～0.125％，Si：0.4％～0.8％，Mn：2.6％～2.9％，Al：0.01％～0.05％，Nb：0.01～0.03％，Ti：0.01～0.03％，余量为Fe和其他不可避免杂质。该发明采用冷轧-连退的生产工艺，生产出强度级别1200MPa级冷轧双相钢塑性较差，难以满足复杂零部件冲压成形和长寿命高可靠性服役等需求。
发明内容
针对以上现有技术问题，本发明旨在开发出提供具有优异的综合性能的高塑性耐疲劳的冷轧热镀锌DH1180钢板及其制备方法。
本发明目的是这样实现的：
一种高塑性耐疲劳的冷轧热镀锌DH1180钢板，该钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.16％～0.25％，Mn：1.8％～2.6％，Si：0.2％～0.8％，Al：0.50％～1.5％，Cr:0.10％～0.60％，Cu:0.10％～0.70％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.003％，Nb：0.005％～0.15％，V：0.005％～0.15％，Ti：0.005％～0.15％，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步，所述钢板中1.0％≤Si+Al≤2.0％，Al:Si＝(1～3):1。
进一步，所述钢板的显微组织为铁素体+马氏体+残余奥氏体+少量贝氏体组织，钢板组织按体积百分比计如下：铁素体10％～35％、马氏体40％～80％、残余奥氏体3％～12％和贝氏体3％～15％；所述残余奥氏体形态为块状，晶粒尺寸在0.05μm～0.5μm之间，分布于马氏体/铁素体界面处和铁素体内部。
钢材屈服强度为850～1100MPa，抗拉强度1180～1300MPa，A80断后伸长率≥14％，扩孔率≥20％；疲劳极限强度≥600MPa；满足汽车的高强度、高塑性、高扩孔和耐疲劳性能的要求。
本发明合金设计的理由如下：
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，不但增加成本还容易出现疲劳失效风险。因此，本发明中将C元素的含量控制为0.16％～0.25％。
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，且生产成本上升，不利于工业化生产。因此，本发明中将Mn元素含量控制为1.8％～2.6％，以此保证本发明钢中含有不高于10％比例的残余奥氏体。
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，容易在钢板表面形成致密的Mn2SiO4氧化层，降低钢板的镀锌表面质量。因此，本发明中将Si元素的含量控制为0.2％～0.8％。
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元素含量过高，不仅会提高生产成本，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0.50％～1.5％。另外，本发明通过Si和Al之间协同作用来显著提高产品的延展性能和耐疲劳性能，一方面控制Si+Al百分含量，本发明将Si+Al百分含量控制在1.0％～2.0％；另一方面限定Al/Si质量百分数比为：Al:Si＝1:1～3:1之间。
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来改善产品成形和延展性能，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0.10％～0.60％。
Cu：Cu元素为固溶强化元素，不仅可以提高钢的淬透性，还可以有效提高奥氏体热力学稳定性，有助于形成室温下稳定残余奥氏体，进而提高材料塑性和耐疲劳性能；但考虑到铜元素成本昂贵，本发明将Cu元素含量的范围控制在0.10％～0.70％。
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≤0.01％。
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≤0.01％。
N：N元素容易与Ti反应析出TiN大颗粒，在变形过程中充当裂纹源，对抗氢脆性能不利，因而要严格控制钢中N元素含量。本发明将N含量控制在N≤0.003％。
Nb：微合金元素Nb与碳、氮形成化合物，有助于延迟热轧过程中材料的再结晶，具有细化晶粒尺寸，并显著改善材料的强韧性和抗疲劳失效作用，在本发明中，将Nb元素含量控制在0.005％～0.15％。
V：微合金化元素钒主要以VC形式存在，通过细晶强化和弥散强化来提高材料的强度和耐疲劳性能，在热镀锌退火加热过程中，未溶解VC颗粒可以钉扎铁素体晶界，从而起到细化晶粒的作用；退火温度增加至两相区时，VC溶解温度较低，故充分溶解于基体中，同时固溶C原子向奥氏体中富集以提高其稳定性；在退火过程中，铁素体中的VC将重新析出，从而生产明显的沉淀强化。因此，在本发明中，将V元素含量控制在0.005％～0.15％。
