CN107849668A - 具有优良抗时效性能和烘烤硬化性的热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板及其生产方法 - Google Patents

具有优良抗时效性能和烘烤硬化性的热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板及其生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种具有优良的抗时效性能和烘烤硬化性的热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板及其生产方法。本发明涉及一种具有优良的抗时效性能和烘烤硬化性的热浸镀锌钢板，该热浸镀锌钢板在基底钢板的表面上具有熔融镀锌层，其中所述基底钢板包含：0.002‑0.012％的碳(C)；1.6‑2.7％的锰(Mn)；0.03％以下(不含0％)的磷(P)；0.01％以下(不含0％)的硫(S)；0.01％以下(不含0％)的氮(N)；0.02‑0.06％的铝(sol.Al)；1.0％以下(不含0％)的铬(Cr)，其余为铁和不可避免的杂质；基底钢板满足1.3≤Mn(wt％)/(1.15×Cr(wt％))≤20.5的关系；由关系式1定义的Mneq满足1.9≤Mneq≤3.9；钢的微观组织包括面积比为95％以上的铁素体，其余为硬质第二相；铁素体晶界中存在的由关系式2定义的马氏体的占比为90％以上，以及通过关系式3定义的、在基底钢板的1/4t点处的马氏体相中的平均Mn浓度wt％(a)与马氏体相的1μm以内的铁素体相中的平均Mn浓度wt％(b)之差为0.3wt％以上。

Description

具有优良抗时效性能和烘烤硬化性的热浸镀锌钢板和合金化 热浸镀锌钢板及其生产方法
技术领域
本发明涉及汽车车身面板用材料，更具体地涉及冷轧钢板、热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板及其生产方法，所述钢板可用于汽车车身面板等，因为由于其具有优良的抗时效性能和烘烤硬化性，即使在长距离运输期间也不会发生由时效引起的表面缺陷。
背景技术
用于汽车车身面板的材料要求具有高度屈服强度的钢板以保护其表面免受外部冲击。具有尽可能高的屈服强度的钢板可用于防止驾驶期间在车身面板中出现缺陷，因此有助于增加抗凹性和轻量性。
以往，拉伸强度为340MPa的烘烤硬化性(BH)型钢板主要应用于需要良好的抗凹性的车门、行李箱盖、挡泥板等车身面板。近年来，由于屈服强度的重要性上升，由于抗凹性评价，将钢板设计为具有180MPa或更高的屈服强度用于车身面板。因此，已研制出屈服强度为210Mpa、240MPa或260MPa的高强度BH型钢板，由于其屈服强度的提高导致厚度减小，从而实现轻量化。正在推广这种钢板的大量生产。
大多数这类钢通过使用超低碳钢作为母材以及有效将Ti或Nb的量控制至少量而具有烘烤硬化性。然而，由于炼钢操作期间C的含量范围的变化，钢的烘烤硬化性(以下称为“BH性能”)可能变化。当钢的BH性能部分增加时，其抗时效性能(以下称为“AI”性能)可能降低，从而在部件加工期间由于长距离运输导致的时效而可能发生表面缺陷。
也就是说，当BH性能增加时，抗时效性能可能恶化。抗时效性能可能由于钢板的长距离运输以及在部件加工之前在仓库中的长期储存造成的时效而降低，这可能引起表面缺陷，其中钢板被压之后车身面板的表面可能会起皱。因此，作为BH型钢板存在多个问题。因此，需要开发能够生产复相(铁素体和马氏体)BH型钢板的技术，在该复相BH型钢板中很少出现时效，因为其具有改进的抗时效性能以及BH性能。
这样的复相BH型钢板在具有抗时效性能的同时具有优异的BH特性，这是由于其微观组织内形成的马氏体(M)相的周围的可移动电位(movable potential)导致。但是，为了生产这样的复相BH型钢板，添加适当量或更多的C、Mn、Cr等基本的硬化性元素是重要的。因此，生产具有低屈服强度的复相钢可能有些困难。
同时，汽车用钢板应具有高度的耐腐蚀性。因此，具有高度耐腐蚀性的热浸镀锌钢板长期以来被用作汽车用钢板。由于热浸镀锌钢板是使用连续式热浸镀锌设备生产的，在该设备中在同一生产线上进行再结晶退火工序和镀锌工序，因此可以以低成本生产耐腐蚀性高的热浸镀锌钢板。另外，由热浸镀锌钢板加热得到的合金化热浸镀锌钢板具有高度的可焊性或成形性，并具有高度的耐腐蚀性，因而被广泛使用。
作为这样的复相BH型钢板，专利文献1(第2010-0023025号日本专利)公开了一种具有优异BH特性的BH钢，该BH钢通过以下操作制备：具有0.01-0.12wt％的C、低于2wt％的Mn，控制第二相平均粒径的面积比，以及在退火期间将加热速率控制在3℃/s以下。但是，由于退火时的加热速率过低，在实际批量生产BH钢时，经济效益可能不足。特别是由于C的含量约为0.02wt％，所以其屈服强度可以为230MPa以上。因此，在部件加工期间，表面缺陷很可能发生。
专利文献2(第2012-0025591日本专利)公开了通过将C含量超过0.015wt％的钢板中所含的P的含量控制在0.015-0.05wt％的方式生产的复相BH型钢板。但是，其拉伸强度为440MPa以上，屈服强度为220MPa左右，因而难以用上述复相BH型钢板代替现有的340BH钢板。通过在其中部分地引入贝氏体(B)相，可以增加其扩孔能力。然而，由于在部件加工期间的高屈服强度，这也可能高度增加表面缺陷的可能性。
