一種600MPa級轎車用鍍鋅雙相鋼及生產方法
【技術領域】
[0001] 本發(fā)明設及一種汽車用鍛鋒鋼及方法，具體地屬于一種eOOMPa級轎車用鍛鋒雙相 鋼及生產方法。
【背景技術】
[0002] 隨著汽車輕量化的不斷發(fā)展及乘員安全性要求的不斷提高，近年來高強鋼在汽車 白車身中的比例及用量快速增加，雙相鋼因其具有高強度、低屈強比和良好的成形性，越來 越受到汽車工業(yè)界的青睞，在汽車上應用比例在不斷提高。與冷社雙相鋼相比，鍛鋒雙相鋼 還具有優(yōu)良的防腐性能，能保證汽車具有良好的耐誘蝕穿孔能力，目前主要應用于中高級 轎車的結構件和加強件，高表面質量鍛鋒雙相鋼還可應用于轎車覆蓋件。高表面質量鍛鋒 雙相鋼在保證力學性能的前提下，基板可鍛性、表面缺陷水平、鋒層附著力級別等表面質量 指標也有較高的要求。目前，在高表面質量鍛鋒雙相鋼的實際生產中，由于成分設計中Si元 素含量偏高、部分關鍵工藝未進行嚴格控制等原因，漏鍛、表面缺陷超標、鋒層彎曲脫鋒等 問題時常發(fā)生。
[0003] 經檢索，中國專利申請?zhí)枮?01210119633.5和201210284401.5的文獻，分別公開 了 "一種eOOMPa級低工藝敏感性冷社雙相鋼及其生產方法'和"一種eOOMPa級侶系熱鍛鋒雙 相鋼鋼板及其制備"，均采用C-Mn-Al-Mo成分體系分別生產了低工藝敏感性600M化級冷社 雙相鋼和鍛鋒雙相鋼，雖然Si或A1的添加可顯著改善鋼的退火工藝敏感性，但是Si、Al元素 在退火過程中會在表面富集，因而不適合于生產高表面質量的鍛鋒雙相鋼。

【發(fā)明內容】

[0004] 本發(fā)明針對現有技術存在的不足，提供一種屈服強度在340~400MPa，抗拉強度在 610~650MPa，延伸率在21~25%，n值為0.14~0.17，可鍛性好、鍛層表面色澤均勻無缺陷且鋒 層附著力優(yōu)良的轎車用鍛鋒雙相鋼及生產方法。
[000引實現上述目的的措施： 一種eOOMPa級轎車用鍛鋒雙相鋼，其組分及重量百分比含量為:C: 0.04~0.09 %，Si : <0.01%，Mn:1.0~2.5%，P:<0.015%，S:<0.010%，Als:0.01~0.08%，Mo0.01~0.300/0 或Cr 0.02~0.09%，Nb:0.001~0.03%，N: < 0.005%，其余為鐵和其他不可避免雜質；金相組 織為:鐵素體和馬氏體。
[0006] 其在于：Mo和化可W只添加其中一種，也也可組合添加，可用化替代部分Mo,其替 代量按照0.2~0.3%化替代0. P/oMo計，并控制化+Mo < 1.0〇/〇。
[0007] 生產一種eOOMPa級轎車用鍛鋒雙相鋼的方法，其步驟： 1) 按所設定成分經冶煉、精煉及連鑄成鑄巧后對鑄巧進行加熱，加熱溫度在1220~1280 2) 進行精社，控制其終社溫度在860~900°C; 3) 進行卷取:卷取溫度控制在560~600°C; 4) 經酸洗后進行冷社:酸洗溫度控制在70~90°C，酸池的酸值不低于40g/l;控制冷社 總壓下率在45~75% ;并控制鋼板表面反射率^ 60% ; 5) 進行熱鍛鋒:在確保進入退火爐前鋼板表面潔凈下，進行退火，控制退火溫度在780 ~840°C，退火爐內露點控制在一40°C W下，氧含量< ;鋒液溫度控制在455~465°C，鋒 液中侶含量控制在0.18~0.23%，Fe〇/〇 < 0.009〇/〇; 6) 進行光整:光整延伸率控制在0.4~0.8 %。
