本發(fā)明涉及一種汽車用鋼及生產(chǎn)方法，具體屬于一種抗拉強度≥780mpa的合金化熱鍍鋅鋼及生產(chǎn)方法。

背景技術(shù)：

目前，高端汽車用鋼向高強鋼方向發(fā)展已經(jīng)成為必然趨勢。雙相鋼作為其中一員具有低屈服強度、高抗拉強度和良好塑性相結(jié)合的優(yōu)勢，因此成為高端汽車用鋼的首選，其使用量預(yù)計在汽車用先進高強鋼中占比將超過75%。與普通冷軋鋼相比，鍍鋅雙相鋼還具有優(yōu)秀的抗腐蝕性能，保證高端汽車具有良好的耐銹蝕穿孔能力，目前主要用于高端汽車的結(jié)構(gòu)件和加強件，高表面質(zhì)量的鍍鋅雙相鋼還可應(yīng)用于汽車覆蓋件。合金化工藝是在鋼板鍍鋅過后，將其置于保溫爐中加熱，使鋅鐵原子發(fā)生進一步擴散，最終獲得鋅-鐵合金鍍層。與純鋅鍍層相比，鋅-鐵合金鍍層的標準電極電位更高，但仍然低于鐵，故具有更好的抗腐蝕性能，并且合金化鍍層具有更好的焊接性能和涂裝性能，因此，高強度合金化熱鍍鋅鋼在汽車市場具有十分廣闊的前景。

目前，450mpa抗拉強度級別以下的合金化熱鍍鋅鋼的生產(chǎn)技術(shù)已經(jīng)相對成熟，然而，隨著強度級別的提升，合金化熱鍍鋅鋼的生產(chǎn)會遇到許多瓶頸，如：鋼基表面漏鍍和合金化后鋼板力學(xué)性能不達標。表面漏鍍是由于為了提高鋼基強度，通常會增加合金元素mn、si和cr的使用量，這些合金元素在退火過程中發(fā)生表面偏聚，并氧化形成氧化物顆粒和氧化膜，影響表面浸潤性，造成漏鍍；鋼板力學(xué)性能不達標是由于在傳統(tǒng)合金化工藝中，合金化溫度在500℃以上，隨著合金化時間延長，鋼基中馬氏體不斷分解并部分轉(zhuǎn)化為貝氏體，馬氏體體積分數(shù)的減少導(dǎo)致合金化熱鍍鋅鋼的力學(xué)性能下降，強度越高，這種下降趨勢越明顯，并且，退火后的冷卻速率過慢，會導(dǎo)致珠光體和貝氏體的出現(xiàn)，降低了馬氏體含量，使鋼板達不到預(yù)期強度值。

另外，從現(xiàn)有技術(shù)來看，所使用的熱鍍鋅鋼的基板，均含有nb元素與c、n進行進行結(jié)合。之所以加nb，是大家認為nb是強烈的碳、氮化合物形成元素，在鋼中主要以nb(c、n)形式存在，阻止奧氏體晶粒的長大，最終使鐵素體晶粒尺寸變小，細化組織，從而達到強化鋼基的目的，并認為如果加入元素ti，會在奧氏體化的過程中形成的tio2和tin含量高且分布不均勻，導(dǎo)致降低鋼的純凈度和表面質(zhì)量，且提高生產(chǎn)成本。

如經(jīng)初步檢索：中國專利申請?zhí)枮閏n201610541224.2、cn201510968633.6和cn201110103623.8的文獻，分別公開了“一種800mpa級低碳熱鍍鋅雙相鋼及其制備方法”、“一種800mpa級轎車用鍍鋅雙相鋼及生產(chǎn)方法”和“一種抗拉強度大于780mpa的熱鍍鋅鋼板及其制造方法”，均為780mpa級鍍鋅雙相鋼，其均存在鋅液中的al元素含量較高，因而不適合生產(chǎn)合金化熱鍍鋅雙相鋼板，也并未針對解決鋼基表面可鍍性問題提出解決方案。同時文獻中均采用nb和v細化晶粒，提高鋼基強度，生產(chǎn)成本較高。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的在于克服現(xiàn)有技術(shù)中存在的高強鋼可鍍性差和力學(xué)性能不達標的不足，提供一種在保證抗拉強度≥780mpa、屈服強度≥480mpa，延伸率≥17%的條件下，使n值≥0.13，通過降低mn、si和cr的添加量，使鋼板表面具有良好可鍍性及鍍層結(jié)構(gòu)性能，還使合金量少用不低于5%的抗拉強度≥780mpa的合金化熱鍍鋅鋼及生產(chǎn)方法。

