本發(fā)明涉及一種可用于汽車車體構(gòu)造用部件等的高強(qiáng)度熱浸鍍鋅鋼板，更詳細(xì)而言，涉及一種具有1000mpa以上的拉伸強(qiáng)度的同時(shí)表面質(zhì)量、鍍覆粘附性及成型性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
近來，根據(jù)保護(hù)地球環(huán)境的二氧化碳的法規(guī)，持續(xù)地要求汽車用鋼板的高強(qiáng)度化，以實(shí)現(xiàn)汽車的輕量化以及提高汽車的碰撞穩(wěn)定性。為了滿足這些要求，近年來開發(fā)了1000mpa以上的高強(qiáng)度鋼板并適用于汽車上。作為提高鋼板強(qiáng)度的方法，可以通過增加諸如碳等鋼的強(qiáng)化成分的添加量來容易地制造高強(qiáng)度鋼板，但是對(duì)于汽車車體用鋼板而言，在車體成型過程中不應(yīng)產(chǎn)生裂紋，因此需要同時(shí)確保鋼板的延伸率。
為了同時(shí)確保汽車用鋼板的強(qiáng)度和延伸率，在鋼中主要添加的元素有mn、si、al、cr及ti等，若適當(dāng)?shù)卣{(diào)節(jié)這些元素的添加量并提高制造工藝條件，則能夠制造具有高強(qiáng)度和高延展性的鋼板。但是，為了獲得具有1000mpa以上的強(qiáng)度的汽車用高強(qiáng)度鋼板而所添加的si、mn、al等的成分容易被氧化，因此包含si、mn及al的高強(qiáng)度鋼板與退火爐中的微量的氧或者水蒸氣產(chǎn)生反應(yīng)而在鋼板表面形成si、mn及al的單獨(dú)氧化物或者復(fù)合氧化物。這些氧化物阻礙鋅的潤濕性，產(chǎn)生鋅不附著在鍍覆鋼板表面的一部分或者全部表面上的所謂未鍍覆現(xiàn)象，大幅降低鍍覆鋼板的表面質(zhì)量。并且，當(dāng)退火后在鋼板表面存在氧化物時(shí)，之后浸漬在鍍液中時(shí)，不形成鍍液中的al和鋼板的fe產(chǎn)生反應(yīng)而形成的fe-al合金相，鍍層和基材鐵的粘附力弱，從而產(chǎn)生鋼板成型過程中鍍層脫落的所謂鍍層剝落現(xiàn)象。如上所述的si、mn及al的單獨(dú)氧化物或者復(fù)合氧化物的形成是si、mn、al等氧化性成分的含量越多越嚴(yán)重，因此，1000mpa以上的高強(qiáng)度鋼板出現(xiàn)更嚴(yán)重的未鍍覆和鍍層剝落現(xiàn)象。
為了解決上述的問題，提出了多種解決方案。其中，在專利文獻(xiàn)1中提供如下的熱浸鍍鋅鋼板：通過在退火過程中將空氣和燃料的空燃比控制在0.80～0.95，在氧化性氛圍的直接火焰爐(directflamefurnace)中氧化鋼板，在鋼板內(nèi)部的預(yù)定深度為止形成包含si、mn及al的單獨(dú)氧化物或者復(fù)合氧化物的鐵(fe)氧化物，然后在還原性氛圍中進(jìn)行還原退火以將鐵(fe)氧化物進(jìn)行還原，然后實(shí)施熱浸鍍鋅。如上所述，當(dāng)退火工藝中使用氧化后還原的方法時(shí)，從鋼板表層到預(yù)定深度，si、mn、al等與氧親和力高的成分被內(nèi)部氧化而向表層的擴(kuò)散被抑制住，表層中的si、mn及al的單獨(dú)氧化物或者復(fù)合氧化物相對(duì)減少，鍍液中與鋅的潤濕性得以改善，從而能夠減少未鍍覆。但是，這種方法由于氧化工藝中產(chǎn)生的鐵氧化層下方存在的si、mn和/或存在由al構(gòu)成的內(nèi)部氧化層，而且這樣的內(nèi)部氧化層在之后的還原工藝中不被還原，因此鍍覆結(jié)束后在基材(還原fe層)/鍍覆界面正下方的基材鐵上在與鋼板表面平行的方向上以氧化物層的形式存在，在沖壓加工時(shí)還原層與基材鐵之間的存在所述氧化物層的部位的粘附力大幅降低。
特別是，在專利文獻(xiàn)2中提供如下熱浸鍍鋅鋼板：為了抑制退火過程中si和mn擴(kuò)散至表面，在退火前鋼板上以10g/m2的附著量預(yù)先鍍覆鐵(fe)后實(shí)施還原退火，從而雖然基材鐵中的si和mn擴(kuò)散到鐵(fe)預(yù)先鍍層，但是由于在厚的預(yù)先鍍層中形成氧化物而不能擴(kuò)散到表面，因此在表面沒有氧化物而鍍層優(yōu)異，而且預(yù)先鍍層中的si和mn氧化物不連續(xù)地分散存在，從而提高鍍覆粘附性。但是，如上所述，當(dāng)形成厚的鐵(fe)預(yù)先鍍層后實(shí)施還原退火時(shí)，雖然在預(yù)先鍍層下方的基材鐵中存在的si、mn不能擴(kuò)散到表面，但是為了在還原退火期間抑制si、mn等氧化性成分?jǐn)U散到表面，應(yīng)以10g/m2以上的預(yù)先鍍覆附著量形成厚的預(yù)先鍍層，因此用于形成厚的預(yù)先鍍層的電鍍裝置變得龐大，伴隨費(fèi)用增加的問題。
