CN108779537A - 具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN108779537A
CN108779537A CN201780016428.7A CN201780016428A CN108779537A CN 108779537 A CN108779537 A CN 108779537A CN 201780016428 A CN201780016428 A CN 201780016428A CN 108779537 A CN108779537 A CN 108779537A
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
zinc
cold
coated
base layer
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN201780016428.7A
Other languages
English (en)
Inventor
韩箱浩
安衍相
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of CN108779537A publication Critical patent/CN108779537A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0405—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

本发明公开了一种具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的冷轧钢板及其制造方法。冷轧钢板按重量％计包含0.02‑0.08％的C；1.3‑2.1％的Mn；0.3％以下(不包括0％)的Si；1.0％以下(不包括0％)的Cr；0.1％以下(不包括0％)的P；0.01％以下(不包括0％)的S；0.01％以下(不包括0％)的N；和0.01‑0.06％的可溶性Al；选自0.2％以下(不包括0％)的Mo和0.003％以下(不包括0％)的B的至少一种；以及余量的Fe和其他不可避免的杂质，其中以面积分数计，钢板含有90‑99％的铁素体和1‑10％的马氏体作为其微细组织，其中在板厚的1/4t位置处，马氏体中的平均碳浓度a与在以所述马氏体的长轴为直径的假想圆中的铁素体中的平均碳浓度b的比值(a/b)为1.4以下；在板厚的1/4t位置处，马氏体中的平均锰浓度c与在以所述马氏体的长轴为直径的假想圆中的铁素体中的平均锰浓度d的比值(d/c)为0.9以下。

Description

具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀锌钢板及其制造 方法
技术领域
本发明涉及一种具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板及其制造方法，更具体地，涉及一种具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板(优选能够用作外部汽车覆盖件的材料)及其制造方法。
背景技术
由于汽车的冲击稳定性规定和燃料效率得到重视，因此高强度钢可积极地用于满足汽车车身的重量减轻和高强度的要求。根据这一趋势，高强度钢在外部汽车覆盖件上的应用也得到了扩展。
目前，大多数340MPa级烘烤硬化钢已用作外部汽车覆盖件，但也应用了部分490MPa级钢板，预计将扩展到590MPa级钢板。
如上所述，当将这种具有增加了强度的钢板用作外覆盖件时，可以改善重量减轻和抗凹陷性。另一方面，随着强度的增加，存在可成形性劣化的缺点。因此，近来，消费者要求具有相对低的屈服比(YR＝YS/TS)和相对高的延展性的钢板，以补足差的可加工性并同时可将高强度钢应用于外部覆盖件。
此外，为了将材料应用于外部汽车覆盖件，必须具有一定水平或更高水平的烘烤硬化性。烘烤硬化性现象是这样一种现象，其中由于将压制过程中活化的固溶碳和固溶氮在涂料烘烤时固定到位错上而使屈服强度增加。具有优异的烘烤硬化性的钢在涂料烘烤之前易于形成，并且其最终产品具有增强的抗凹痕性。因此，这种钢非常适合作为外部汽车覆盖件的材料。另外，为了成为应用于外部汽车覆盖件的材料，必须具有一定程度的耐时效性以保证一段时间以上的时效。