實現(xiàn)上述目的的措施：

一種抗拉強度為≥780mpa的鋅鐵合金熱鍍鋅板，其組分及重量百分比含量為：c：0.080～0.100%，mn：1.85～1.95%，si：0.010～0.020%，cr：0.35～0.40%，mo：0.20～0.30%，p≤0.01%，s≤0.006%，al：0.04～0.06%，ti：0.04～0.07%，n≤0.005%，其余為fe及不可避免的雜質(zhì)。

優(yōu)選地：ti的重量百分比含量為0.05～0.06%。

優(yōu)化地：c的重量百分比含量為0.085～0.095%。

優(yōu)選地：si的重量百分比含量為0.013～0.017%。

生產(chǎn)一種抗拉強度≥780mpa的合金化熱鍍鋅鋼的方法，其步驟：

1）經(jīng)常規(guī)進行熱軋、冷卻、卷曲、酸洗及冷軋；

2）進行連續(xù)退火，并控制退火溫度控制在810～830℃，鋼帶運行速度在80～100m/min；并控制露點在-50～-20℃；

3）利用氣霧冷卻將溫度降至熱鍍鋅溫度，其中，控制冷卻氣霧中的水重量百分比含量在0.5~1%，氣霧流量在30～40l/min；冷卻速控制在50～100℃/s；

4）進行連續(xù)熱鍍鋅，當(dāng)鋼板的溫度降至480±5℃時，放入溫度為460±5℃鋅液鍋中進行熱浸鍍；控制鋅液鍋中al含量在0.145～0.155%；

5）進行合金化：將鋼板置入500-520℃合金化爐中進行合金化，合金化時間在9～15s；

6）常規(guī)采用氣刀對鋼板進行冷卻；

7）進行后工序處理。

優(yōu)選地：：控制鋼帶運行速度在85～90m/min，露點在-45～-30℃。

本發(fā)明中各元素級主要工藝的機理及作用

c：本發(fā)明的c含量選擇在0.080～0.10%。由于c是最有效的固溶強化元素，鋼板的強度隨c含量的提高而顯著提高，因此，為了提高強度需要添加一定量的c。但當(dāng)c含量低于0.08%時，達不到強度需求，當(dāng)c含量高于0.10%時，鋼板的成形性能會變差，其焊接性能也惡化。因此，綜合考慮，將c含量控制在0.08～0.10%，優(yōu)化地為0.085～0.095%。

si：si是一種強化元素，可以提高產(chǎn)品的強度，若含量低于0.010%，達不到要求的強度值，但若超過0.020%，在熱軋過程中si會促進氧化鐵皮的生成，惡化表面質(zhì)量，并影響到后續(xù)酸洗工序的效果。同時，隨著si含量的提高，退火過程中si表面富集明顯，鋼板表面容易產(chǎn)生漏鍍點缺陷，嚴重影響鋼板表面質(zhì)量。因此，必須將si含量控制在0.010～0.020%的范圍內(nèi)，優(yōu)選地為0.013～0.017%。

mn：mn是本發(fā)明中主要固溶強化元素。為了確保機械特性和強度而需要含有1.85％以上。另一方面，如果超過1.95％則變得難以確保焊接性和鍍層密合性，并且難以確保強度和延展性的平衡。因此，mn含量控制在1.85～1.95%。

