一种1470MPa级镀锌高强钢及其制备方法

技术领域

本发明属于高强度冷轧钢技术领域，特别涉及一种1470MPa级镀锌高强钢及其制备方法。

背景技术

随着汽车向节能、环保、安全、舒适方向发展，车身在轻量化方向发展的同时，对耐蚀性能和抗冲撞性能的要求也越来越高。加上来自铝、镁、塑料等材料的竞争压力，迫使汽车用钢板向经过涂镀处理的高强化方向发展。随着镀锌超高强钢用途的不断扩大，对性能要求越来越高，不仅要有较高的强度，还要具备良好的成形性，如高延伸率、高屈服、弯曲性、扩孔性等等。

在高强钢中TRIP组织中含有高塑性的铁素体，附近的软相中产生局部应变集中，因而具有低的屈服强度。通过采用平整预屈服或引入析出物，虽然可以减小硬质相和软质相硬度差异，一定程度提高屈服强度，改善钢的局部成形性，但是其本质结构未变，不能彻底解决相变诱导塑性钢的局部成形性，同时还要损失一定的延伸率。因此，如何生产在不损失延伸率情况下具有高屈服强度的超高强钢是一大难题。

发明内容

鉴于上述问题，提出了本发明以便提供一种克服上述问题或者至少部分地解决上述问题的一种1470MPa级镀锌高强钢其制备方法，以解决现有技术中超高强度钢无法同时具有高屈服强度和高延伸率的问题。

第一方面，本发明实施例提供一种1470MPa级镀锌高强钢，所述钢的化学成分以质量分数计为：

C：0.19％～0.22％，Si：1.0％～1.5％，Mn：1.8％～2.5％，Cr：0.3％～0.8％，Mo：0.15％～0.3％，Ti：0.015％～0.03％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe和微量元素。所述钢的金相组织为：硬质贝氏体铁素体和残余奥氏体。