作為另一方法，在專利文獻(xiàn)3中提供如下的方法：保持退火爐內(nèi)的高露點(diǎn)(dewpoint)，使得容易氧化的mn、si及al等成分在鋼內(nèi)部中內(nèi)部氧化，從而減少退火后在鋼表面外部氧化的氧化物，以提高鍍覆性。雖然通過這種方法使氧化性成分內(nèi)部氧化時(shí)能夠減少外部氧化而改善鍍覆性，但是對(duì)鋼板進(jìn)行沖壓加工時(shí)向鋼板施加應(yīng)力時(shí)，在鋼板的表層部存在的內(nèi)部氧化物經(jīng)受不住外部應(yīng)力，容易產(chǎn)生破壞，因此容易產(chǎn)生鋼板的裂紋。
現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
(專利文獻(xiàn)1)韓國公開專利第2010-0030627號(hào)
(專利文獻(xiàn)2)日本公開專利第2002-322551號(hào)
(專利文獻(xiàn)3)韓國公開專利第2009-0006881號(hào)
技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
(一)要解決的技術(shù)問題
根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)方面，其目的在于提供一種具有1000mpa以上的高拉伸強(qiáng)度的同時(shí)表面質(zhì)量、鍍覆粘附性及成型性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱浸鍍鋅鋼板。
根據(jù)本發(fā)明的另一方面，其目的在于提供一種具有1000mpa以上的高拉伸強(qiáng)度的同時(shí)表面質(zhì)量、鍍覆粘附性及成型性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱浸鍍鋅鋼板的制造方法。
(二)技術(shù)方案
根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)方面，提供一種表面質(zhì)量、鍍覆粘附性及成型性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱浸鍍鋅鋼板，其通過在冷軋鋼板上形成鍍鋅層而構(gòu)成，從所述鍍鋅層內(nèi)部的從冷軋鋼板的表面到0.1μm的深度為止的平均sb含量為從所述冷軋鋼板的表面到0.5μm以上的深度的平均sb含量的1.5倍以上，其中所述冷軋鋼板，以重量％計(jì)，包含c：0.1～0.3％、si：1～2.5％、mn：2.5～8％、sol.al：0.001～0.5％、p：0.04％以下、s：0.015％以下、n：0.02％以下(不包括0％)、cr：0.1～0.7％、mo：0.1％以下、ti：(48/14)*[n]～0.1％、ni：0.005～0.5％、sb：0.01～0.07％、nb：0.1％以下、b：0.005％以下、余量為fe及其他不可避免的雜質(zhì)。
根據(jù)本發(fā)明的另一方面，提供一種表面質(zhì)量、鍍覆粘附性及成型性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，包括以下步驟：提供鋼坯，所述鋼坯以重量％計(jì)包含c：0.1～0.3％、si：1～2.5％、mn：2.5～8％、sol.al：0.001～0.5％、p：0.04％以下、s：0.015％以下、n：0.02％以下(不包括0％)、cr：0.1～0.7％、mo：0.1％以下、ti：(48/14)*[n]～0.1％、ni：0.005～0.5％、sb：0.01～0.07％、nb：0.1％以下、b：0.005％以下、余量為fe及其他不可避免的雜質(zhì)；以1100～1300℃的溫度對(duì)所述鋼坯進(jìn)行再加熱；在ar3以上的溫度下對(duì)再加熱的所述鋼坯進(jìn)行熱精軋；在700℃以下的溫度下對(duì)熱軋的所述鋼板進(jìn)行收卷；對(duì)收卷的所述鋼板進(jìn)行酸洗后進(jìn)行冷軋；在露點(diǎn)溫度為-60～-20℃，750～950℃的溫度下對(duì)冷軋的所述冷軋鋼板進(jìn)行5～120秒的再結(jié)晶退火；以2～150℃/秒的平均速度將退火的所述冷軋鋼板冷卻至200～600℃；以鍍液溫度－20℃～鍍液溫度+100℃的溫度，對(duì)冷卻的所述鋼板實(shí)施再加熱或者冷卻；以及將再加熱或者冷卻的所述鋼板浸漬在保持450～500℃的溫度的鍍鋅液中并實(shí)施鍍覆。
(三)有益效果
