一种450MPa级低成本高表面质量的锌铁合金双相钢及其生产方法

技术领域

本发明属于锌铁合金高强钢的制造领域，具体涉及一种450MPa级低成本高表面质量的锌铁合金高强钢及其生产方法。

背景技术

近年来，在生产双相钢的过程中，为了保证高强钢的强度和淬透性，通常会添加较高的Cr、Mo、Nb等合金元素，以得到铁素体+马氏体双相组织。这些合金元素的加入，导致钢材的成本显著增加。

CN 102839329 A公开了一种抗拉强度450MPa级冷轧双相钢及其制造方法，其采用C-Si-Mn-Cr成分体系生产450MPa的双相钢，添加了0.1～0.3％的Cr元素，合金成本较高；其主要工艺流程为炼钢、热轧、酸轧、连退，主要生产连退板，且未对表面质量情况进行描述。

CN 105369135 A公开了一种450MPa级轿车用镀锌双相钢及生产方法，其采用的为C-Mn-Cr-Mo系成分设计，并添加了Nb元素，其Cr元素含量为0.01～1.00％，Mo元素含量0.01～0.30％，Nb元素含量0.001～0.03％，合金添加成本较高。为避免Si元素富集对表面质量的影响，其限定Si含量为≤0.01％。其主要流程为炼钢、热轧、酸轧、镀锌，未涉及后续锌铁合金反应，其表面质量可满足中高级轿车结构件及外覆盖件的表面质量要求。

CN 108754343 A公开了一种450MPa级汽车外板用锌铁合金镀层双相钢钢板及其制造方法，其也采用的为C-Mn-Cr-Mo系成分设计，Cr元素含量为0.20～0.40％，Mo元素含量为0.05～0.20％，合金添加较多，同样为保证表面质量，采用了低Si设计，其工艺流程为炼钢、热轧、酸轧、镀锌、合金化，通过工艺控制，可得到一种抗粉化性能优良、可满足汽车覆盖件表面质量的产品。

在现有450MPa级冷轧热镀锌高强钢的生产技术中，产品通常加入较高的Cr、Mo、Nb等合金元素，以提高淬透性，从而导致产品制造成本升高。另外，在含有高Si的产品生产时，由于成分设计和工艺控制不合理，表面容易产生露镀质量缺陷(如图2左所示)，为保证表面质量，镀锌双相钢均采用低Si设计。但随着钢铁工业的发展，低成本制造已成为每个钢厂的生命线。

发明内容

本发明针对现有技术生产450MPa级锌铁合金双相钢成本高、添加Si元素导致的表面质量差的局限，提供了一种450MPa级低成本高表面质量锌铁合金高强钢及其生产方法。

本发明为解决上述提出的问题所采用的技术方案为：

一种450MPa级低成本高表面质量的锌铁合金高强钢，各化学成分重量百分比为：C：0.06～0.08％，Si：0.20～0.30％，Mn：1.00～1.20％，P≤0.005％，S≤0.003％，Als：0.020～0.070％，同时要求元素质量分数应满足5C≤Si/2+Mn/5≤6C(该公式中C、Si、Mn代表各自的重量百分比)，其余为Fe和不可避免的杂质。

按上述方案，C优选0.065～0.075％，Si优选0.22％～0.28％，Mn优选1.05～1.15％。

本发明还提供一种450MPa级低成本高表面质量的锌铁合金高强钢的生产方法，主要流程包括炼钢→热轧→酸洗+冷连轧→连续退火+热镀锌，其特征在于，

1)按钢的化学成分进行冶炼、连铸成坯；

2)将连铸板坯进行加热，铸坯加热温度为1220～1250℃，加热时间160～220min；

3)热轧：热轧过程控制粗轧温度为1060～1100℃，终轧温度为900～930℃，卷取温度为560～600℃，保证获得均匀的晶粒组织；

4)酸洗冷连轧：酸洗速度120～200m/min，酸液浓度160～220g/L，酸液温度80～90℃；冷轧压下率62～75％；

5)连续退火：连续退火均热温度为760～780℃，快冷温度为480～500℃；

6)热镀锌：带钢入锌锅温度为460～480℃，炉鼻子露点-35～-45℃；锌液温度458～462℃，锌液成分中Al含量质量分数在0.100～0.115％；热镀锌后合金化温度为480～500℃，保温时间10～25s，镀层铁含量控制在9～11wt％；合金化完成后，采用超快速气雾冷却，冷速大于50℃/s；光整延伸率为0.4～0.6％，得到450MPa级低成本高表面质量的锌铁合金高强钢。

按上述方案，热轧步骤中，终轧后采用U型冷却，钢卷头部、尾部卷取温度设定为580～600℃，钢卷中部卷取温度560～580℃。

按上述方案，连续退火加热段的露点在-15～-5℃，实现预氧化。

上述方法生产的450MPa级低成本高表面质量的锌铁合金高强钢，其屈服强度为280～330MPa，抗拉强度为460～510MPa，延伸率A

本发明中各元素的主要机理和作用如下：

C：最有效的强化元素，是马氏体的形成元素，C元素的含量决定了马氏体的形貌及双相钢的强度。同时，由于用于汽车内板及结构件，对材料的成形性能、翻边性能及焊接性能要求较高，因此要求较低的碳含量。同时，在热镀锌时，较高的碳含量也会加速锌铁反应，锌铁合金层变厚会恶化材料的抗粉化性能。因此，综合考虑，将C含量控制在0.06～0.08％。