可选的，以体积分数计，所述硬质贝氏体铁素体的含量为90％～95％，所述残余奥氏体为5％～10％。

可选的，所述硬质贝氏体铁素体的晶粒尺寸为0.8μm～1.5μm，所述残余奥氏体的晶粒尺寸为0.1μm～0.3μm。

第二方面，本发明提供了一种1470MPa级镀锌高强钢的制备方法，用于制备第一方面任意一项所述的一种1470MPa级镀锌高强钢，所述方法包括：

获得含有所述化学成分的冷硬卷；

对所述冷硬卷进行升温处理，升温至第一设定温度时，停止升温；

在所述第一设定温度和第一设定时长条件下，对升温处理后的所述冷硬卷进行保温；

在设定冷却速率条件下，对保温后的所述冷硬卷进行降温处理，降温至第二设定温度时，停止降温；

在所述第二设定温度和第二设定时长条件下，对降温处理后的所述冷硬卷进行保温。

可选的，所述第一设定温度的取值为850℃～950℃；和/或

所述设定冷却速率的取值为30℃/s～50℃/s；和/或

所述第二设定温度的取值为250℃～350℃，所述第二设定时长的取值为60s～120s；和/或

所述第一设定时长的取值为60s～150s。

可选的，所述获得含有所述化学成分的冷硬卷，包括：

在设定冷轧压下率条件下，热轧卷通过冷轧，获得含有所述化学成分的冷硬卷；

其中，设定冷轧压下率参数的取值为50％～60％。

可选的，所述在所述第一设定温度和第一设定时长条件下，对升温处理后的所述冷硬卷进行保温，包括：

在所述第一设定温度、第一设定时长和设定气氛条件下，对升温处理后的所述冷硬卷进行保温；

其中，所述设定气氛的参数包括：[O

可选的，所述冷硬卷进行升温处理，升温至第一设定温度时，停止升温，包括：

在第一升温速率条件下，对所述冷硬卷升温至第三设定温度；

在第二升温速率条件下，对具有第三设定温度的所述冷硬卷升温至第四设定温度；

在第三升温速率条件下，对具有第四设定温度的所述冷硬卷升温至第一设定温度时，停止升温。

可选的，所述第一升温速率的取值为8℃/s～12℃/s，所述第三设定温度的取值为200℃～240℃；和/或

所述第二升温速率的取值为3℃/s～8℃/s，所述第四设定温度的取值为640℃～660℃；和/或

所述第三升温速率的取值为1℃/s～3℃/s。

可选的，所述在第二升温速率条件下，对具有第三设定温度的所述冷硬卷升温至第四设定温度，包括：

在所述第二升温速率和设定气氛条件下，对具有第三设定温度的所述冷硬卷升温至第四设定温度；

其中，所述设定气氛的参数包括：[O

本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：

本发明实施例提供的一种1470MPa级镀锌高强钢，其化学成分以质量分数计为：C：0.19％～0.22％，Si：1％～1.5％，Mn：1.8％～2.5％，Cr：0.3％～0.8％，Mo：0.15％～0.3％，Ti：0.015％～0.03％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe和微量元素，通过采用预氧化-高温加热-低温时效加热处理工艺模式，获得90％以上硬质贝氏体铁素体相基体和5％以上硬相间薄膜状残余奥氏体，该组织中细化均匀的硬质相基体提供强度，高碳富集的膜状残余奥氏体提供了钢的延性，而均匀的组织构成提供高屈服强度，使其具备超高强度钢的同时具有高屈服强度和高延伸率。

上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术手段，而可依照说明书的内容予以实施，并且为了让本发明的上述和其它目的、特征和优点能够更明显易懂，以下特举本发明的具体实施方式。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。

图1为本发明实施例提供的1470MPa级镀锌高强钢的显微组织照片。

具体实施方式

下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。

在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。

除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。

本申请实施例的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：

根据本发明一种典型的实施方式，提供一种1470MPa级镀锌高强钢，所述钢的化学成分以质量分数计为：C：0.19％～0.22％，Si：1.0％～1.5％，Mn：1.8％～2.5％，Cr：0.3％～0.8％，Mo：0.15％～0.3％，Ti：0.015％～0.03％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe和微量元素。所述钢的金相组织为：硬质贝氏体铁素体和残余奥氏体。

C是最有效的固溶强化元素，是保证钢硬质相含量的最重要的元素，因此需要把C的重量百分含量控制在0.19％～0.22％以内，过小不能保证硬质相含量，很难达到所需强度，过大会恶化焊接性。

Si是抑制渗碳体析出的重要元素，因此需要把Si的重量百分含量控制在1～1.5％，过小很难抑制渗碳体析出，导致产生少量的残余奥氏体，影响钢的延性，过大会恶化翻边性。

Mn是固溶强化元素同时稳定奥氏体重要元素，因此本发明将Mn的重量百分含量控制在1.8％～2.5％，过小很难保证钢的硬质相，很难达到高强度，过大恶化加工性和焊接性。

Cr是固溶强化元素，是提高淬透性、提高钢板强度。本发明将Cr的重量百分含量控制在0.3％～0.8％，过小很难保证钢的硬质相，很难达到高强度，过大恶化加工性。

Mo是固溶强化元素，是提高淬透性、提高钢板强度，也会促进贝氏体转变。本发明将Mo的质量分数为0.15％～0.3％，过小很难保证钢的硬质相，很难达到高强度，过大恶化加工性。

Ti可以有效细化晶粒，提高钢组织均匀性。本发明控制Ti的质量分数为0.015％～0.03％，过小起不到晶粒细化作用，过大形成钛氧化夹杂物恶化延性。

P容易使钢的可塑性及韧性明显下降，因此含量要求尽可能低，需要控制P的重量百分含量控制在0.01％以下。

S在钢中是有害杂质元素，使钢产生热脆性，降低钢的延展性和韧性，在锻造和轧制时造成裂纹。因此控制S的重量百分含量在0.01％及以下。

N与C一样，也是固溶元素。随着钢中N含量的增加，将导致其冲压加工性能变坏，同时，固溶N是造成镀锌板成品时效的主要原因，特别是对于平整后的应变时效作用，氮的影响尤其大，因此要求N尽量低。对本发明来说，钢中的N含量应控制在0.004％及以下。

作为一种可选的实施方式，以体积分数计，所述硬质贝氏体铁素体的含量为90％～95％，所述残余奥氏体为5％～10％。

在本实施例中，90％～95％体积分数的贝氏体铁素体提供强度，所述硬质贝氏体马氏体相基体若小于90％强度不足，若大于95％，使得残余奥氏体和铁素体不足，可能导致钢的延性较差；5％～10％体积分数的残余奥氏体提供延性，所述残余奥氏体若小于5％延性不足，若大于10％，使得贝氏体铁素体相不足，可能导致钢的强度低。