Ti：少量添加Ti元素可以细化晶粒尺寸，析出物可以钉扎位错起到延缓裂纹源的扩展作用，并显著改善材料的强韧性能，在本发明中，将Ti元素含量控制在0.005％～0.15％。
本发明还提供了高塑性耐疲劳的冷轧热镀锌DH1180钢板的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：冶炼、中薄板坯连铸、热连轧、酸洗冷轧、连续热镀锌。该制备工艺的具体步骤如下：
(1)冶炼：通过转炉进行冶炼，得到按质量百分比计，满足下述成分要求的钢水，C：0.16％～0.25％，Mn：1.8％～2.6％，Si：0.2％～0.8％，Al：0.50％～1.5％，Cr:0.10％～0.60％，Cu:0.10％～0.70％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.003％，Nb：0.005％～0.15％，V：0.005％～0.15％，Ti：0.005％～0.15％，余量为Fe和不可避免的杂质，钢水温度在1600～1700℃之间。
(2)中薄板坯连铸：浇铸温度在1550～1600℃，连铸坯厚度在110～150mm之间。
(3)热连轧：铸坯入炉温度在450～700℃之间，加热温度在1170～1300℃之间，开轧温度在1020～1160℃之间，终轧温度在900℃以上，卷取温度在600～700℃之间；热轧卷厚度在2～4mm之间。
热轧态钢板显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体+渗碳体，钢板组织按体积百分比计：铁素体30％～60％、珠光体20％～50％、贝氏体5％～20％和渗碳体1％～5％；热轧产品晶粒度为6.0级以上。
(4)酸洗冷轧：冷轧前钢卷通过酸液去除表面的氧化铁皮，冷轧压下率为40％～70％。压下率过高，会导致变形抗力过大，难以轧制到目标厚度；压下率过低，会导致冷轧钢板的延伸率下降。
(5)热镀锌：预热温度控制在300～550℃之间，退火温度为780～880℃，退火时间在30～300s之间，缓冷至700～760℃；之后快速冷却，快速冷却速率大于30℃/s，快冷温度至450～470℃，镀锌温度为450～470℃，镀锌结束后带钢先气刀冷却到400～420℃，随后采用风冷冷却，冷却塔顶辊温度控制在250～300℃；
退火温度为780～880℃，若退火温度过高，由于奥氏体化趋于完全而铁素体比例不足，将降低钢材的延展性；如果退火温度过低，最终材料的软相铁素体比例过高会大幅降低材料的强度。退火时间为30～300s，若退火时间过长，会导致钢板晶粒粗大，退火时间过短，钢板来不急完成退火和再结晶过程，导致钢板伸长率下降；快冷温度为450～470℃，接近锌锅温度便于进行镀锌，出锌锅后带钢冷却至400～420℃，保证锌层表面正常凝固，防止锌液流动；冷却塔顶辊温度控制在250～300℃，可以使锌层凝固完全，避免其粘辊而影响镀层质量。
(6)光整：光整延伸率控制在0.3～0.7％范围内。
冷轧热浸镀锌后产品的显微组织为铁素体+马氏体+余奥氏体+少量贝氏体组织，钢板组织按体积百分比计如下：铁素体10％～35％、马氏体40％～80％、残余奥氏体3％～12％和贝氏体3％～15％；同时，本发明产品中残余奥氏体形态为块状，晶粒尺寸在0.05μm～0.5μm之间，主要分布于马氏体/铁素体界面处和铁素体内部。
通过上述方法可以得到屈服强度为850～1100MPa，抗拉强度1180～1300MPa，A80断后伸长率≥14％，扩孔率≥20％；疲劳极限强度≥600MPa的冷轧热镀锌DH1180钢板。
本发明的有益效果在于：
(1)本发明采用转炉冶炼—中薄板坯连铸—热连轧—酸洗冷轧—连续热浸镀锌的生产工艺，在传统的冷轧热镀锌双相钢产线上即可实现DH1180热镀锌产品的工业化生产，具有成本低，不需要添加新的生产设备，生产工艺稳定的优点。
(2)本发明生产的DH1180热浸镀锌产品是在传统冷轧热浸镀锌双相钢的基础上引入了残余奥氏体及少量贝氏体，在相变诱导塑性(TRIP)效应辅助和贝氏体协调变形耦合作用下实现焊接性能优良和高强高塑性的特点。
(3)本发明生产的DH1180热浸镀锌产品可实现纵向取样屈服强度为850～1100MPa，抗拉强度1180～1300MPa，A80断后伸长率≥14％，扩孔率≥20％，厚度规格为0.8～1.6mm，疲劳极限强度≥600MPa。
(4)成品钢板的组织按体积百分比计，包含10％～35％铁素体，40％～80％马氏体，3％～12％残余奥氏体，3％～15％贝氏体。
(5)本发明产品中残余奥氏体形态为块状，晶粒尺寸在0.05um～0.5um之间，主要分布于马氏体/铁素体界面处和铁素体内部。
附图说明
图1为实施例1钢板的金相显微组织；
图2为实施例1工程应力应变曲线。
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、中薄板坯连铸、热连轧、酸洗冷轧、连续热镀锌。
(1)冶炼：转炉冶炼钢水温度在1600～1700℃之间；