Si：可固溶在铁素体中，提高产品的强度；同时Si元素可提高C元素的活度，加速先共析铁素体的形成，使未转变的奥氏体进一步富碳，从而提高其淬透性，使双相钢得到所需的双相组织。而且，Si元素可扩大奥氏体区域，有利于后续热处理工艺控制马氏体体积分数及其碳含量，有助于保持双相钢强度和塑性等性能的稳定性。因此，将Si含量控制在0.20～0.30％。

Mn：可固溶于铁素体和奥氏体中，能扩大奥氏体区，使临界温度升高，同时可降低钢的马氏体转变温度，提高钢的淬透性，增加残余奥氏体含量。因此，在保证强度的情况下，将Mn含量控制在1.00～1.20％的较低范围。

同时，由于Si、Mn元素均可影响钢的淬透性，为保证强化效果，要求元素质量分数应满足5C≤Si/2+Mn/5≤6C。当Si/2+Mn/5＜5C时，钢的淬透性不够，造成钢的抗拉强度不足；当Si/2+Mn/5＞6C，过多的Si、Mn元素容易富集在铁素体中，导致双相钢屈服强度偏高，塑性变差。同时，该成分配比可保证钢的贝氏体转变温度在500℃以上，避免在合金化后快速冷却前发生贝氏体相变，从而降低钢的强度和塑性。

P：P是钢中的有害元素，容易在晶界偏析，增加钢板脆性，导致钢板的冲压性能变差，可焊性变差。同时镀锌时，P含量过高，会使镀层形成大量的Γ相，镀层抗粉化能力变差。因此，P含量应尽可能降低。但考虑到P也是一种有效地固溶强化元素，优选地，P≤0.005％。

S：S是钢中的有害元素，当S含量过高时，容易形成MnS夹杂，损害钢板塑性，并造成性能的各向异性。并且随着S含量的提高，钢板的耐蚀性能也将变差。因此，需要合理控制S含量，S含量要小于0.003％。

Al：最有效的脱氧元素。但是，随着Als含量的增加，钢中的夹杂物也会增多，夹杂物尺寸将会变大。因此，应该合理控制Als含量，优选地，Als：0.020～0.070％。

对本发明中主要工艺的理由如下：

之所以采用的较高的加热温度(1220～1250℃)和较高的粗轧温度(1060～1080℃)，是因为配合后续除鳞冷却，可以增加表面氧化铁皮与基体间的内应力，使氧化铁皮更易去除。

之所以选择终轧温度为900～930℃，是因为当终轧温度过低时，热轧温度稍微波动就有可能进入两相区轧制，容易产生混晶组织，组织的不均匀性除了会对力学性能的均匀性产生影响外，也会对镀锌表面的均匀性产生影响。

之所以选择卷取温度为560～600℃，是因为卷取温度过高，会导致晶粒粗大，从而影响组织均匀性。同时，采用U型冷却，可有效保证双相钢头尾性能的均匀性，避免尾部冷却过快导致强度偏高问题。

之所以酸洗速度120～200m/min，酸洗温度要求控制在80～90℃，酸液浓度160～220g/l。是因为这种匹配工艺酸洗质量最好，可以有效去除氧化铁皮。酸洗效果不好，会导致氧化铁皮残留，进而在酸轧过程中压入基体，从而造成漏镀表面缺陷。

之所以冷轧压下率设定为62～75％，是因为这样有利于增加钢中变形储能，降低再结晶温度，改善钢板成形性能。而冷轧压下率过大会导致轧机负荷增大，设备损耗会加大。

之所以连续退火均热温度为760～780℃，是因为在此退火温度下，本发明产品能得到最佳的性能匹配。同时，在较低退火温度下，也会减少Mn元素在钢板表面的富集，从而减少二次氧化物的形成。

之所以快冷温度为480～500℃，是因为保证较高快冷温度可避免双相钢进入贝氏体转变区，从而降低强度。同时，由于成分中添加了Si元素，保证加热段露点为-15～-5℃，是为了实现预氧化，让Si元素在加热段提前在表面氧化，随后进入均热段被氢还原气氛还原成海绵铁，从而提高可镀性，避免Si在均热段外氧化形成SiO

之所以带钢入锌锅温度为460～480℃，是为了防止温度过高造成锌液温度升高，底渣增多造成钢板表面锌渣和沉没辊印缺陷。炉鼻子露点为-35～-45℃，是为了避免锌液面氧化形成悬浮渣，提高表面质量。同时，锌液成分有效Al含量控制范围为0.100～0.115％，这是因为，当锌锅有效铝含量低于0.100％时，基板与镀层直接形成的Fe