专利文献3(第2009-035818号日本专利)公开了一种钢，由于贝氏体包含在所述钢的微观组织的一部分中，导致的屈服强度相对于拉伸强度增加，从而产生表面缺陷。由于钢中的Cr含量超过0.5wt％，因此在钢板表面形成Cr基氧化物，有可能在热轧时难以除去氧化皮。因此，作为车身面板，钢板可能具有大量的表面缺陷。结果，钢板在制造具有美丽表面的车身面板用钢中可能是不利的。
发明内容
【技术问题】
本发明的一个方面可以提供一种热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板，以解决现有技术的上述限制，所述热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板具有优化的组成，并在优化的生产条件下生产以改善烘烤硬化性和抗时效性能，并调整屈服强度至170MPa以上的范围内，从而在汽车车身面板的制造中使用钢板。
本发明的一个方面还可以提供一种用于生产热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板的方法。
然而，本发明的方面不限于此。将在下面的描述中部分阐述其他方面，并且对相关领域的普通技术人员而言所述其他方面将因该描述变得显而易见。
【技术方案】
根据本发明的一个方面，可以提供具有优异抗时效性能和烘烤硬化性的热浸镀锌钢板。热浸镀锌钢板在基底钢板表面具有镀锌层。基底钢板可以包含：以wt％计，0.002-0.012％的碳(C)；1.6-2.7％的锰(Mn)；0.03％以下(不含0％)的磷(P)；0.01％以下(不含0％)的硫(S)；0.01％以下(不含0％)的氮(N)；0.02-0.06％的铝(sol.Al)；1.0％以下(不含0％)的铬(Cr)，其余为铁和不可避免的杂质。基底钢板满足1.3≤Mn(wt％)/(1.15×Cr(wt％))≤20.5的关系；由下面的关系式1定义的Mneq满足1.9≤Mneq≤3.9。
钢的微观组织可以包括面积比为95％以上的铁素体，其余为硬质第二相。
铁素体晶界中存在的由下面的关系式2定义的马氏体的占比可以为90％以上。
通过下面的关系式3定义的、在基底钢板的1/4t点处的马氏体相中的平均Mn浓度wt％(a)与马氏体相的1μm以内的铁素体相中的平均Mn浓度wt％(b)之差可以为0.3wt％以上，
[关系式1]
Mneq＝Mn+0.45Si+2P+1.15Cr
[关系式2]
P(％)＝{Pgb/(Pg+Pgb)}×100
其中P为铁素体晶界中存在的马氏体占比，Pgb为铁素体晶界中存在的马氏体占有面积，Pg为铁素体晶粒中存在的马氏体占有面积，
[关系式3]
a-b≥0.3wt％
其中a是基底钢板的1/4t点处的马氏体相中的平均Mn浓度wt％(a)，b是马氏体相1μm以内的铁素体相的平均Mn浓度wt％(b)。
基底钢板还可以含有0.003％以下(不含0％)的硼(B)和0.2％以下(不含0％)的钼(Mo)中的至少一种。
形成第二相的马氏体相中的平均直径1μm以下的细晶马氏体的面积％优选为2％以下(不含0％)。
在进行平整轧制之前，基底钢板可以具有210MPa以下的屈服强度和0.55以下的屈服比。
根据本发明的一个方面，可以提供一种通过对热浸镀锌钢板的镀锌层进行合金化处理而制成的具有优异抗时效性能和烘烤硬化性的合金化热浸镀锌钢板。
根据本发明的一个方面，一种生产具有优异的抗时效性能和烘烤硬化性能的热浸镀锌钢板的方法可以包括：准备钢坯，所述钢坯包括：0.002-0.012％的碳(C)；1.6-2.7％的锰(Mn)；0.03％以下(不含0％)的磷(P)；0.01％以下(不含0％)的硫(S)；0.01％以下(不含0％)的氮(N)；0.02-0.06％的铝(sol.Al)；1.0％以下(不含0％)的铬(Cr)，其余为铁和不可避免的杂质；其中所述钢坯满足1.3≤Mn(wt％)/(1.15×Cr(wt％))≤20.5的关系，由下面的关系式1定义的Mneq满足1.9≤Mneq≤3.9，并重新加热所述钢坯；在(Ar3+20℃至950℃)的温度范围内对再加热的钢坯进行热精轧，然后在450℃-700℃的温度范围内卷取热轧钢坯；以40％-80％的压下率冷轧卷取的热轧钢板，然后在760-850℃的温度范围内对冷轧钢板进行连续退火；以3℃/s以上的平均冷却速率将连续退火后的钢板一次冷却至630-670℃的温度范围内，将一次冷却后的钢板浸渍于镀锌锅中对其进行镀锌，然后以4℃/秒以上的平均冷却速率将镀锌钢板二次冷却至(Ms-200℃)以下的温度。
所述钢坯还可以含有0.003％以下(不含0％)的硼(B)和0.2％以下(不含0％)的钼(Mo)中的至少一种。
另外，基底钢板可以形成通过二次冷却生产的镀锌钢板。
钢的微观组织包括面积比为95％以上的铁素体，其余为硬质第二相。
由下面的关系式2定义的铁素体晶界中存在的马氏体的占比可以为90％以上。
通过下面的关系式3定义的、在钢坯的1/4t点处的马氏体相中的平均Mn浓度wt％(a)与马氏体相的1μm以内的铁素体相中的平均Mn浓度wt％(b)之差可以为0.3wt％以上。
在形成第二相的马氏体相中，平均直径为1μm以下的细晶马氏体的面积％可以为2％以下(不包括0％)。
根据本发明的一个方面，一种具有优良的抗时效性能和烘烤硬化性的合金化热浸镀锌钢板的生产方法，可以包括在一次冷却后将钢板浸入镀锌锅中镀锌，在460-610℃的温度范围内对镀锌钢板进行合金化处理，然后可以以4℃/s以上的平均冷却速率将合金化钢板二次冷却到(Ms-200℃)以下的温度。
【有益效果】