作为一种可选的实施方式，所述硬质贝氏体铁素体的晶粒尺寸为0.8μm～1.5μm，所述残余奥氏体的晶粒尺寸为0.1μm～0.3μm。

根据本发明另一种典型的实施方式，提供一种1470MPa级镀锌高强钢的制备方法，用于制备第一方面任意一项所述的一种1470MPa级镀锌高强钢，所述方法包括：

获得含有所述化学成分的冷硬卷；

对所述冷硬卷进行升温处理，升温至第一设定温度时，停止升温；

在所述第一设定温度和第一设定时长条件下，对升温处理后的所述冷硬卷进行保温；

在设定冷却速率条件下，对保温后的所述冷硬卷进行降温处理，降温至第二设定温度时，停止降温；

在所述第二设定温度和第二设定时长条件下，对降温处理后的所述冷硬卷进行保温。

作为一种可选的实施方式，所述第一设定温度的取值为850℃～950℃；和/或

所述设定冷却速率的取值为30℃/s～50℃/s；和/或

所述第二设定温度的取值为250℃～350℃，所述第二设定时长的取值为60s～120s；和/或

所述第一设定时长的取值为60s～150s。

在本实施例中，第一设定温度的加热温度小于850℃不能保证奥氏体含量，导致后续相变过程中不能得到所需的硬质相，若大于950℃，则会获得全奥氏体，导致后续相变过程中获得全硬质相，不能获的软质相铁素体，影响延伸率。设定冷却速率的取值为30℃/s～50℃/s，当冷速速率小于30℃/s出现大量铁素体转变很难保证钢的硬质相，很难达到高强度，大于50℃/s导致全部硬质相，很难保证所需的延伸率。第二设定温度的取值为250℃～350℃，所述第二设定时长的取值为60s～120s；和/或若时效温度低于250℃没有时效效果，影响钢的局部成形性，若时效温度高于350℃影响硬质相形成或导致渗碳体析出，影响强度。若时效时间小于60s同样不能保证时效效果，影响局部成形性，若大于120s导致渗碳体析出。第一设定时长的取值为60s～150s。加热时间若小于60s不能使原奥氏体组织均匀化，若加热时间大于120s使原奥氏体晶粒粗化，影响钢的性能。

作为一种可选的实施方式，所述获得含有所述化学成分的冷硬卷，包括：

在设定冷轧压下率条件下，热轧卷通过冷轧，获得含有所述化学成分的冷硬卷；

其中，设定冷轧压下率参数的取值为50％～60％。

在本实施例中，冷轧压下率低于50％会影响后续退火板再结晶和相变，若大于60％则会给轧制带来轧制困难。

作为一种可选的实施方式，所述在所述第一设定温度和第一设定时长条件下，对升温处理后的所述冷硬卷进行保温，包括：

在所述第一设定温度、第一设定时长和设定气氛条件下，对升温处理后的所述冷硬卷进行保温；

其中，所述设定气氛的参数包括：[O

在本实施例中，[O

作为一种可选的实施方式，所述冷硬卷进行升温处理，升温至第一设定温度时，停止升温，包括：

在第一升温速率条件下，对所述冷硬卷升温至第三设定温度；

在第二升温速率条件下，对具有第三设定温度的所述冷硬卷升温至第四设定温度；

在第三升温速率条件下，对具有第四设定温度的所述冷硬卷升温至第一设定温度时，停止升温。

作为一种可选的实施方式，所述第一升温速率的取值为8℃/s～12℃/s，所述第三设定温度的取值为200℃～240℃；和/或

所述第二升温速率的取值为3℃/s～8℃/s，所述第四设定温度的取值为640℃～660℃；和/或

所述第三升温速率的取值为1℃/s～3℃/s。

作为一种可选的实施方式，所述在第二升温速率条件下，对具有第三设定温度的所述冷硬卷升温至第四设定温度，包括：

在所述第二升温速率和设定气氛条件下，对具有第三设定温度的所述冷硬卷升温至第四设定温度；

其中，所述设定气氛的参数包括：[O

下面将结合实施例、对照例及实验数据对本申请的一种1470MPa级镀锌高强钢及其制备方法进行详细说明。

本发明实施例提供的一种1470MPa级镀锌高强钢的生产方法，包括如下步骤：

化学成分以质量分数计为：C：0.19％～0.22％，Si：1～1.5％，Mn：1.8％～2.5％，Cr：0.3％～0.8％，Mo：0.15％～0.3％，Ti：0.015％～0.03％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe和微量元素。