根據(jù)本發(fā)明制造熱浸鍍鋅鋼板，從而能夠提供一種能夠使用于汽車車體構(gòu)造部件等的具有1000mpa以上的拉伸強(qiáng)度的同時(shí)拉伸強(qiáng)度(mpa)×延伸率(％)為15000以上的表面質(zhì)量、鍍覆粘附性及成型性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱浸鍍鋅鋼板。
最佳實(shí)施方式
本發(fā)明涉及一種具有1000mpa以上的高拉伸強(qiáng)度和優(yōu)異的成型性的同時(shí)表面質(zhì)量和鍍覆粘附性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法。
下面，對(duì)本發(fā)明的表面質(zhì)量、鍍覆粘附性及成型性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱浸鍍鋅鋼板進(jìn)行詳細(xì)的說明。
本發(fā)明的表面質(zhì)量、鍍覆粘附性及成型性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱浸鍍鋅鋼板通過在冷軋鋼板上形成鍍鋅層而構(gòu)成，從所述鍍鋅層內(nèi)部的冷軋鋼板的表面到0.1μm的深度為止的平均sb含量為從所述冷軋鋼板的表面到0.5μm以上的深度的平均sb含量的1.5倍以上，其中所述冷軋鋼板，以重量％計(jì)，包含c：0.1～0.3％、si：1～2.5％、mn：2.5～8％、sol.al：0.001～0.5％、p：0.04％以下、s：0.015％以下、n：0.02％以下(不包括0％)、cr：0.1～0.7％、mo：0.1％以下、ti：(48/14)*[n]～0.1％、ni：0.005～0.5％、sb：0.01～0.07％、nb：0.1％以下、b：0.005％以下、余量為fe及其他不可避免的雜質(zhì)。
下面，具體說明所述鋼材的成分組成的限定理由(除非另有特別說明，下面的成分組成均表示重量％)。
碳(c)：0.1～0.3％
c是確保馬氏體強(qiáng)度所需的元素，應(yīng)添加0.1％以上，但是當(dāng)含量超過0.3％時(shí)，延展性、彎曲加工性及焊接性減少而導(dǎo)致成型和輥加工性變差，因此c的含量優(yōu)選為0.1～0.3％。
硅(si)：1～2.5％
si提高鋼的屈服強(qiáng)度的同時(shí)在室溫下穩(wěn)定鐵素體和殘余奧氏體，因此優(yōu)選包含1％以上。并且，si抑制冷卻時(shí)從奧氏體析出碳化鐵，顯著地阻止碳化物的生長，從而有助于穩(wěn)定相變誘導(dǎo)塑性(transformationinducedplasticity；trip)鋼的充分量的殘余奧氏體。因此，對(duì)于確保如本發(fā)明所示的拉伸強(qiáng)度為1000mpa以上的同時(shí)拉伸強(qiáng)度(mpa)×延伸率(％)＝15000以上是必不可少的。但是，當(dāng)添加量過多時(shí)，增加熱軋負(fù)荷而不僅誘發(fā)熱軋裂紋，而且即使其他成分和制造方法滿足本發(fā)明的范圍，由于退火后表面的si濃縮量增加而導(dǎo)致鍍覆性變差，因此優(yōu)選將其含量限制在2.5％以下。
錳(mn)：2.5～8％
mn的含量優(yōu)選為2.5～8％。眾所周知，mn是抑制鋼中的鐵素體的形成以及穩(wěn)定奧氏體的淬透性提高元素。確保1000mpa以上的鋼板的拉伸強(qiáng)度所需的mn含量為2.5％以上。隨著mn含量的增加，越容易確保強(qiáng)度，但是由于在退火過程中因mn的表面氧化量的增加而即使根據(jù)本發(fā)明的制作方法也難以確保鍍覆性，因此優(yōu)選將其含量限制在8％以下。
鋁(sol.al)：0.001～0.5％
al是在煉鋼工藝中為了脫氧而添加的元素，是碳氮化物形成元素。al作為擴(kuò)大鐵素體區(qū)的合金元素，具有降低ac1相變點(diǎn)來減少退火費(fèi)用的優(yōu)點(diǎn)，因此需要添加0.001％以上。當(dāng)al含量超過1％時(shí)，焊接性變差的同時(shí)在退火過程中因al的表面氧化量增加而即使根據(jù)本發(fā)明的制造方法也難以確保鍍覆性，因此sol.al的含量優(yōu)選為0.001～0.5％。
磷(p)：0.04％以下
p是雜質(zhì)元素，當(dāng)其含量超過0.04％時(shí)，焊接性降低，產(chǎn)生鋼的脆性的可能性增大，誘發(fā)凹痕缺陷的可能性增大，因此優(yōu)選將其上限限制在0.04％。
硫(s)：0.015％以下
與p相同地，s也是雜質(zhì)元素，是阻礙鋼板的延展性和焊接性的元素。當(dāng)其含量超過0.015％時(shí)，阻礙鋼板的延展性和焊接性的可能性高，因此優(yōu)選將其上限限制在0.015％。