根据本发明的示例性实施方案，可以提供具有优异的抗时效性能和烘烤硬化性的热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板，因此该钢板可适用于在长距离运输过程中不会出现时效缺陷的汽车车身面板。
附图说明
图1示出根据本发明示例性实施方案的、基底钢板1/4t点处的马氏体(M)相中的平均Mn浓度wt％(a)与马氏体(M)相1μm以内的铁素体相中的平均Mn浓度wt％(b)之差；以及
图2示出根据本发明示例性实施方案的、在基底钢板的1/4t点处具有在铁氧体(F)相周围形成的马氏体(M)相的微观组织的透射电子显微镜(TEM)图像。
具体实施方案
为了提供适合用于汽车车身面板的钢板，本发明人进行了重大研究，通过确保抗时效性能和烘烤硬化性来开发具有优异加工性能的钢板。结果，发明人发现通过优化合金元素含量和生产条件可以获得具有所需性能的复相钢板，并且基于这种认识，发明人创造了本发明。
在下文中，将详细描述本发明中的示例性实施方案。
首先，将描述根据本发明的示例性实施方案的具有抗时效性能和烘烤硬化性的热浸镀锌或合金化热浸镀锌钢板。
根据本发明的一个示例性实施方案的形成热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板的冷轧钢板(基底钢板)或基底钢板可以包括：以wt％计，0.002-0.012％的碳(C)；1.6-2.7％的锰(Mn)；0.03％以下(不含0％)的磷(P)；0.01％以下(不含0％)的硫(S)；0.01％以下(不含0％)的氮(N)；0.02-0.06％的铝(sol.Al)；1.0％以下(不含0％)的铬(Cr)，其余为铁和不可避免的杂质。以下将详细描述合金元素和限制其组成的原因。这里，除非另有说明，各元素的含量以wt％给出。
碳(C)：0.002％-0.012％
在本发明的示例性实施方案中，碳(C)可以是通过保证第二相来生产具有复杂相的钢板的重要元素。C可以在钢板中形成马氏体作为双相之一，从而保证了钢板的强度。通常，随着C的含量增加，可能容易形成马氏体，这对于生产复相钢可能是有利的。然而，控制C的含量以产生最佳的复相钢是重要的。当C的含量过低时，可能无法确保足够面积比的第二相。因此，使用复相钢可能无法生产具有优良抗时效性能的烘烤硬化性型钢板。相反，当C的含量过高时，过高的C含量可能有利于形成复相钢。但是，其屈服强度可能会增加，使得在表面光轧过程之前可能不能获得屈服强度为210MPa或更低的复相钢，而在加工客户的组件的过程中很可能发生表面弯曲缺陷。
本发明的目的是通过尽可能地优化C的含量来生产具有低C含量的优良抗时效性能的烘烤硬化型复相钢。当C含量小于0.002％时，可能得不到复相钢。当C含量超过0.012％时，可能获得复相钢，但其屈服强度可能增加，从而通常不能生产具有优异表面质量的烘烤硬化钢。因此，在本发明的示例性实施方案中，可以优选将C的含量限制在0.002％-0.012％的范围内，更优选在0.004％-0.01％的范围内。
锰(Mn)：1.6％-2.7％
锰(Mn)可以是提高具有复相的钢板的硬化性的元素。特别地，Mn可能是在形成马氏体中起重要作用的元素。通过固溶强化的效果，Mn对于提高传统的固溶强化钢的强度有效。此外，Mn可能引起不可避免地加入到钢中的硫(S)析出成MnS，从而防止在热轧过程中由S引起的断裂和高温脆化。
在本发明的示例性实施方案中，可以优选添加1.6％或更多的Mn。当Mn含量小于1.6％时，可能不会形成马氏体。因此，在复相钢的拉伸过程中可能出现屈服点延伸性能，并且其屈服比可能增加，而可能难以生产复相钢。另一方面，当Mn含量超过2.7％时，马氏体过度形成，钢的质量可能不令人满意，并且可能在其微观结构中形成Mn带(例如，Mn氧化物的带)从而增加发生裂纹和断裂的风险。另外，在退火过程中Mn氧化物可能在钢的表面上析出，因此钢的镀覆性可能显著降低。
因此，在本发明的示例性实施方案中，可以优选将Mn的含量限制在1.6％-2.7％，更优选2.0％-2.4％。
铬(Cr)：1.0％以下(不包括0％)
铬(Cr)可以是具有类似于上述Mn特征的元素。Cr可以添加到钢中以增加钢的硬化性和强度。Cr可以有效地形成马氏体。Cr在热轧过程中可能形成粗大的Cr基碳化物如Cr23C6，从而使溶解于钢中的C形成适量或更少量的沉淀。因此，Cr可以抑制屈服点延伸率(YP-El)，并且在生产具有低屈服比的复相钢中可能是有利的。另外，在提高钢的强度时，Cr可以显著降低钢的延伸率的减少，有利于生产高延展性的复相钢。
在本发明的示例性实施方案中，通过改善钢板的硬化性，Cr可以促进钢板中马氏体的形成。但是，如果Cr含量超过1.0％，则形成过量的马氏体会使钢板的强度和延伸率降低。因此，在本发明的示例性实施方案中，可以优选将Cr的含量限制在1.0％以下(考虑到在生产过程中不可避免地添加的Cr的量，该范围不包括0％)。
磷(P)：0.03％以下(不含0％)
在钢中，磷(P)可能是保证强度的最有效的元素，而不会显著降低成形性。但是，如果在钢中添加过量的P，则脆性断裂的可能性显著增加，因此在热轧工序中钢坯有可能断裂。另外，过量的P可能降低镀层表面质量。
因此，在本发明的示例性实施方案中，可以将P的含量限制为最大0.03％(考虑到不可避免地加入的P的量，该范围不包括0％)。
硫(S)：0.01％以下(不含0％)
硫(S)可能是不可避免地添加到钢中的杂质，并且将S的含量控制为尽可能低是重要的。特别是钢中的S可能会增加发生红色脆性的可能性，因此S的含量优选控制在0.01％以下(考虑到在生产过程中不可避免地加入的S的量，该范围不包括0％)。
氮(N)：0.01％以下(不含0％)