p：p是鋼中的有害元素，容易在晶界偏析，增加鋼板脆性，導(dǎo)致鋼板的沖壓性能變差，可焊性變差。并且在鍍鋅時，p含量過高，會使鍍層形成大量的γ相，鍍層抗粉化能力變差。同時，合金化過程中，p會阻塞在晶界，阻礙zn和fe原子的擴散，推遲合金化進程。而p為不可避免元素，含量控制范圍過低，會極大提高生產(chǎn)成本，因此，p的含量控制在≤0.01%。

s：s是鋼中的有害元素，當(dāng)s含量過高時，容易形成mns夾雜，損害鋼板塑性，并造成性能的各向異性。并且隨著s含量的提高，鋼板的耐蝕性能將變差。s是不可避免的合金元素之一，控制s含量s≤0.006%。

al：als可以脫氧，當(dāng)als含量不足0.04%時，不能發(fā)揮其效果。但是，隨著als的增加，鋼中的夾雜物也會增多，夾雜物尺寸將會變大，同時提高生產(chǎn)成本。因此als控制范圍是0.04～0.06%。

cr、mo：添加mo和cr會使cct曲線右移，強烈抑制珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變，有利于在連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線中獲得馬氏體組織。同時，cr和mo氧化物生成吉布斯自由能比mn和si高，所以熱鍍鋅退火時不易發(fā)生表面氧化，對可鍍性影響較低。但是mo的價格較高，大量使用會提高生產(chǎn)成本。因此，控制cr：0.35～0.40%，mo：0.20～0.30%。

ti：ti可以細化晶粒，進一步提高鋼基強度，并且細化的晶粒為合金化過程中zn和fe的擴散提供更多的晶界通道，結(jié)合ti的凈化晶界作用，減少合金化時間，提高生產(chǎn)效率。當(dāng)ti含量低于0.04%時，達不到所需的細晶強化和凈化作用，而含量大于0.07%時，會影響鍍層的密合性，同時導(dǎo)致生產(chǎn)成本上升，另外，晶界過度凈化會使合金化過程中zn和fe反應(yīng)過于劇烈，導(dǎo)致爆破組織的產(chǎn)生，惡化鍍層質(zhì)量，因此ti的含量控制在0.04～0.07%，優(yōu)選地在0.05～0.06%。

n:n會惡化鋼基性能，含量越低越好，因此n≤0.005%。

本發(fā)明之所以控制退火溫度控制在810～830℃，其原因是為了控制鐵素體和馬氏體的比例，并確保最終合金化熱鍍鋅板的力學(xué)性能。溫度過低則碳化物沒有完全溶解，溫度過高則奧氏體體積分數(shù)增加，兩種情況均會降低奧氏體的淬透性，從而降低鋼基中馬氏體的體積分數(shù)，最終導(dǎo)致抗拉強度偏低或屈服強度偏高。

本發(fā)明之所以控制鋼帶運行速率在90～100m/min，其原因是速率過低會延長合金化時間，導(dǎo)致鍍層中γ相含量增加，惡化鍍層性能，速率過高會使合金化程度不足，影響合金化板抗腐蝕性能和焊接性能，同時快冷時間不充分，降低馬氏體體積分數(shù)，從而降低鋼板力學(xué)性能。

本發(fā)明之所以控制露點在-50～-20℃，其原因是露點過低，在現(xiàn)有技術(shù)和成本角度考慮均不可行，露點過高，會使得mn、si和cr等合金元素在退火過程中富集在鋼基表面，同時被氧化成氧化物顆粒和氧化膜，造成鍍鋅過程中的漏鍍。

本發(fā)明之所以采用氣霧冷卻，其原因是氣霧冷卻速率達50～100℃/s，可以充分避開基板過冷奧氏體的“c”曲線，增加過冷奧氏體組織的穩(wěn)定性，防止過冷奧氏體轉(zhuǎn)化為貝氏體和珠光體，提高過冷奧氏體的淬透性。傳統(tǒng)制造方法的空冷速率只有15℃～25℃，達不到780mpa級高強鋼對淬透性的要求，只能通過添加昂貴的合金元素提高強度，增加了生產(chǎn)成本。