步骤S1：将含有上述化学成份的钢水通过冶炼后连铸获得板坯；所述冶炼过程中，转炉终点目标温度为1650～1670℃。在出钢过程中，加入渣料，具体是加入渣料白灰200-800kg，预熔渣0-1000kg，萤石0-400kg，出钢前期就开始随钢流加入渣料，出钢量达到1/5前加入所有渣料，出钢下渣量≤80mm，出钢时间≥4分钟。

步骤S2：将所述板坯进行加热，再经过粗轧、精轧获得热轧板，然后将所述热轧板进行层流冷却，冷却后卷取成热轧卷；所述板坯的加热温度为1220～1280℃；所述精轧的终轧温度为870～920℃；所述热轧板卷取温度为550～620℃。其中，采用低温卷取，使得热轧板头尾和宽度方向边中具有均匀的组织性能，避免接下来后续冷硬板性能波动。此外，采用低温卷取，避免晶界氧化使获得具有良好表面的热轧原料。

步骤S3：将所述热轧卷通过冷轧获得冷硬卷；所述热轧卷通过冷轧时，冷轧压下率为50％-60％，以利于冷轧工艺的进行。

步骤S4：将所述冷硬卷经过连续退火处理获得带钢。

步骤S5：将所述带钢经平整后卷取成成品。

其中，步骤S4将所述冷硬卷经过连续退火处理获得带钢包括：

步骤S41：将所述冷硬卷首先加热至220℃实现预热获得带钢，其加热速度8℃/s～12℃/s；该过程中，冷变形的铁素体发生回复。

步骤S42：将所述预加热钢带加热至640℃～660℃实现氧化获得带钢，其加热速度3℃/s～8℃/s；该过程中实现预氧化，其中O

步骤S43：将所述经过预热的带钢进一步加热到850℃～950℃，其加热速度为1℃/s～3℃/s；该过程实现冷轧铁素体组织的再结晶，并且珠光体先转变为奥氏体并向铁素体长大。

步骤S44：将所述经过进一步加热后的带钢在850℃～950℃温度范围内保温60s～150s，该过程实现全或部分奥氏体化，获得更多的奥氏体量。同时，在O

步骤S45：经吹气快冷却至时效温度250℃～350℃，温度范围内保温60s～120s，获得退火带钢；该过程中，得到一定比例的贝氏体马氏体和未转变奥氏体，通过保温使C、Mn等元素进一步向奥氏体中聚集；

步骤S45：将所述退火带钢经过感应加热加热至镀锌温度450℃～460℃，镀锌结束后经历气刀吹刮冷却至420℃～430℃；该过程中，通过快速感应加热尽量减少带钢在均衡段，炉鼻子和锌锅中的逗留时间，避免在高温下部分奥氏体分解。

步骤S46：经过气刀到顶辊之间的前端空冷配合后端风冷最后冷却至250℃～300℃，冷却速度为6℃/s～9℃/s；该过程中，部分少量奥氏体相转变为马氏体相。

实施例1

化学成分满足：C：0.19％～0.22％，Si：1～1.5％，Mn：1.8％～2.5％，Cr：0.3％～0.8％，Mo：0.15％～0.3％，Ti：0.015％～0.03％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe和微量元素。将满足上述成分的板坯进行加热，再经过粗轧、精轧获得热轧板，然后将所述热轧板进行层流冷却，冷却后卷取成热轧卷，其中，板坯的加热温度为1220℃，精轧的终轧温度为870℃，热轧板卷取温度为550℃。将热轧卷通过冷轧获得冷硬卷，冷轧压下率为50％，将冷硬卷经过连续退火处理获得带钢，退火处理中，带钢经过预热后进一步加热到850℃，其加热速度为1.5℃/s，将加热后的带钢在850℃的温度范围内保温120s，经吹气快冷却至时效温度250℃，在此温度范围内保温120s，获得退火带钢。

实施例2

化学成分满足：C：0.19％～0.22％，Si：1～1.5％，Mn：1.8％～2.5％，Cr：0.3％～0.8％，Mo：0.15％～0.3％，Ti：0.015％～0.03％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe和微量元素。将满足上述成分的板坯进行加热，再经过粗轧、精轧获得热轧板，然后将所述热轧板进行层流冷却，冷却后卷取成热轧卷，其中，板坯的加热温度为1220℃，精轧的终轧温度为870℃，热轧板卷取温度为550℃。将热轧卷通过冷轧获得冷硬卷，冷轧压下率为50％，将冷硬卷经过连续退火处理获得带钢，退火处理中，带钢经过预热后进一步加热到880℃，其加热速度为4℃/s，将加热后的带钢在880℃的温度范围内保温120s，经吹气快冷却至时效温度280℃，在此温度范围内保温100s，获得退火带钢。