日本专利公开第2005-264176号公开了一种具有主要由马氏体组成的复合相的钢板，作为用于改善高强度钢板的可加工性的常规技术。为了改善可加工性，公开了一种制造高强度钢板的方法，其中细的Cu沉淀物具有1-100nm的粒度。然而，在该技术中，为了沉淀细小的Cu颗粒，必须加入过量的2-5％的Cu。在这种情况下，发生可归因于Cu的热脆性，并且制造成本过度增加。
日本专利公开第2004-292891号公开了一种具有复合相的钢板，以及用于改善钢板延展性和延伸凸缘性的方法，其中所述复合相包含作为主相的铁素体以及作为第二相的为低温相变相的残余奥氏体、贝氏体和马氏体。然而，该技术的问题在于，因为添加大量的Si和Al以确保残留的奥氏体相，所以在制造钢和连续铸造工艺的过程中难以确保镀覆质量并确保表面质量。另外，存在的缺点在于，由于相变诱发塑性，初始YS值高，因此屈服比高。
韩国专利公开第10-2012-0073564号公开了一种用于提供具有良好可加工性的高强度热浸镀锌钢板的技术。其公开了一种包含软质铁素体和硬质马氏体作为微细组织的钢板，以及用于提高钢板的伸长率和r值(兰克福特值)的制造方法。然而，该技术存在的问题是，由于添加了大量的Si，因此难以确保良好的电镀质量，并且由于添加大量的Ti和Mo而导致制造成本增加的问题。
发明内容
技术问题
本发明的目的之一是提供一种具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板，及其制造方法。
技术方案
根据本发明的一个方面，提供一种具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板，其包括冷轧钢板和形成在所述冷轧钢板表面上的锌基镀层，其中所述冷轧钢板按重量计包含0.02％-0.08％的碳(C)，1.3％-2.1％的锰(Mn)，0.3％以下(不包括0％)的硅(Si)，1.0％以下(不包括0％)的铬(Cr)，0.1％以下(不包括0％)的磷(P)，0.01％以下(不包括0％)的硫(S)，0.01％以下(不包括0％)的氮(N)，以及0.01-0.06％的酸溶铝(sol.Al)；包含选自0.2％以下(不包括0％)的钼(Mo)和0.003％以下(不包括0％)的硼(B)中的一种或多种；以及包含余量的铁(Fe)和不可避免的杂质，并且按面积计包含90-99％的铁素体和1-10％的马氏体作为微细组织，微细组织其中，在冷轧钢板的板厚的1/4t位置处，马氏体中的平均碳浓度a与在以所述马氏体的长轴为直径的假想圆中的铁素体中的平均碳浓度b的比值(a/b)为1.4以下；并且其中在冷轧钢板的板厚的1/4t位置处，马氏体中的平均锰浓度c与在以所述马氏体的长轴为直径的假想圆中的铁素体中的平均锰浓度d的比值(d/c)为0.9以下。
根据本发明的另一方面，提供一种制造具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板的方法，其包括再加热钢坯，所述钢坯按重量计包含0.02％-0.08％的碳(C)，1.3％-2.1％的锰(Mn)，0.3％以下(不包括0％)的硅(Si)，1.0％以下(不包括0％)的铬(Cr)，0.1％以下(不包括0％)的磷(P)，0.01％以下(不包括0％)的硫(S)，0.01％以下(不包括0％)的氮(N)，以及0.01-0.06％的酸溶铝(sol.Al)；包含选自0.2％以下(不包括0％)的钼(Mo)和0.003％以下(不包括0％)的硼(B)中的一种或多种；以及包含余量的铁(Fe)和不可避免的杂质；
在奥氏体的单相温度区域中对再加热的钢坯进行热轧，得到热轧钢板；收卷热轧钢板；冷轧经收卷的热轧钢板以得到冷轧钢板；在760-850℃的温度范围内连续退火冷轧钢板；第一次冷却，将连续退火的冷轧钢板冷却至630-670℃的温度，平均冷却速率为2-14℃/秒；第二次冷却，将经第一次冷却的冷轧钢板以3-12℃/秒的平均冷却速率冷却至(Ms+20)-(Ms+50)℃的温度范围；第三次冷却，将经第二次的冷轧钢板以4-8℃/秒的速度冷却至440-480℃的温度；将经第三次冷却的冷轧钢板浸入锌基镀浴中以得到热浸镀有锌基层的钢板；以及最终冷却，将热浸镀有锌基层的钢板冷却至(Ms-100)℃以下的温度，平均冷却速率为3℃/秒以上。