[0008] 本發(fā)明中各元素的作用 C:雙相鋼中的碳不再W固溶強化為主，但仍顯著地影響所有的相變過程，并控制最終 的組織和力學性能，為保證對成品力學性能有利的較大鐵素體析出區(qū)及馬氏體相的形貌和 硬度，碳含量不能過高；同時，鋼中碳含量對熱鍛鋒有顯著的影響，含碳量越高，鐵一鋒反應 就越劇烈，鐵的重量損失越大，同時鐵鋒合金層越厚從而使鍛鋒層粘附性變壞并易造成鋒 表面出現鋒瘤缺陷；另外碳含量對焊接性能也有很大的影響，焊裝后整車的鋼度雖然很大 程度上取決于所用鋼材的強度，但是由于零件與零件之間大多采用焊點連接，因而焊點的 強度也是整車碰撞安全性的重要指標，出于此方面的考慮，很多汽車廠均希望雙相鋼的碳 含量控制在0.1%W內。綜合W上考慮，本發(fā)明碳含量范圍設定為0.04~0.09%。
[0009] Si:對于熱鍛鋒雙相鋼來講，Si元素在退火時容易在帶鋼表面富集氧化形成Si化 氧化膜，很難被氨氣還原，從而降低了鍛鋒浸潤性，造成漏鍛、針孔、鋒層附著力不合等鍛層 缺陷，同時Si元素對鍛鋒板的點焊性能也有不良影響，因此為了最大限度的降低娃對表面 質量的影響，本發(fā)明要求將Si元素含量控制在0.01 % W內。
[0010] Mn:Mn作為擴大丫相區(qū)的元素，是典型的奧氏體穩(wěn)定化元素，可延遲珠光體和貝氏 體的形成，提高鋼的澤透性，促進快冷冷卻過程中形成馬氏體，并起到固溶強化和細化鐵素 體晶粒的作用，但Μη在退火過程中會在鋼帶表面被氧化和沉積，過量Μη將會惡化鍛鋒浸潤 性，因此本發(fā)明將Μη含量控制在1.0~2.5%范圍內。
[0011] P、s: s、p為雜質元素，Ρ易于發(fā)生偏析，使雙相鋼發(fā)生相界脆化，引起脆性斷裂，S 對焊接性能有不利影響，同時形成夾雜物會降低鋼材的疲勞性能，因此本發(fā)明要求P< 0.015%，S<0.010%。
[0012] Als:侶是為了脫氧而添加的，當Als含量不足0.010%時，不能發(fā)揮其效果；另一方 面，由于添加多量的侶容易形成氧化侶團塊，所W，規(guī)定Als上限為0.08%。
[0013] Mo、吐:添加 Mo、燈會使CCT曲線明顯右移，強烈抑制珠光體和貝氏體轉變，有利于 在連續(xù)熱鍛鋒生產線中地獲得馬氏體組織。但Mo合金的價格較昂貴，為降低成本，也可用Cr 來代替部分Mo，一般來講0. l%Mo可用0.2~0.3%化進行替代；另外，由于化、Mo氧化物的生成 吉布斯自由能比Mn、Si、P等氧化物的高，所W在熱鍛鋒退火時不易發(fā)生表面氧化，也沒有表 面偏析現象，因此不會影響鋒液的浸潤性，但必須滿足化+Mo含1.0%的條件。
[0014] Nb:Nb對晶粒細化、相變行為、奧氏體中C富集發(fā)揮顯著作用。固溶狀態(tài)的Nb延遲熱 變形過程中靜態(tài)和動態(tài)再結晶和奧氏體向鐵素體的相變，從而擴大再結晶溫度和Ac3之間 的溫度范圍，為在未再結晶區(qū)精社溫度確定提供了便利。Nb在細化鐵素體晶粒的同時也促 進了馬氏體相的細化及均勻分布，極大地提高鋼的性能均勻性，但添加過量的Nb會導致鐵 素體中析出Nb的碳氮化物，顯著提高成品的屈服強度，對沖壓成形不利且增加不必要的成 本，因此本發(fā)明要求將佩的含量控制在0.0(Π ~0.03%范圍內。
[001引 N:N在鋼中越少越好，故要求N含0.005% 本發(fā)明的工藝中， 之所W將鑄巧加熱溫度控制在1220~1280°C，其原因是在此溫度范圍內可W保證所有 合金元素均固溶，并保證后續(xù)精社溫度的控制； 之所W將精社溫度控制在860~900°C，其原因是終社溫度低于860°CW下，熱社溫度稍 微波動就有可能進入兩相區(qū)社制，容易產生混晶組織，運種不均勻的晶組織具有遺傳性，即 使通過冷社及退火也不容易消除，組織的不均勻性除了會對力學性能的均勻性產生影響 夕h也會對鍛鋒表面的均勻性產生影響； 之所W將卷取溫度控制在560~600°C，其原因是熱社卷曲溫度過高，容易導致熱社基 板晶粒粗大并出現帶狀組織，通過降低卷曲溫度可有效提高熱社基板組織的均勻性，使熱 社基板的晶粒細膩均勻，從而改善熱社帶狀組織，進而減小冷社再結晶晶粒尺寸，使得冷社 退火組織更加均勻。
[0016] 之所W將酸洗溫