氮(N)可能是不可避免地添加到钢中的杂质。尽管控制N的含量尽可能低是重要的，但这可能会急剧地增加钢的精炼成本。因此，考虑到生产条件，可以优选将N的含量控制在0.01％或更小的范围内(考虑到不可避免地加入的N的量，该范围不包括0％)。
酸溶铝(sol.Al)：0.02％-0.06％
酸溶铝(sol.Al)可以是添加到钢中以显著减小钢的粒度并使钢脱氧的元素，当sol.Al的含量小于0.02％时，铝镇静钢可能不能在正常的稳定状态下生产。另一方面，当sol.Al的含量超过0.06％时，过量的sol.Al可能有利于增加由于晶粒细化效应而导致的钢的强度。然而，由于在连续铸造炼钢操作过程中夹杂物的过度形成，除了热浸镀锌钢板的表面缺陷增加之外，生产成本可能增加。因此，在本发明的示例性实施方案中，可以优选将sol.Al的含量控制为0.02％-0.06％。
在本发明的示例性实施方案中，作为其他可选元素的硼(B)和钼(Mo)中的至少一种可以包含在钢中，并且可以稍微增加钢的硬化性以帮助生产复相钢。
硼(B)：0.003％以下(不含0％)
硼(B)可以是添加到钢中以防止由于添加P而引起的二次加工脆化的元素。当B的含量超过0.003％时，钢的延伸率可能降低，因此可以将B的含量控制为0.003％以下(考虑到不可避免的添加的B的量，该范围不包括0％)。
钼(Mo)：0.2％以下(不包括0％)
钼(Mo)可以是增加具有复相的钢板的硬化性的元素。特别地，Mo可能是在形成马氏体中起到重要作用的元素。在本发明的示例性实施方案中，可以优选添加0.2％以下、更优选0.1％以下的Mo。当Mo的含量超过0.2％时，钢板的硬化性可能增加以帮助形成马氏体(M)相。然而，由于Mn本身含量增加，在合金设计时可能会增加生产成本，同时钢板的屈服强度可能会增加。
在本发明的一个示例性实施方案中，Mo和B可以同时添加，或者可以单独添加Mo。这里，由于在退火过程中可以形成均匀的晶粒，所以形成均匀的晶粒在成形性方面是有利的。因此，在本发明的示例性实施方案中，可以优选将Mo的含量限制在0.02％以下。
除了上述元素之外，根据本发明的示例性实施方案的基底钢板可以包括余量的Fe和其他不可避免的杂质。
此外，根据本发明示例性实施方案的形成热浸镀锌钢板等的基底钢板可以优选使固化元素Mn和Cr的关系保持为1.3≤Mn(wt％)/(1.15×Cr(wt％))≤20.5。当Cr的含量与Mn的含量相比增加时，即使两种元素的性能在硬化性方面类似，但是当添加过量的Cr(增加抗腐蚀性的元素)时，在热轧过程后可能会出现去除酸洗的氧化铁皮的问题。特别是基底钢板不能用作车身钢板。
因此，根据本发明的示例性实施方案的基底钢板可以优选地满足1.3≤Mn(wt％)/(1.15×Cr(wt％))≤20.5的关系。当关系式Mn(wt％)/(1.15×Cr(wt％))超过20.5时，有可能无法确保车身面板的表面质量。当该值小于1.3时，Mn的含量可能相对增加，从而在微观组织中可能形成Mn带，从而导致除了表面缺陷之外的加工缺陷。
另外，需要添加适量或更多的作为硬化性提高元素的Mn、Cr等以生产复相钢，使用具有本发明示例性实施方案中要求的0.012％以下的C量的超低碳钢。在本发明的一个示例性实施方案中，控制组成可能是优选的，使得由下面[关系式1]定义的表示用于形成马氏体(M)相的硬化性的Mneq值可以满足1.9≤Mneq≤3.9。
当Mneq值小于1.9时，即使在退火工艺之后进行快速冷却，由于C的含量低，可能根本不形成马氏体(M)相，这可能不符合本发明示例性实施方案的条件。当Mneq值超过3.9时，可能会生成复相钢。然而，大量合金元素的添加可能涉及其屈服强度和拉伸强度的增加，并且可能导致其延伸率的劣化。考虑到这一点，在本发明的示例性实施方案中，可以优选将Mneq值控制在1.9-3.9的范围内，更优选2.1-3.5的范围内。
[关系式1]
Mneq＝Mn+0.45Si+2P+1.15Cr
满足上述组成的本发明的热镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板可以优选包含主相为铁素体以及剩余部分为马氏体作为其基底钢板的微观组织。在这里，贝氏体也可以部分包括在内。贝氏体的量可以优选地控制为尽可能低(如果可能，控制为零)。
因此，在形成热浸镀锌钢板的基底钢板中，根据本发明的示例性实施方案，其微观组织可以优选由95％以上(以面积％计)的铁素体和剩余的硬质第二相组成(基于微观组织的总厚度(t))。在本发明的一个示例性实施方案中，当铁素体分数小于95％时，第二相的分数可以相对增加，这可能在生产复相钢中是有利的。但是，如果铁素体分数降低，则屈服强度和屈服比会增加，在加工部件时，也容易产生表面弯曲缺陷。因此，可以优选将铁素体的分数控制在95％以上。
在此，在本发明的示例性实施方案中，可以优选将硬质第二相中具有1μm以下的平均直径的细晶马氏体分数控制为以面积％计2％以下(不包括0％)。由于过多的马氏体(M)相分布广泛，因此在马氏体相周边形成的可动电位与固溶C的相互作用，可能表现出优异的烘烤硬化性。但是，在第二相中平均直径为1μm以下的细晶马氏体的比例超过以面积％计2％时，屈服比增大，屈服强度也增加，在加工组件期间表面缺陷发生的可能性变大。因此，可以优选将马氏体相的比例控制在以面积％计2％以下。
此外，在本发明的示例性实施方案中，由以下[关系式2]定义的、铁素体晶界中存在的马氏体的占比优选为以面积％计90％以上，
[关系式2]
P(％)＝{Pgb/(Pg+Pgb)}×100
其中P是铁素体晶界中存在的马氏体的占比，Pgb是铁素体晶界中存在的马氏体的占有面积，Pg是铁素体晶粒中存在的马氏体的占有面积。