(2)中薄板坯连铸：浇铸温度1550～1600℃，连铸坯厚度110～150mm；
(3)热连轧：铸坯入炉温度450～700℃，加热温度1170～1300℃，开轧温度1020～1160℃，终轧温度900℃以上，卷取温度600～700℃；热轧态钢板显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体+渗碳体，钢板组织按体积百分比计：铁素体30％～60％、珠光体20％～50％、贝氏体5％～20％和渗碳体1％～5％；热轧产品晶粒度为6.0级以上。
(4)酸洗冷轧：冷轧压下率为40％～70％；
(5)热镀锌：预热温度控制300～550℃，退火温度780～880℃，退火时间30～300s，缓冷至700～760℃；之后快速冷却，快速冷却速率大于30℃/s，快冷温度至450～470℃，镀锌温度450～470℃，镀锌结束后带钢先冷却到400～420℃，随后采用风冷冷却，冷却塔顶辊温度控制在250～300℃；
(6)光整：光整延伸率0.3％～0.7％。
本发明实施例钢的成分见表1。本发明实施例钢连铸和热轧的主要工艺参数见表2。本发明实施例钢连续热镀锌的主要工艺参数见表3。本发明实施例钢的组织见表4。本发明实施例综合性能见表5。
表1本发明实施例钢的成分(wt％)
实施例
C
Mn
Si
Al
Cr
Cu
P
1
0.21
2.35
0.48
0.57
0.26
0.35
0.004
2
0.22
2.16
0.36
0.84
0.36
0.22
0.003
3
0.19
2.44
0.65
0.76
0.26
0.51
0.004
4
0.20
2.18
0.35
0.83
0.45
0.18
0.005
5
0.24
2.06
0.29
0.78
0.16
0.63
0.005
6
0.16
2.35
0.46
1.15
0.56
0.38
0.004
7
0.25
1.85
0.35
0.88
0.15
0.24
0.006
8
0.18
2.54
0.78
0.85
0.37
0.62
0.002
9
0.19
2.47
0.62
0.66
0.28
0.37
0.004
10
0.21
2.22
0.65
0.72
0.45
0.22
0.001
11
0.20
2.31
0.58
0.87
0.18
0.30
0.003
12
0.17
1.98
0.64
1.34
0.25
0.24
0.004
13
0.23
2.02
0.41
1.08
0.14
0.42
0.001
14
0.18
2.48
0.62
1.16
0.25
0.55
0.003
15
0.19
2.30
0.74
1.22
0.52
0.17
0.004
实施例
S
N
Nb
V
Ti
Si+Al
Al:Si
1
0.003
0.001
0.012
0.065
0.005
1.05
1.19
2
0.002
0.002
0.086
0.025
0.013
1.20
2.33
3
0.001
0.001
0.022
0.008
0.122
1.41
1.17
4
0.003
0002
0.016
0.116
0.023
1.18
2.37
5
0.003
0.002
0.015
0.055
0.111
1.07
2.69
6
0.005
0.001
0.095
0.007
0.024
1.41
2.50
7
0.002
0.001
0.013
0.127
0.008
1.23
2.51
8
0.003
0.002
0.105
0.044
0.052
1.63
1.09
9
0.003
0.001
0.016
0.020
0.044
1.28
1.06
10
0.002
0.001
0.008
0.009
0.120
1.37
1.11
11
0.005
0.001
0.106
0.024
0.042
1.45
1.50
12
0.004
0.002
0.038
0.066
0.034
1.68
2.09
13
0.005
0.001
0.079
0.007
0.076
1.49
2.63
14
0.003
0.002
0.054
0.028
0.022
1.78
1.87
15
0.005
0.002
0.035
0.088
0.008
1.96
1.65
表2本发明实施例钢连铸和热轧的主要工艺参数
表3本发明实施例钢连续热镀锌的主要工艺参数
表4本发明实施例钢的组织
表5本发明实施例综合性能
注：1180MPa级别高强钢疲劳强度σ-1＝(屈服强度+抗拉强度)*0.23＝(850+1180)*0.23＝467MPa；如果高强钢的实测高周疲劳极限强度远高于σ-1,则说明该材料抗疲劳性能优异。
由上述实施例可见，本发明冷轧热镀锌DH1180钢板性能满足屈服强度为850～1100MPa，抗拉强度1180～1300MPa，A80断后伸长率≥14％，扩孔率≥20％，厚度规格为0.8～1.6mm，疲劳极限强度≥600MPa；满足汽车用钢的高强度、高塑性、高扩孔率和耐疲劳等性能要求。
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。