氮(n)：0.02％以下(不包括0％)
當(dāng)n的含量超過0.02％時(shí)，因aln的形成而在連鑄時(shí)發(fā)生裂紋的可能性大大增加，因此優(yōu)選將其上限限制在0.02％。
鉻(cr)：0.1～0.7％
cr是淬透性提高元素，具有抑制形成鐵素體的優(yōu)點(diǎn)，為了確保5～25％的殘余奧氏體，優(yōu)選添加0.1％以上，當(dāng)其含量超過0.7％時(shí)，因合金投入量過多而導(dǎo)致合金鐵成本上升，因此cr的含量優(yōu)選為0.1～0.7％。
鉬(mo)：0.1％以下
mo是選擇性地被添加，其含量優(yōu)選為0.1％以下，更優(yōu)選為0.001～0.1％。與cr相同地，mo也是對(duì)提高強(qiáng)度起的作用大，但是其為較昂貴的成分，因此從經(jīng)濟(jì)方面考慮不應(yīng)超過0.1％。
鈦(ti)：(48/14)*[n]～0.1％
ti是氮化物形成元素，具有減少鋼中的n濃度的效果，為此，以化學(xué)當(dāng)量計(jì)，需要添加(48/14)*[n]以上。當(dāng)不添加ti時(shí)，可能產(chǎn)生因aln形成導(dǎo)致的熱軋性裂紋。當(dāng)其含量超過0.1％時(shí)，除了去除固溶n之外，因碳化物析出導(dǎo)致馬氏體的碳濃度和強(qiáng)度降低，因此ti的含量優(yōu)選為(48/14)*[n]～0.1％。
鎳(ni)：0.005～0.5％
ni在退火過程中幾乎不濃縮于表面，不會(huì)降低鍍覆性，因此為了提高強(qiáng)度添加0.005％以上，但是其含量超過0.5％時(shí)，導(dǎo)致熱軋鋼板的酸洗不均勻，因此ni含量優(yōu)選為0.005～0.5％。
銻(sb)：0.01～0.07％
本發(fā)明中sb是為了確保表面質(zhì)量和粘附性而必須添加的重要元素。如上所述，為了制造具有高強(qiáng)和延伸率的鋼板，添加大量的si、al及mn，當(dāng)對(duì)這樣的鋼板進(jìn)行還原再結(jié)晶退火時(shí)，鋼中的si、al及mn擴(kuò)散到鋼表面，在表面形成大量的復(fù)合氧化物。在這種情況下，大部分退火表面被氧化物覆蓋，從而將鋼板浸漬在鍍鋅液中時(shí)，大幅降低鋅的潤濕性，不僅產(chǎn)生鋅不附著的所謂未鍍覆，而且即使鍍覆，由于在鍍鋅層界面沒有形成fe-al合金相，鍍鋅層和基材鐵之間的粘附力降低而產(chǎn)生鍍層剝落。
但是，如果鋼中添加0.01～0.07％的sb，并在本發(fā)明中將退火爐內(nèi)部的露點(diǎn)保持在-60～-20℃并進(jìn)行還原退火，則sb濃縮于鋼板的表層部或者基材鐵深度方向的0.2μm以內(nèi)，相對(duì)抑制si、mn及al等的表面擴(kuò)散，從而減少由si、mn及al構(gòu)成的表面氧化物的濃縮量。在這種情況下，不存在氧化物的部位的與鋅的潤濕性優(yōu)異，因此整體上提高鍍覆性。并且，在退火后不存在氧化物的部位，鋼中的fe和鍍液中的al產(chǎn)生反應(yīng)，在鍍層/基材界面形成fe-al合金相，因此粘附力優(yōu)異。但是，當(dāng)露點(diǎn)低于-60℃時(shí)，屬于mn被部分還原的露點(diǎn)，因此表面擴(kuò)散速度減小，而si或al的表面擴(kuò)散速度增加，形成表面氧化物的組成為以al和si為主的氧化物。以al或si為主的表面氧化物與mn為主的表面氧化物相比，鋅的潤濕性大幅降低，因此即使添加sb，鍍覆性改善效果也會(huì)降低。
所述sb優(yōu)選添加0.01～0.07％。當(dāng)添加量小于0.01％時(shí)，si、mn、al等的表面濃縮抑制效果微弱，當(dāng)添加量超過0.07％時(shí)，可能因鋼板的脆性增加而延伸率降低，因此優(yōu)選添加0.01～0.07％。
鈮(nb)：0.1％以下
nb是選擇性地被添加。nb在奧氏體晶界以碳化物的形式偏析，在進(jìn)行退火熱處理時(shí)，抑制奧氏體晶粒的粗大化，增加強(qiáng)度，當(dāng)其含量超過0.1％時(shí)，因合金投入量過多導(dǎo)致合金鐵的成本上升，因此nb的含量優(yōu)選為0.1％以下。
硼(b)：0.005％以下
為了確保強(qiáng)度可以選擇性地添加b。當(dāng)b的含量超過0.005％時(shí)，濃縮于退火表面而降低鍍覆性，因此b的含量優(yōu)選為0.005％以下。
本發(fā)明中剩余成分為鐵(fe)。但是，在通常的制造過程中，從原料或者周圍環(huán)境不可避免地混入無意的雜質(zhì)，因此不能排除這些雜質(zhì)。這些雜質(zhì)是通常的制造過程的技術(shù)人員通常已知的，例如，可以分別包含小于0.1％的因投入預(yù)定量的廢鐵而產(chǎn)生的雜質(zhì)即cu、mg、zn、co、ca、na、v、ga、ge、as、se、in、ag、w、pb、cd等，但是這些雜質(zhì)不會(huì)降低本發(fā)明的效果。