之所以合金化温度为480～500℃，保温时间10～25s，镀层铁含量要求控制在10％左右。是因为当合金化温度低于480℃时，镀层较难合金化，镀层含铁量低，在镀层表面容易残留大量的ζ相，产品抗腐蚀性能、焊接性、涂装性能变差；当合金化温度高于500℃，容易形成大量的脆性相Γ，产品抗粉化性能变差。且合金化温度过高，会进入贝氏体相变区，导致钢的强度下降。同时研究表明，当镀层Fe含量在9～11％，其镀层抗粉化性能最佳。

之所以热镀锌合金化完成后，采用超快速气雾冷却，冷速大于50℃/s，是因为较高的冷速有利于马氏体的形成。本发明未添加Cr、Mo、Nb等合金元素，必须最大限度的利用C、Si、Mn元素的淬透性形成马氏体，从而保证双相钢的强度。因此，要求合金化后采用超气雾冷却，并且冷速要大于50℃/s。

之所以选择0.4～0.6％的光整延伸率，是因为可以改善板形和控制带钢表面粗糙度，从而使镀层表面粗糙度控制为0.75～1.5(μm)，以利于汽车内板的涂装。

与现有技术相比，本发明的有益效果是：

(1)本发明仅通过C-Si-Mn成分有效配比及后续工艺优化，有效解决了合金添加不足导致的淬透性问题，所得锌铁合金高强钢产品的屈服强度为280～330MPa，抗拉强度为460～510MPa，延伸率A

(2)本发明提供的450MPa级高表面质量锌铁合金高强钢及其生产方法，尽管添加了较高含量Si元素，但通过后续工艺优化，有效解决了Si元素外氧化形成氧化膜造成的漏镀缺陷，产品表面质量良好。

附图说明

图1为本发明的锌铁合金高强钢的镀层表面形貌；

图2中，左为现有高Si热镀锌高强钢产品的表面漏镀缺陷；右为本发明锌铁合金高强钢的表面。

具体实施方式

为了更好地理解本发明，下面结合实施例进一步阐明本发明的内容，但本发明不仅仅局限于下面的实施例。

实施例

本发明各实施例按照以下生产方法生产450MPa级低成本高表面质量的锌铁合金高强钢，主要流程包括炼钢→热轧→酸洗+冷连轧→连续退火+热镀锌，工艺流程如下：

1)按钢的化学成分进行冶炼、连铸成坯；

2)将连铸板坯进行加热，铸坯加热温度为1220～1250℃，加热时间160～220min；

3)热轧：热轧过程控制粗轧温度为1060～1100℃，终轧温度为900～930℃，卷取温度为560～600℃，保证获得均匀的晶粒组织；

4)酸洗冷连轧：酸洗速度120～200m/min，酸液浓度160～220g/L，酸液温度80～90℃；冷轧压下率62～75％；

5)连续退火：连续退火均热温度为760～780℃，快冷温度为480～500℃；加热段露点为-15～-5℃；

6)热镀锌：带钢入锌锅温度为460～480℃，炉鼻子露点-35～-45℃；锌液温度458～462℃，锌液成分中Al含量质量分数在0.100～0.115％；热镀锌后合金化温度为480～500℃，保温时间10～25s，镀层铁含量控制在9～11wt％；合金化完成后，采用超快速气雾冷却，冷速大于50℃/s；光整延伸率为0.4～0.6％，得到450MPa级低成本高表面质量的锌铁合金高强钢。

对比例1为CN 105369135 A的实施例3，其中N为0.0035％，这是因为CN105369135A要求管控N≤0.005％，本发明对N无需严格管控；对比例2为CN 108754343 A的实施例4。

表1为本发明各实施例及对比例的取值列表，其余为Fe和不可避免的杂质；表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；表3为本发明各实施例及对比例性能检测情况列表。注：表1中X代表Si/2+Mn/5，本发明各实施例均满足5C≤Si/2+Mn/5≤6C。

表1本发明各实施例及对比例化学成分取值列表(wt％)

表2本发明各实施例及对比例工艺参数列表

表2续本发明各实施例及对比例工艺参数列表

表3为本发明各实施例及对比例的性能检测列表

从表3可以看出，本发明生产450MPa级低成本高表面质量的锌铁合金高强钢的力学性能、抗粉化性能优良，与对比例1和对比例2相比，仅添加Si元素，在没添加Cr、Mo、Nb合金元素的前提下，实现了性能的进一步提升，且通过工艺优化，表面性能良好，解决了高Si产品的可镀性，具有明显的进步意义。

从图1可以看出，本发明所述锌铁合金高强钢的镀层表面无明显的微裂纹缺陷，镀层具备合适的强度与塑性，粉化性能良好；由图2可见表面良好，无漏镀缺陷。

通过本发明实施，所生产450MPa级低成本高表面质量的锌铁合金高强钢产品实物性能达到屈服强度为280～330MPa，抗拉强度为460～510MPa，延伸率为32～38％，n值为0.18～0.20，粗糙度为0.7～1.5μm，粉化级别1～3级，表面质量优良，抗粉化性能优良，可满足汽车内板及结构件的生产制造。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明创造构思的前提下，还可以做出若干改进和变换，这些都属于本发明的保护范围。