在[关系式2]中，如果P(％)低于90％，则在铁素体(F)的晶粒内可能会形成大量的马氏体(M)相，从而可能不能生产具有优异的抗时效性能的烘烤硬化钢。更优选地，P(％)可以是92％以上。换句话说，这表明在生产具有优良抗时效性能的烘烤硬化钢时，在铁素体晶粒中存在大量细晶马氏体相可能是有利的。
即，晶粒内形成的马氏体(M)相周围的铁素体(F)相中可能形成大量的可动电位，通过可动电位与固溶C之间的相互作用而表现出烘烤硬化性。在170℃的正常烘烤温度下(20分钟)，集中在马氏体上的C的活性可能很高。当钢被加热时，C可以扩散到铁素体相中，从而与电势相互作用(以下称为“锁定”)，从而表现出优良的烘烤硬化性。另一方面，在人工时效(100℃，1小时)的条件下，集中在马氏体上的C的活性可能较低，使得C可以保持在马氏体(M)相上，而不会扩散进入铁素体(F)相，因此不会被马氏体相周围的电势锁定。因此，时效并不重要。在该方面中，由于微观组织内的晶粒中存在大量的马氏体(M)相，所以在铁素体(F)相的周围可能形成大量的可动电位，能够生产具有优良抗时效性能的烘烤硬化钢。
另一方面，优选在基底钢板的1/4t点处的马氏体(M)相的平均Mn浓度wt％(a)与马氏体(M)相的1μm以内的铁素体相的平均Mn浓度wt％(b)之差，如下面[关系式3]定义的，控制在0.3wt％以上，
[关系式3]
a-b≥0.3wt％
a是基底钢板的1/4t点的马氏体相中的平均Mn浓度wt％(a)，b是马氏体相的1μm以内的铁素体相中的平均Mn浓度wt％(b)。
第二相的强度即马氏体(M)相的硬度越高，与本发明的实施方案的条件越一致。为了提高马氏体相自身的强度，需要使马氏体相中所含的Mn含量高于其周围的铁素体相中所含的Mn含量。这表明，随着马氏体相的强度增加，可以使其周围的铁素体相相对软化，从而能够生产具有低屈服强度和低屈服比的钢板和具有优异抗时效性能的烘烤硬化钢。
即，随着马氏体相的强度增加，马氏体相中的固溶C的浓度(密度)变高，马氏体相内的C在适当的烘烤温度下容易扩散至铁素体相，从而增加烘烤硬化性。
在这方面，马氏体相中的Mn浓度wt％与马氏体相1μm内的铁素体相中的Mn浓度之间的差值较高对增加烘烤硬化性可能是有利的。当Mn浓度差小于0.3wt％时，在烘烤过程中C可能不容易扩散到铁素体相中，可能使得烘烤硬化性劣化。因此，可以优选将Mn浓度差控制在0.3wt％以上。
其中，各相(马氏体(M)相或铁素体(F)相)的Mn浓度分析可以通过以下操作进行：使用透射型电子显微镜(TEM)和能量色散X射线光谱(EDS)分析技术测量各相中10个点的Mn浓度，并测量Mn浓度的平均值。
具有上述钢组成和微观组织的本发明的示例性实施方案可以提供具有低屈服强度和低屈服比(例如在表面光轧之前屈服强度为210MPa以下，屈服比(YS/TS)为0.55以下)的冷轧钢板、热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板。
另外，本示例性实施方案可以提供具有优异抗时效性能的烘烤硬化钢，其可以基本上确保40MPa以上的烘烤硬化(BH)性能，并且在人工时效处理(100℃，1小时)后的拉伸试验中完全不显示屈服点延伸率(YP-El)，可以保证在室温下6个月的抗时效性。
接下来，将详细描述根据本发明的示例性实施方案的用于生产具有优异抗时效性能和BH性能的复相型热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板的方法。未镀锌的冷轧钢板(基底钢板)也可以包括在本发明的范围内。
首先，在本发明的示例性实施方案中，可以制备具有上述钢组成的钢坯，然后再加热。可以进行再加热过程使得能够顺利地进行随后的热轧工艺，并且可以充分获得钢板的预期物理性能。在本发明的示例性实施方案中，用于再加热过程的条件不受特别限制。可以使用用于再加热过程的正常条件。例如，再加热过程可以在1100℃-1300℃的温度范围内进行。
随后，在本发明的示例性实施方案中，可包括在(Ar3+20℃至950℃)的温度范围内对再加热后的钢坯进行热精轧，然后在450℃-700℃卷取热轧钢坯。
在此，在本发明的一个示例性实施方案中，优选在(Ar3+20℃至950℃)的温度范围内对再加热后的钢坯进行热精轧，其中Ar3通过下面的关系式4限定。热精轧工艺可以基本上有利地在奥氏体单相区域内的再加热的钢坯上进行。这是因为，当在奥氏体单相区域内进行热精轧处理时，基本上由单相晶粒组成的钢坯的显微组织可以均匀地变形，因此可以增加钢坯的微观组织的均匀性。当热精轧温度低于Ar3+20℃时，很可能对钢坯进行热轧以使其具有铁素体和奥氏体的双相组织，导致钢坯材质不均匀。另一方面，当热精轧温度超过950℃时，通过高温热轧工序可能会形成异常粗大的晶粒，因此，在冷却和卷取热轧钢板时，由于钢坯材质的不均匀性，热轧钢板可能会扭曲。
[关系式4]
Ar3＝910-310*C-80*Mn-20*Cu-15*Cr-55*Ni-80*Mo
其中Ar3是理论方程的温度。
在本发明的一个示例性实施方案中，在热精轧工艺之后，可以在450℃至700℃下卷取热轧钢板。如果卷取温度低于450℃，则可能在热轧钢板中形成过量的马氏体或贝氏体，导致热轧钢板的强度过度增加。因此，在随后的冷轧过程中可能出现由于轧制载荷引起的形状缺陷等问题。另一方面，当卷取温度超过700℃时，钢中有可能使热轧钢板的润湿性降低的元素(如Mn、B等)可能过度地集中在热轧钢板的表面。因此，可以优选将卷取温度控制在450℃-700℃。随后，可以在正常条件下对卷取的热轧钢板进行酸洗处理。