本發(fā)明的高強(qiáng)度熱浸鍍鋅鋼板通過熱浸鍍鋅在冷軋鋼板上層疊鍍鋅層而構(gòu)成，優(yōu)選地，濃縮于從所述鍍鋅層內(nèi)部的所述冷軋鋼板的表面到0.1μm的深度的平均sb含量為從所述冷軋鋼板的表面到0.5μm以上的深度的平均sb含量的1.5倍以上。sb濃縮于所述冷軋鋼板的表層部具有抑制si、mn及al的表面擴(kuò)散的效果，sb的濃縮程度越大，抑制si、mn及al的表面擴(kuò)散的效果越大，為了確保鍍覆表面質(zhì)量和鍍覆粘附性，優(yōu)選地，濃縮于從所述冷軋鋼板的表面到沿厚度方向的0.1μm為止的平均sb含量至少為從所述冷軋鋼板的界面到沿厚度方向的0.5μm以上的深度為止的平均sb含量的1.5倍以上。
本發(fā)明的高強(qiáng)度鍍鋅鋼板的微細(xì)組織可以包括鐵素體、貝氏體、馬氏體及奧氏體，尤其，以面積分?jǐn)?shù)計(jì)，具有5～25％的殘余奧氏體，從而能夠獲得900mpa以上的拉伸強(qiáng)度和拉伸強(qiáng)度(mpa)×延伸率(％)≥16000的值。
下面，對(duì)本發(fā)明的表面質(zhì)量、鍍覆粘附性及成型性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱浸鍍鋅鋼板的制造方法進(jìn)行詳細(xì)說明。
本發(fā)明的表面質(zhì)量、鍍覆粘附性及成型性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，包括以下步驟：提供鋼坯，所述鋼坯以重量％計(jì)包含c：0.1～0.3％、si：1～2.5％、mn：2.5～8％、sol.al：0.001～0.5％、p：0.04％以下、s：0.015％以下、n：0.02％以下(不包括0％)、cr：0.1～0.7％、mo：0.1％以下、ti：(48/14)*[n]～0.1％、ni：0.005～0.5％、sb：0.01～0.07％、nb：0.1％以下、b：0.005％以下、余量為fe及其他不可避免的雜質(zhì)；以1100～1300℃的溫度對(duì)所述鋼坯進(jìn)行再加熱；在ar3以上的溫度下對(duì)再加熱的所述鋼坯進(jìn)行熱精軋；在700℃以下的溫度下對(duì)熱軋的所述鋼板進(jìn)行收卷；對(duì)收卷的所述鋼板進(jìn)行酸洗后進(jìn)行冷軋；在露點(diǎn)溫度為-60～-20℃，750～950℃的溫度下對(duì)冷軋的所述冷軋鋼板進(jìn)行5～120秒的再結(jié)晶退火；以2～150℃/秒的平均速度將退火的所述冷軋鋼板冷卻至200～600℃；以鍍液溫度－20℃～鍍液溫度+100℃的溫度，對(duì)冷卻的所述鋼板實(shí)施再加熱或者冷卻；以及將再加熱或者冷卻的所述鋼板浸漬在保持450～500℃的溫度的鍍鋅液中并實(shí)施鍍覆。
在本發(fā)明中，以1100～1300℃的溫度范圍對(duì)滿足所述組成的板坯進(jìn)行再加熱。當(dāng)所述再加熱溫度低于1100℃時(shí)，發(fā)生熱軋負(fù)荷急劇上升的問題，當(dāng)所述再加熱溫度超過1300℃時(shí)，再加熱成本上升以及表面氧化皮量增加，因此以1100～1300℃的溫度進(jìn)行再加熱。
將再加熱的所述板坯的熱精軋溫度限定在ar3(冷卻奧氏體時(shí)開始出現(xiàn)鐵素體的溫度)以上，這是因?yàn)闊峋垳囟鹊陀赼r3會(huì)實(shí)現(xiàn)鐵素體+奧氏體的兩相區(qū)或者鐵素體區(qū)的軋制，形成混晶組織，而且可能出現(xiàn)因熱軋負(fù)荷的變動(dòng)導(dǎo)致的變形，因此以ar3以上的溫度實(shí)施熱精軋。
再進(jìn)行所述熱軋后，在700℃以下的溫度下進(jìn)行收卷。當(dāng)收卷溫度超過700℃時(shí)，生成過多的鋼板表面的氧化膜而可能誘發(fā)缺陷，因此在700℃以下的溫度下進(jìn)行收卷。