本發(fā)明之所以控制鋅液鍋中al含量在0.145～0.155%，其原因是高強度鋼板中由于合金元素mn、si和cr含量較高，退火過程中會在鋼基表面形成大量氧化物顆粒和氧化物膜，退火爐中的h2不足以將這些表面氧化物顆粒全部還原。鋼基浸入鋅鍋時，鋅液中的al會和鋼基表面的氧化物發(fā)生鋁熱反應(yīng)，進一步凈化鋼基表面，提高鋼基的可鍍性。因此，al含量過低，參與形成抑制層和鋁熱反應(yīng)的al量不足，會惡化鍍層性能；al含量過高，形成的抑制層過厚，需要提高合金化溫度或合金化時間，降低生產(chǎn)效率，同時提高了成本。

本發(fā)明之所以控制合金化溫度500-520℃，合金化時間9～15s是因為本發(fā)明中鋅鍋al含量相比傳統(tǒng)合金化熱鍍鋅所使用的al較高，形成的抑制層較厚，合金化溫度過低或合金化時間不足均會使鍍層中ζ相含量不足，影響合金化板的焊接性和抗腐蝕性能；而合金化溫度過高或合金化時間過長則會使鍍層中γ相含量增加，惡化鍍層的抗粉化性能。

本發(fā)明與現(xiàn)有技術(shù)相比，在保證抗拉強度≥780mpa、屈服強度≥480mpa，延伸率≥17%，n值≥0.13的條件下，通過減少si、mn、cr及mo添加量，不僅使鋼板表面具有良好可鍍性及良好鍍層結(jié)構(gòu)，還會使合金使用量減少不低于5%。

附圖說明

圖1為本發(fā)明的產(chǎn)品表面狀況圖；

圖2為鋅鍋中al含量不在本申請范圍時的成品表面狀況圖。

具體實施方式

下面對本發(fā)明予以詳細描述：

表1為本發(fā)明各實施例及對比例的組分取值列表；

表2為本發(fā)明各實施例及對比例的主要工藝參數(shù)列表；

表3為本發(fā)明各實施例及對比例力學(xué)性能檢測情況列表。

本發(fā)明各實施例按照以下步驟生產(chǎn)：

1）經(jīng)常規(guī)進行熱軋、冷卻、卷曲、酸洗及冷軋；

2）進行連續(xù)退火，并控制退火溫度控制在810～830℃，鋼帶運行速度在80～100m/min；并控制露點在-50～-20℃；

3）利用氣霧冷卻將溫度降至熱鍍鋅溫度，其中，控制冷卻氣霧中的水重量百分比含量在0.5～1%，氣霧流量在30～40l/min；冷卻速控制在50～100℃/s；

4）進行連續(xù)熱鍍鋅，當(dāng)鋼板的溫度降至480±5℃時，放入溫度為460±5℃鋅液鍋中進行熱浸鍍；控制鋅液鍋中al含量在0.145～0.155%；

5）進行合金化：將鋼板置入500-520℃合金化爐中進行合金化，合金化時間在9～15s；

6）常規(guī)采用氣刀對鋼板進行冷卻；

7）進行后工序處理。

表1本發(fā)明各實施例及對比例化學(xué)成分取值列表（wt%）

表2本發(fā)明各實施例及對比例主要工藝參數(shù)列表

表3為本發(fā)明各實施例及對比例力學(xué)性能檢測情況列表

從表3可以看出，對比例1中不含ti，同時退火偏低，導(dǎo)致鋼基力學(xué)性能下降。對比例2中雖然鋼基強度下降不明顯，但是延伸率和n值不達標，同時由于鋅鍋中al含量偏低，表面出現(xiàn)大量漏鍍（如圖2）。采用本發(fā)明的生產(chǎn)工藝，可以得到一種屈服強度為480~500mpa，抗拉強度為不低于780mpa，延伸率≥17%，n值≥0.13，且其合金化鍍層組織細小、均勻、致密，粉化級別不超過2級，抗粉化性能優(yōu)良，鍍層表面色澤均勻，表面無缺陷達到c級水平；合金少用超過了5%。

上述實施例僅為最佳例舉，而并非是對本發(fā)明的實施方式的限定。