接下来，在本发明的示例性实施方案中，可以以40％-80％的压下率冷轧卷取的热轧钢板。冷轧工艺可以优选以40％-80％的压下率进行。当压下率低于40％时，可能难以获得预期的钢板厚度并难以校正钢板的形状。另一方面，如果压下率超过80％，则很可能在钢板的端部产生裂纹，有可能在冷轧工序中施加负荷。
随后，在本发明的示例性实施方案中，可以在760℃-850℃的温度范围内进行连续退火工艺。退火温度可以基本在双相退火温度范围内，并且在双相退火过程中根据铁素体和马氏体的比例，最终形成的马氏体含量可以不同。当退火温度低时，奥氏体的含量可能会降低，但奥氏体内的C浓度可能会很高。最终，可以形成具有高强度的马氏体相，从而当烘烤时钢板可以表现出优异的烘烤硬化性。另外，在退火温度过高的情况下，在现场生产工序中，钢板的形状有可能发生扭曲，形成比较粗大的马氏体相，可能不能生产本发明的示例性实施方案中需要的抗时效性能优异的烘烤硬化钢。当退火温度过低时，如果低于760℃，则钢板的拉伸强度有可能增加，从而在加工组件的过程中，很可能产生裂纹，钢板的延伸率降低。另一方面，当退火温度超过850℃时，高温退火过程可能导致钢板中的形状缺陷，并且其烘烤硬化性可能不良。因此，可以优选将连续退火温度限制在760℃-850℃、更优选770℃-810℃的范围内。
即使当前的温度范围在双相(铁素体+奥氏体)温度范围内，可以优选在铁素体尽可能丰富的温度下进行退火处理。随着双相退火温度中铁素体的初始量增加，在退火过程之后晶粒可能更容易生长，因此钢板的延展性可能增加。另外，奥氏体中C浓度的增加可能会降低马氏体开始温度(Ms)。因此，在镀锌锅中进行后续的热浸镀锌处理后，当最终使钢板冷却时，则有可能在钢板中形成马氏体。因此，大量的细晶马氏体可以均匀地分布在晶粒中，从而可以生产具有高延展性和低屈服比的钢板。
在本发明的一个示例性实施方案中，可以将连续退火的钢板以3℃/s以上的平均冷却速率一次冷却至630℃-670℃的温度范围内。一次冷却温度范围630℃-670℃内的温度可以是一般可形成铁素体或珠光体(以下称为“P”相)的温度范围。优选地，可以将冷却速率控制在该温度范围内，从而尽可能地不形成珠光体，并且通过使最大量的C能够在冷却过程中扩散到奥氏体相中，可以在奥氏体相内增加C的浓度。
即，在一次冷却过程中，当在形成马氏体(M)相之前形成珠光体(P)相时，钢板的屈服强度增大，延伸率降低。因此，可以尽可能地抑制珠光体相的形成。为此，随着冷却速率的增加，可以有利地抑制珠光体相的形成。但考虑到现场生产特点，冷却速率可能不会无条件地增加。因此，冷却速率的上限可以不受限制。当冷却速率低于3℃/s时，可能形成珠光体相，从而钢板的屈服比可能增加，因此不符合根据本发明示例性实施方案的条件。
在本发明的一个示例性实施方案中，优选在镀锌罐浸渍过程之前显著减少奥氏体向马氏体相的转变，并且优选通过尽可能增加一次冷却速率在最终的二次冷却过程期间形成细晶马氏体相。在一次冷却过程中，碳(C)可能有足够的时间扩散到奥氏体中，并且这可能具有显著的效果，即C总是可以在双相区域中移动并且一般可以扩散到具有高浓度的C的奥氏体中，并且其扩散速率可以与温度和时间成比例地增加。因此，一次冷却温度可能是重要的。当一次冷却温度为低于630℃的过低温度时，C向奥氏体的扩散可能不充分，因此铁素体中C的浓度可能较高，使得难以获得预期的延展性程度。另一方面，当一次冷却温度超过670℃时，可以容易地获得上述效果。然而，后续的冷却过程可能需要以过高的冷却速率进行。
在本发明的一个示例性实施方案中，在一次冷却过程之后，可以将冷轧钢板浸入镀锌锅中进行镀锌，然后可以以4℃/s以上的平均冷却速率二次冷却至(Ms-200℃)或更低。因此，可以生产具有优异抗时效性能和烘烤硬化性的热浸镀锌钢板。这里，Ms可以由下面的[关系式5]定义，
[关系式5]
Ms(℃)＝539-423C-30.4Mn-12.1Cr-17.7Ni-7.5Mo
其中Ms是马氏体形成的理论方程式的温度。
根据研究结果，在钢板在440-480℃的温度范围(热浸镀锌锅的正常温度范围)内进行处理之前，在钢板中形成马氏体相的情况下，马氏体相可能最终变得粗大，因此钢板可能不具有低屈服比。因此，在本发明示例性实施方案中，可优选二次冷却过程在(Ms-200℃)以下的温度条件下进行。这是因为在(Ms-200℃)以上的温度下，马氏体(M)相的强度低，不能发挥优良的烘烤硬化性。在此，可以优选将二次冷却速率控制在4℃/s以上，在该温度下现场制造条件可以符合要求。二次冷却速率越高，越容易获得上述效果。但是，考虑到现场制造条件，优选通过将最低冷却速率保持在4℃/s以上，尽可能提高所形成的马氏体(M)相的强度。
在本发明的示例性实施方案中，热浸镀锌处理可以通过将钢板浸入保持在440℃-480℃的温度范围(正常温度范围)内的镀锌锅中来进行。然而，本发明不限于这种详细的热浸镀锌处理条件。
在本发明的示例性实施方案中，在热浸镀锌处理之后，可以对镀锌钢板进行合金化处理以使镀锌钢板在460℃-610℃的温度范围内合金化20秒以上，以制造合金化热浸镀锌钢板。随后，可以以4℃/s的平均冷却速率将合金化热浸镀锌钢板冷却至(Ms-200℃)以下的温度，以制造合金化热浸镀锌钢板。在本发明的示例性实施方案中，合金化温度范围不受特别限制，并且设定用于促进合金化处理的正常温度范围。但是，当合金化处理温度低于460℃时，合金化处理实际上是不可能的。当合金化处理温度超过610℃时，合金化程度可能过高，因此在加工期间引起表面缺陷。另外，可以优选将合金化处理保持时间控制在20秒以上，其上限没有特别限制，但要考虑到合金化程度和生产率。其他条件可以与用于形成上述热浸镀锌钢板的条件相同。