對(duì)收卷的所述鋼板進(jìn)行酸洗和冷軋后，在露點(diǎn)溫度為-60～-20℃，750～950℃的溫度下對(duì)冷軋鋼板進(jìn)行5～120秒的再結(jié)晶退火。當(dāng)退火爐內(nèi)氛圍氣體的露點(diǎn)低于-60℃時(shí)，鋼中的si和al向表面的擴(kuò)散速遞變得比mn的擴(kuò)散速度快，從而退火后鋼板表面上形成的以si、mn、al為主要成分的復(fù)合氧化物中si和al含量相比mn大幅增加，而且表面的復(fù)合氧化物中si或者al含量相比mn越大時(shí)鍍覆性越差，因此即使在具有本發(fā)明的成分組成的鋼板中也無法充分地確保鋅的潤濕性，當(dāng)露點(diǎn)超過-20℃時(shí)，si、mn、al成分中一部分在鋼板表層部基材鐵內(nèi)部的晶界和晶粒內(nèi)被氧化而以內(nèi)部氧化物的形式存在，從而當(dāng)對(duì)所述鋼板進(jìn)行沖壓加工時(shí)，產(chǎn)生存在內(nèi)部氧化物的表層部晶界的破壞，容易發(fā)生鍍層剝落，因此退火爐內(nèi)氛圍氣體的露點(diǎn)優(yōu)選為-60～-20℃。當(dāng)退火溫度為750℃以上時(shí)，充分地產(chǎn)生再結(jié)晶，當(dāng)退火溫度超過950℃時(shí)，退火爐的壽命縮短，因此退火溫度優(yōu)選為750℃～950℃。為了獲得均勻的再結(jié)晶組織，退火時(shí)間至少需要5秒，從經(jīng)濟(jì)性方面考慮，優(yōu)選實(shí)施120秒以內(nèi)的退火。
在此，所述再結(jié)晶退火優(yōu)選在h2-n2氣體氛圍的退火爐中實(shí)施。所述退火爐內(nèi)氛圍氣體中氫含量以體積％計(jì)優(yōu)選為3～70％。當(dāng)氫含量低于3％時(shí)，鋼板表面上存在的鐵氧化物的還原不充分，當(dāng)超過70％時(shí)，雖然鋼板表面的鐵氧化物的還原效果優(yōu)異，但是考慮到經(jīng)濟(jì)性，優(yōu)選限制在30％。
優(yōu)選地，在所述再結(jié)晶退火之前，可以進(jìn)一步實(shí)施在退火的所述冷軋鋼板的表面用選自fe、ni、co及sn中的至少一種成分以0.01～2g/m2的鍍覆量進(jìn)行鍍覆的步驟，然后實(shí)施再結(jié)晶退火。如果實(shí)施上述的預(yù)先鍍覆，則對(duì)于將退火爐內(nèi)露點(diǎn)控制在目標(biāo)范圍非常有效。
在所述再結(jié)晶退火后，實(shí)施冷卻，根據(jù)期望的強(qiáng)度和延伸率并根據(jù)期望的微細(xì)組織，可以以2～150℃/秒的平均冷卻速度冷卻至200～600℃。優(yōu)選地，所述冷卻可以分為第1次冷卻和第二次冷卻來實(shí)施，所述第二次冷卻速度大于第一次冷卻速度，更優(yōu)選地，在所述第一次冷卻中冷卻至400～740℃，在所述第二次冷卻中冷卻至200～600℃。如上所述，由于將冷卻分為第一次冷卻和第二次冷卻，并使第一次冷卻速度低于第二次冷卻速度，從而在高溫下快速冷卻鋼板時(shí)，能夠防止鋼板上產(chǎn)生微小的扭曲的現(xiàn)象。
為了防止通過再結(jié)晶退火在鐵素體和奧氏體的兩相區(qū)奧氏體相變?yōu)殍F素體，平均冷卻速度應(yīng)至少在2℃/秒以上。但是，當(dāng)冷卻速度超過150℃/秒時(shí)，因快速冷卻而鋼板寬度方向的溫度偏差變大，導(dǎo)致鋼板的形狀不好。
冷卻的所述鋼板以鍍液溫度－20℃～鍍液溫度+100℃的溫度，對(duì)冷卻的所述鋼板實(shí)施再加熱或者冷卻。當(dāng)所述冷卻的鋼板的引入溫度低于鍍液溫度－20℃時(shí)，鋅的潤濕性降低，當(dāng)鋼板引入溫度超過鍍液溫度－20℃時(shí)，使鍍液溫度局部上升，存在難以控制鍍液溫度的缺陷。
將再加熱或者冷卻的所述鋼板浸漬在保持450～500℃的溫度的鍍鋅液中并實(shí)施鍍覆。當(dāng)鍍液的溫度低于450℃時(shí)，鋅的粘度增加，鍍液中的輥的驅(qū)動(dòng)性降低，當(dāng)鍍液的溫度超過500℃時(shí)，鋅的蒸發(fā)增加，因此不優(yōu)選。
在此，優(yōu)選地，所述鍍鋅液中，以重量％計(jì)，包括0.2～1％的al，包括0.5％以下的選自fe、ni、cr、mn、mg、si、p、s、co、sn、bi、sb及cu中的至少一種成分，包括余量zn及其他不可避免的雜質(zhì)。通過浸漬在鍍鋅液中以鍍覆多種鋼種的鋼板，鋼板的一部分成分可能溶解于鍍液中，當(dāng)所述多種成分溶解于鍍液中而具有0.5％以下的含量時(shí)，對(duì)熱浸鍍鋅不產(chǎn)生影響。并且，當(dāng)所述al的含量小于0.2％時(shí)，在基材鐵與鍍層界面上形成的fe-al合金相的形成被抑制住，當(dāng)al的含量超過1％時(shí)，鍍層內(nèi)的al的含量增加而降低焊接性，因此，鍍液中的al的含量優(yōu)選為0.2～1重量％。
如上所述，通過本發(fā)明的制造方法制造的冷軋鋼板的微細(xì)組織可以包括鐵素體、貝氏體、馬氏體及奧氏體，尤其，以面積分?jǐn)?shù)計(jì)，具有5～25％的殘余奧氏體，從而能夠獲得1000mpa以上的拉伸強(qiáng)度和拉伸強(qiáng)度(mpa)×延伸率(％)≥15000的值。
具體實(shí)施方式