实施例3

化学成分满足：C：0.19％～0.22％，Si：1～1.5％，Mn：1.8％～2.5％，Cr：0.3％～0.8％，Mo：0.15％～0.3％，Ti：0.015％～0.03％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe和微量元素。将满足上述成分的板坯进行加热，再经过粗轧、精轧获得热轧板，然后将所述热轧板进行层流冷却，冷却后卷取成热轧卷，其中，板坯的加热温度为1280℃，精轧的终轧温度为920℃，热轧板卷取温度为620℃。将热轧卷通过冷轧获得冷硬卷，冷轧压下率为60％，将冷硬卷经过连续退火处理获得带钢，退火处理中，带钢经过预热后进一步加热到910℃，其加热速度为3℃/s，将加热后的带钢在910℃的温度范围内保温100s，经吹气快冷却至时效温度320℃，在此温度范围内保温80s，获得退火带钢。

实施例4

化学成分满足：C：0.19％～0.22％，Si：1～1.5％，Mn：1.8％～2.5％，Cr：0.3％～0.8％，Mo：0.15％～0.3％，Ti：0.015％～0.03％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe和微量元素。将满足上述成分的板坯进行加热，再经过粗轧、精轧获得热轧板，然后将所述热轧板进行层流冷却，冷却后卷取成热轧卷，其中，板坯的加热温度为1280℃，精轧的终轧温度为920℃，热轧板卷取温度为620℃。将热轧卷通过冷轧获得冷硬卷，冷轧压下率为60％，将冷硬卷经过连续退火处理获得带钢，退火处理中，带钢经过预热后进一步加热到950℃，其加热速度为2℃/s，将加热后的带钢在950℃的温度范围内保温80s，经吹气快冷却至时效温度350℃，在此温度范围内保温60s，获得退火带钢。

对比例1

化学成分满足：C：0.19％～0.22％，Si：1～1.5％，Mn：1.8％～2.5％，Cr：0.3％～0.8％，Mo：0.15％～0.3％，Ti：0.015％～0.03％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe和微量元素。将满足上述成分的板坯进行加热，再经过粗轧、精轧获得热轧板，然后将所述热轧板进行层流冷却，冷却后卷取成热轧卷，其中，板坯的加热温度为1220℃，精轧的终轧温度为870℃，热轧板卷取温度为550℃。将热轧卷通过冷轧获得冷硬卷，冷轧压下率为50％，将冷硬卷经过连续退火处理获得带钢，退火处理中，带钢经过预热后进一步加热到800℃，其加热速度为3℃/s，将加热后的带钢在800℃的温度范围内保温100s，经吹气快冷却至时效温度350℃，在此温度范围内保温150s，获得退火带钢。

本发明各实施例退火处理中的工艺关键参数具体如表1所示。

表1

相关实验：

将实施例1-4和对比例1制得的钢进行性能检测，测试结果如表2所示。

相关测试方法：

金相组织类型及其含量的测试通过EBSD分析。

金相组织粒径的测试方法为GB6394-86金相方法。

力学性能的测试方法为GB/T228—2002《金属材料室温拉伸试验方法》。

本发明实施例得到1470MPa级镀锌高强钢的组织是细小板条贝氏体铁素体硬质基体，薄膜状残余奥氏体，回火马氏体混合组织。本发明获得的连退高强钢的力学性能见表2。

表2

从表2可以看出，本发明实施例提供的一种1470MPa级镀锌高强钢的生产方法，获得的1470MPa级镀锌贝氏体基体相变诱发塑性钢相比于对比例传统相变诱发塑性钢具有高的屈服强度和延伸率。抗拉强度大于1470MPa，屈服强度大于1000MPa，A50延伸率大于10％。

本发明提供的一种1470MPa级镀锌高强钢的生产方法，采用预氧化-高温加热-低温时效工艺模式，获得板条贝氏体铁素体硬质基体，薄膜残余奥氏体为主的混合组织的高强钢。该组织类型不同于铁素体软质相为基体，主要为板条或膜状细小组织，块状组织很少，整体组织比较均匀细化，不会引起局部应变集中。该组织中硬质相基体提供强度，残余奥氏体TRIP效应提供了钢的延性，而细小均匀的组织构成提供匹配的高的屈服强度和延伸率。根据本发明，能够获得1470MPa级镀锌高强钢，使得满足汽车零部件对加工性能的特殊要求。

最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。

尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。

显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。