【实施方式】
在下文中，将通过实施例更详细地描述本发明中的示例性实施方案。
实施例
准备具有下面的表1所示的钢组成的钢坯，在下面的表2所示的制造条件下，使用该钢坯制造热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板。在下面的表1中，使用本发明的钢1、2、4、6和8来制造热浸镀锌(GI)钢板，并使用本发明的钢3和5来制造合金化热浸镀锌(GA)钢板。使用对比例的钢11和12来制造GA钢板，其余的钢用于制造GI钢板。
评估如上所述制造的热浸镀锌钢板的物理性质等，结果列于下面的表3中。这里，本发明的目的是从根本上确保钢板的抗时效性能，因为在不进行表面光轧的状态下，钢板可以具有0.55以下的屈服比和45Mpa以上的烘烤硬化性，在100℃下保持1小时后的拉伸试验中，可以不显示YP-El现象。
这里，使用JIS标准在C方向上对各试样进行拉伸试验，在钢板厚度的1/4t点处对其微观组织进行分析，并将分析结果用作在显微组织中作为第二相的马氏体相的分数，铁素体相作为主相。具体而言，首先通过Lepera腐蚀法使用光学显微镜计算马氏体面积比。然后，使用扫描电子显微镜(SEM)(3000倍)再次观察马氏体，精密地测定马氏体的面积比，并通过数点法(count point method)进行修正。
同时，制造薄膜样品，通过点法(point method)使用TEM在10个以上的点处测定各相的Mn浓度wt％，将在基底钢板的1/4t点处的马氏体相中的平均Mn浓度wt％(a)和在马氏体相1μm以内的铁素体相中的平均Mn浓度wt％(b)表示为代表值。
表1
[关系式1]
Mneq＝Mn+0.45Si+2P+1.15Cr
表2
①铁素体相的面积比(％)
②平均直径为1μm以下的细晶马氏体的面积比(％)
③在铁素体晶界中存在的马氏体占比P(％)为面积％＝{Pgb/(Pg+Pgb)}×100
④基底钢板1/4t点处的马氏体相中的平均Mn浓度wt％(a)与马氏体相1μm内的铁素体相的平均Mn浓度wt％(b)之差＝a-b≥0.3wt％
表3
如以上表1至表3所示，根据本发明中的示例性实施方案，满足所有钢组成和制造条件的发明例1-8在表面光轧工序之前可具有210MPa以下的屈服强度和0.55以下的屈服比。另外，发明例1-8的BH特性为45MPa以上，在人工时效处理(100℃，1小时)后的拉伸试验中完全不显示YP-El。因此，本发明例1-8在抗时效性能方面是优异的。
从表3可以看出，本发明示例性实施方案中所要求的物理性能可以从根本上保证钢板的显微组织可以由面积％为95％以上的铁素体以及剩余的第二相组成，存在于铁素体的晶粒中的马氏体的占比可以为以面积％计90％以上，基底钢板1/4t点处的马氏体相中的平均Mn浓度wt％(a)与马氏体相1μm内的铁素体相中的平均Mn浓度wt％(b)之差可以为0.3wt％以上。
图1示出根据本发明示例性实施方案的、基底钢板1/4t点处的马氏体相中的平均Mn浓度wt％(a)与马氏体相1μm内的铁素体相中的平均Mn浓度wt％(b)之差。图1中，将通过使用TEM和点法在10个以上的点处测量各相的Mn浓度wt％得到的平均值作为代表值。
如图1所示，可以看到当基底钢板1/4t点处的马氏体相中的平均Mn浓度wt％(a)与马氏体相1μm内的铁素体相中的平均Mn浓度wt％(b)之差可以为0.3wt％以上，可以生产本发明示例性实施方案中要求的抗时效性能优异的烘烤硬化型钢板。即，马氏体相的硬度越高，与本发明中的实施方案的条件越一致。为了提高马氏体相自身的强度，需要使马氏体相中所含的Mn含量高于其周围的铁素体相中所含的Mn含量。随着马氏体相的强度增加，可以使其周围的铁素体相相对软化，从而使得能够生产具有低屈服强度和低屈服比的钢板和具有优异抗时效性能的烘烤硬化钢。这是因为，如果马氏体相的强度增大，则马氏体相中的固溶C的浓度(密度)变高，马氏体相中的C在适当的烘烤温度下容易扩散至铁素体相，从而增加烘烤硬化性。在这方面，增加烘烤硬化性可能是有利的：马氏体相中Mn浓度wt％与马氏体相1μm内的铁素体相之间的差值更高。当Mn浓度差小于0.3wt％时，在烘烤过程中C可能不容易扩散到铁素体相中，使得烘烤硬化性可能劣化。因此，可以优选将Mn浓度差控制在0.3wt％以上。
图2示出根据本发明示例性实施方案的、在基底钢板的1/4t点处具有在铁氧体(F)相周围形成的马氏体(M)相的微观组织的透射电子显微镜(TEM)图像。可以预测，由于形成于马氏体相周围的大量电势与存在于微观组织内的固溶C之间的密切关系，可能表现出BH特性。
另一方面，具有本发明范围内的钢组成但生产条件超出本发明范围的比较例1-6基本上具有高面积比的平均直径为1μm以下的细晶马氏体，或者具有低面积比的铁素体相。因此，在本发明示例性实施方案中所需的优异的BH特性没有得到保证，或者在比较例1-6的一部分中发生时效问题。
例如，在比较例6中，在超出本发明范围的退火温度下进行高温退火处理时，基底钢板1/4t处的马氏体相中的平均Mn浓度wt％(a)和马氏体相1μm以内的铁素体相中的平均Mn浓度wt％(b)之差可能低，因此马氏体相的强度可能降低，因此不能确保期望的BH性能。
另外，具有超出本发明范围的钢组成的比较例7-11，基本上具有平均直径为1μm以下的细晶马氏体，其面积比较高，不满足钢组成本身的特性，因此不能确保本发明示例性实施方案中所需的特性。
另外，比较例7-10中通过增加C含量生产复相钢。然而，比较例7-10基本上具有高含量的C，使钢的屈服强度增加。因此，不可能确保本发明示例性实施方案中所要求的在表面光轧工艺之前具有210MPa以下的屈服强度。