下面，參照實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行更詳細(xì)的說明。但是，需要注意的是，下面的實(shí)施例僅僅是為了更詳細(xì)地說明本發(fā)明而例示的，其并不旨在限定本發(fā)明的權(quán)利范圍。這是因?yàn)楸景l(fā)明的權(quán)利范圍是通過權(quán)利要求書中記載的事項(xiàng)和由此合理推測(cè)的事項(xiàng)來確定。
將具有下表1的組成的鋼進(jìn)行溶解后，制造板坯。將所述板坯在1200℃的溫度下保持1小時(shí)后，在900℃的溫度下進(jìn)行精軋后冷卻至650℃，然后在保持650℃的保溫爐中保持1小時(shí)，然后實(shí)施爐冷。
對(duì)結(jié)束冷卻的熱軋鋼板，通過肉眼觀察是否產(chǎn)生熱軋裂紋，并利用60℃、17vol％hci溶液實(shí)施30秒的酸洗以溶解鋼板表面的氧化鐵。對(duì)于一部分試片，實(shí)施30秒的酸洗還不充分時(shí)，進(jìn)一步實(shí)施20秒的酸洗，當(dāng)經(jīng)過總50秒的酸洗也還存在未酸洗的表面氧化鐵時(shí)，標(biāo)記為酸洗不良。
對(duì)結(jié)束酸洗的鋼板以55％的壓下率實(shí)施冷軋，通過預(yù)處理去除粘在冷軋鋼板表面的異物，然后以下表2的加熱和冷卻條件實(shí)施退火，然后以表2的鍍覆條件實(shí)施鍍覆，并利用氣刀調(diào)節(jié)為按一面基準(zhǔn)60g/m2的鍍覆附著量，并進(jìn)行冷卻以制造鍍覆鋼板。
對(duì)如上所述結(jié)束鍍覆的鍍覆鋼板的表面，通過肉眼確認(rèn)是否存在未鍍覆部位以及未鍍覆程度來評(píng)價(jià)表面質(zhì)量，并將其結(jié)果表示在表3。并且，為了評(píng)價(jià)鍍覆粘附性，在鋼板表面涂覆汽車構(gòu)造用粘附劑后進(jìn)行干燥，然后彎曲90°后確認(rèn)鍍覆鋼板是否粘在粘附劑上來評(píng)價(jià)粘附性，并將其結(jié)果表示在表3。表3中對(duì)于表面質(zhì)量的評(píng)價(jià)是用“○：不存在未鍍覆部位；△：存在直徑為2mm以下的尺寸的未鍍覆；×：存在直徑超過2mm的未鍍覆”來表示。
并且，對(duì)鍍覆鋼板用jis5號(hào)實(shí)施拉伸試驗(yàn)，測(cè)定鋼板的拉伸強(qiáng)度和延伸率，并換算成拉伸強(qiáng)度和拉伸強(qiáng)度(mpa)×延伸率(％)形式后表示在表3。
并且，為了觀察鋼板表層部的sb濃縮，用聚焦離子束(focusedionbeam；fib)加工剖面并通過三維原子探針層析技術(shù)(3-dapt(atomprobetopography))的組成剖面分布來測(cè)定從基材鐵表層部到沿基材鐵深度方向的0.1μm以內(nèi)的sb含量，并測(cè)定從基材鐵表層部到沿基材鐵深度方向的0.5μm以后的sb含量，由此測(cè)定表層部0.5μm以后的sb含量與0.1μm以內(nèi)的sb含量的比例，并將其作為濃縮度。
[表1]
[表2]
[表3]
如所述表1至表3所示，本發(fā)明的發(fā)明例的試片3、6、8、10-13及15是使用具有本發(fā)明中限定的成分范圍的鋼種，并通過本發(fā)明的制造方法制造熱浸鍍鋅鋼板，沒有產(chǎn)生熱軋裂紋而且酸洗性也優(yōu)異。并且，制造的鋼板的拉伸強(qiáng)度為1000mpa以上，ts×el值也高，15000以上，因此具有優(yōu)異的材質(zhì)特性。并且，從基材鐵表層部到沿基材鐵深度方向的0.1μm以內(nèi)的sb的濃縮度高，1.5以上，抑制si、mn的表面濃縮，從而不產(chǎn)生未鍍覆，而且鍍層/基材界面的fe-al合金相細(xì)密地形成，因此鍍覆粘附性優(yōu)異。
比較例1是制造方法滿足本發(fā)明的范圍，但是鋼中沒有添加sb的情況，在退火過程中不能抑制si、mn、al等氧化性成分的表面擴(kuò)散，因此由于厚的表面氧化物而導(dǎo)致鋅的潤濕性差，表面質(zhì)量不良，由于表面氧化物而導(dǎo)致鍍層/基材界面的fe-al合金相沒有細(xì)密地形成，因此鍍層與基材鐵之間的粘附性不良。
比較例2是鋼成分中mn和cr含量低于本發(fā)明中限定的范圍，拉伸強(qiáng)度低于本發(fā)明中限定的范圍，鋼中沒有添加sb的情況，由于厚的表面氧化物而導(dǎo)致鋅的潤濕性差，表面質(zhì)量不良，由于表面氧化物而導(dǎo)致鍍層/基材界面的fe-al合金相沒有細(xì)密地形成，因此鍍層與基材鐵之間的產(chǎn)生了鍍層剝落。
比較例4和17是鋼成分滿足本發(fā)明中限定的范圍，但是退火爐內(nèi)露點(diǎn)高于本發(fā)明中限定的范圍的情況，因通過添加sb抑制si、mn、al成分向鍍層表面擴(kuò)散的效果，鍍覆表面質(zhì)量和鍍層/基材鐵之間的粘附性優(yōu)異，但是si、mn、al成分在鋼板表層部基材鐵內(nèi)部的晶界和晶粒內(nèi)被氧化而以內(nèi)部氧化物的形式存在，在鍍覆粘附性評(píng)價(jià)過程的90°的彎曲加工時(shí)產(chǎn)生存在內(nèi)部氧化物的表層部晶界破壞，在該部分產(chǎn)生剝離，最終導(dǎo)致鍍覆粘附性不良。
比較例5是鋼成分中si添加量超過本發(fā)明，但是沒有添加sb的情況，因添加過多的si而導(dǎo)致熱軋鋼板邊緣產(chǎn)生裂紋，由于沒有添加sb，厚的表面氧化物導(dǎo)致鍍層/基材界面的fe-al合金相沒有細(xì)密地形成，產(chǎn)生鍍層剝落。
比較例7是鋼成分滿足本發(fā)明的范圍，但是退火溫度低于本發(fā)明中限定的范圍的情況，由于沒有進(jìn)行充分的再結(jié)晶，雖然強(qiáng)度高但延伸率低，因此ts×el低于本發(fā)明中限定的范圍。但是，sb的添加量和其他條件滿足本發(fā)明，從基材鐵表層部到沿基材鐵深度方向的0.1μm以內(nèi)的sb濃縮度滿足本發(fā)明中限定的范圍，因此抑制表面氧化物的形成而表面質(zhì)量和鍍覆粘附性優(yōu)異。
比較例9是鋼成分滿足本發(fā)明的范圍而材質(zhì)特性優(yōu)異，但是退火爐內(nèi)露點(diǎn)低于本發(fā)明中限定的范圍的情況，由于在退火過程中鋼板表面上形成的以si、mn、al為主要成分的復(fù)合氧化物中si和al含量相比mn大幅增加，因此即使具有本發(fā)明的成分組成的鋼板的情況下，也不能充分地確保鋅的潤濕性，在鋼板表面存在直徑為2mm以下的尺寸的未鍍覆，而且鍍層/基材界面的fe-al合金相沒有細(xì)密地形成，產(chǎn)生鍍層剝落。
比較例14是鋼中si和mn含量低于本發(fā)明中限定的范圍，且沒有添加sb的情況，拉伸強(qiáng)度低，847mpa以上，并且ts×el值低于本發(fā)明中限定的范圍。但是，由于si和mn含量低，因此即使沒有添加sb而且退火爐內(nèi)的露點(diǎn)溫度超出本發(fā)明的范圍，由于si、mn、al等的表面氧化物形成得較少，存在2mm以下的未鍍覆，但是由于鍍層/基材界面的fe-al合金相較細(xì)密地形成，因此鍍覆粘附性優(yōu)異。
比較例15是鋼中沒有添加ti和sb的情況，因aln形成而導(dǎo)致熱軋裂紋的產(chǎn)生，并且因沒有添加sb而表面質(zhì)量和鍍覆粘附性不良。
比較例18是鋼成分滿足本發(fā)明中限定的范圍，其他制造條件在本發(fā)明的范圍以內(nèi)，因此材質(zhì)特性優(yōu)異，但是鋼板的鍍液引入溫度低于本發(fā)明中限定的范圍的情況，鋼板和鋅的潤濕性降低，鍍覆表面質(zhì)量不良，并且由于鍍層/基材界面的fe-al合金相沒有細(xì)密地形成而鍍覆粘附性差。
比較例19是鋼成分滿足本發(fā)明中限定的范圍，但是退火后冷卻速度慢于本發(fā)明中限定的范圍，冷卻中一部分奧氏體相相變?yōu)橹楣怏w而延展性減少，ts×el值低于本發(fā)明中限定的范圍。
比較例20是鋼成分滿足本發(fā)明中限定的范圍，其他制造條件為本發(fā)明的范圍以內(nèi)，因此材質(zhì)特性優(yōu)異，但是鍍液中al含量低于本發(fā)明中限定的范圍的情況，鍍覆后鍍層/基材界面的fe-al合金相的形成不充分而鍍覆粘附性差。
比較例21是鋼中ni含量超過本發(fā)明的范圍的情況，因高ni而熱軋鋼板的酸洗性降低，酸洗后在熱軋鋼板表面存在一部分未酸洗的氧化物，在之后的冷軋和鍍覆后一部分未酸洗的氧化物殘留在鋼板上，存在一部分直徑為2mm以下的尺寸的未鍍覆，因此表面質(zhì)量不良。但是，sb的添加量、其他鋼成分及制造方法滿足本發(fā)明中限定的范圍，因此材質(zhì)特性滿足本發(fā)明，并且從基材鐵表層部到沿基材鐵深度方向的0.1μm以內(nèi)的sb濃縮度滿足本發(fā)明的范圍，通過表面氧化物的抑制效果，鍍層/基材界面的fe-al合金相細(xì)密地形成，因此鍍覆粘附性優(yōu)異。
比較例22是鋼成分中sb含量低于本發(fā)明中限定的范圍的情況，從基材鐵表層部到沿基材鐵深度方向的0.1μm以內(nèi)的sb濃縮度低于本發(fā)明中限定的范圍，表面氧化物減少效果低，因此鋅的潤濕性提高效果微弱，并且鍍層/基材界面的fe-al合金相的形成不充分而鍍覆粘附性不良。
比較例23是鋼成分中mn含量超過本發(fā)明中限定的范圍的情況，即使其他成分和制造條件滿足本發(fā)明，由于退火后在表面上形成的氧化物厚而鍍覆后鍍覆粘附性不良，并且表面潤濕性也稍微降低而存在直徑為2mm以下的尺寸的未鍍覆。