此外，比较例9-11没有满足[关系式1]的值Mneq，因而不能确保本发明示例性实施方案所要求的物理性质。另外，比较例7、8确实满足[关系式1]和Mn(wt％)/(1.15×Cr(wt％))的关系，但钢中的C含量超出了本发明的范围，从而不能保证本发明示例性实施例中所要求的物理特性。
尽管上面已示出并描述了示例性的实施方案，将显而易见的是，本领域技术人员可以在不脱离由所附权利要求所限定的本发明范围的情况下进行修改和变化。

Claims (10)

1.具有优良抗时效性能和烘烤硬化性的热浸镀锌钢板，所述热浸镀锌钢板在基底钢板的表面具有镀锌层，
其中所述基底钢板以wt％计包含：
0.002-0.012％的碳(C)；
1.6-2.7％的锰(Mn)；
0.03％以下(不含0％)的磷(P)；
0.01％以下(不含0％)的硫(S)；
0.01％以下(不含0％)的氮(N)；
0.02-0.06％的铝(sol.Al)；
1.0％以下(不含0％)的铬(Cr)，其余为铁和不可避免的杂质；
基底钢板满足1.3≤Mn(wt％)/(1.15×Cr(wt％))≤20.5的关系；
由下面的关系式1定义的Mneq满足1.9≤Mneq≤3.9；
钢的微观组织包括面积比为95％以上的铁素体，其余为硬质第二相；
铁素体晶界中存在的由下面的关系式2定义的马氏体的占比为90％以上，以及
通过下面的关系式3定义的、在基底钢板的1/4t点处的马氏体相中的平均Mn浓度wt％(a)与马氏体相的1μm以内的铁素体相中的平均Mn浓度wt％(b)之差为0.3wt％以上，
[关系式1]
Mneq＝Mn+0.45Si+2P+1.15Cr
[关系式2]
P(％)＝{Pgb/(Pg+Pgb)}×100
其中P为铁素体晶界中存在的马氏体占比，Pgb为铁素体晶界中存在的马氏体占有面积，Pg为铁素体晶粒中存在的马氏体占有面积，
[关系式3]
a-b≥0.3wt％
其中a是基底钢板的1/4t点处的马氏体相中的平均Mn浓度wt％(a)，b是马氏体相1μm以内的铁素体相的平均Mn浓度wt％(b)。
2.根据权利要求1所述的热浸镀锌钢板，其中所述基底钢板还含有0.003％以下(不含0％)的硼(B)和0.2％以下(不含0％)的钼(Mo)中的至少一种。
3.根据权利要求1所述的热浸镀锌钢板，其中形成第二相的马氏体相中的平均直径1μm以下的细晶马氏体的面积％为2％以下(不含0％)。
4.根据权利要求1所述的热浸镀锌钢板，其中在对所述热浸镀锌钢板进行平整轧制之前，屈服强度为210MPa以下，屈服比为0.55以下。
5.具有优良的抗时效性能和烘烤硬化性的合金化热浸镀锌钢板，其通过对权利要求1-4中所述的热浸镀锌钢板的镀锌层进行合金化处理而制成。
6.具有优良的抗时效性能和烘烤硬化性的热浸镀锌钢板的生产方法，其包括：
准备钢坯，所述钢坯包含：
0.002-0.012％的碳(C)；
1.6-2.7％的锰(Mn)；
0.03％以下(不含0％)的磷(P)；
0.01％以下(不含0％)的硫(S)；
0.01％以下(不含0％)的氮(N)；
0.02-0.06％的铝(sol.Al)；
1.0％以下(不含0％)的铬(Cr)，其余为铁和不可避免的杂质；
其中所述钢坯满足1.3≤Mn(wt％)/(1.15×Cr(wt％))≤20.5的关系，由下面的关系式1定义的Mneq满足1.9≤Mneq≤3.9，并重新加热所述钢坯；
在(Ar3+20℃至950℃)的温度范围内对再加热的钢坯进行热精轧，然后在450℃-700℃的温度范围内卷取热轧钢坯；
以40％-80％的压下率冷轧卷取的热轧钢板，然后在760-850℃的温度范围内对冷轧钢板进行连续退火；
以3℃/s以上的平均冷却速率将连续退火后的钢板一次冷却至630-670℃的温度范围内，将一次冷却后的钢板浸渍于镀锌锅中对其进行镀锌，然后以4℃/秒以上的平均冷却速率将镀锌钢板二次冷却至(Ms-200℃)以下的温度，
[关系式1]
Mneq＝Mn+0.45Si+2P+1.15Cr。
7.根据权利要求6所述的方法，其中所述钢坯还包含0.003％以下(不含0％)的硼(B)和0.2％以下(不含0％)的钼(Mo)中的至少一种。
8.根据权利要求6所述的方法，其中所述基底钢板形成通过二次冷却生产的镀锌钢板，
其中所述钢的微观组织包括面积比为95％以上的铁素体，其余为硬质第二相；
由下面的关系式2定义的铁素体晶界中存在的马氏体的占比为90％以上，以及
通过下面的关系式3定义的、在钢坯的1/4t点处的马氏体相中的平均Mn浓度wt％(a)与马氏体相的1μm以内的铁素体相中的平均Mn浓度wt％(b)之差为0.3wt％以上，
[关系式2]
P(％)＝{Pgb/(Pg+Pgb)}×100
其中P为铁素体晶界中存在的马氏体占比，Pgb为铁素体晶界中存在的马氏体占有面积，Pg为铁素体晶粒中存在的马氏体占有面积，
[关系式3]
a-b≥0.3wt％
其中a是钢坯的1/4t点处的马氏体相中的平均Mn浓度wt％(a)，b是马氏体相1μm以内的铁素体相的平均Mn浓度wt％(b)。
9.根据权利要求8所述的方法，其中在形成第二相的马氏体相中，平均直径为1μm以下的细晶马氏体的面积％为2％以下(不包括0％)。
10.具有优良抗时效性能和烘烤硬化性的合金化热浸镀锌钢板的生产方法，
其中，在权利要求6-9任一项中，在一次冷却后，将钢板浸渍在镀锌锅中进行镀锌，在460-610℃的温度范围内进行合金化处理，然后以4℃/s以上的平均冷却速率二次冷却至(Ms-200℃)以下的温度。
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