有益效果
作为本发明的各种效果之一，根据本发明的实施方案的镀锌钢板由于其优异的烘烤硬化性和耐时效性而可适当地用于外部汽车覆盖件材料。
具体实施方式
在下文中，将详细描述本发明的示例性实施方案。
本发明的发明人进行了深入研究，提供了一种热浸镀有锌基层的钢板，该钢板在确保优异的强度和延展性的同时，具有优异的可成形性以及优异的烘烤硬化性和耐时效性，从而适合作为外部汽车覆盖件的材料。因此，通过最佳地控制作为基板的冷轧钢板的组成范围和优化其生产条件，可以提供一种热浸镀有锌基层的钢板，其满足期望的性能。最后，基于该发现完成了本发明。
在下文中，将详细描述作为本发明的一个方面的具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板。
本发明的热浸镀有锌基层的钢板可包括冷轧钢板和形成在冷轧钢板的一个或两个表面上的锌基热浸镀层。在本发明中，锌基热浸镀层的组成没有特别限制，可以是纯锌镀层，或含有Si、Al、Mg等的锌基合金镀层。锌基热浸镀层可以是合金化热浸镀锌基层。
在下文中，将详细描述作为基板的冷轧钢板的合金元素及其优选含量范围。应事先注意，除非另有说明，否则下述各组分的含量均以重量计。
碳(C)：0.02-0.08％
在本发明中，碳是被添加以确保所需复合相的必不可少的元素。通常，由于随着碳含量的增加可以容易地形成马氏体，所以碳对于产生复合相是有利的。但是，为了确保期望的强度和屈服比(屈服强度/拉伸强度)，必须控制含量使其适当。当碳的含量小于0.02％时，难以在本发明中实现期望的强度，并且难以形成适当水平的马氏体。另一方面，当其含量超过0.08％时，在退火后的冷却过程中会促进在晶界处形成贝氏体，从而增加钢的屈服比，并且在加工成汽车零件时容易引起弯曲和表面缺陷。因此，在本发明中，碳的含量可以控制在0.02-0.08％，更优选0.03-0.06％。
锰(Mn)：1.3-2.1％
锰是改善复合相钢的淬透性的元素，尤其在形成马氏体中起重要作用。当锰的含量小于1.3％时，不会形成马氏体，并且难以生产复合相钢。另一方面，当锰的含量超过2.1％时，过量形成马氏体从而使材料性能不稳定，并且存在由于在结构中形成锰带而显著增加加工裂纹和带材断裂的风险的问题。另外，存在退火时锰氧化物在表面上沉积的问题，这明显劣化了镀覆特性。因此，在本发明中，锰的含量可以控制在1.3-2.1％，并且更优选控制在1.4-1.8％。
硅(Si)：0.3％以下(不包括0％)
硅可以通过固溶强化有助于提高钢板的强度，但是在本发明中可以不用特意添加。此外，在不添加硅的情况下确保性能没有问题。然而，考虑到在制造过程中不可避免地添加的量，可以排除0％。另一方面，当硅的含量超过0.3％时，存在镀层的表面性质不佳的问题。因此，在本发明中，硅的含量可以控制在0.3％以下。
铬(Cr)：1.0％以下(不包括0％)
铬是具有与锰类似的特征的组分，是为了提高钢的淬透性而添加的元素，并且可以提高钢的强度。此外，铬可有助于形成马氏体。此外，由于在热轧过程中形成诸如Cr23C6等粗Cr基碳化物而使钢中的固溶碳的量析出至合适水平以下，从而抑制了屈服点延伸YP-El的发生，所以铬是有利于制造具有低屈服比的复合组织钢的元素。另外，与增加强度相比，铬是有利于通过相对减小延展性下降而制造具有相对高延展性的高强度复合相钢的元素。然而，当其含量超过1.0％时，马氏体结构分数可过度增加，导致强度和伸长率降低。在本发明中，铬的含量可以控制在1.0％以下。
磷(P)：0.1％以下(不包括0％)
磷是确保强度而不显著损害可成形性的最有利元素。然而，当过量添加该元素时，发生脆性断裂的可能性显著增加，在热轧过程中板坯断带的可能性显著增加，并且镀层的表面性能可能劣化。因此，在本发明中，磷的含量可以控制到0.1％。
硫(S)：0.01％以下(不包括0％)
硫是不可避免地包含在钢中的杂质。需要将硫含量控制得尽可能低。特别地，钢中的硫可增加产生热脆性的可能性，并且其含量可以控制在0.01％以下。
氮(N)：0.01％以下(不包括0％)
氮是不可避免地包含在钢中的杂质。需要将氮含量控制得尽可能低。然而，由于为了降低氮含量钢精炼成本急剧上升，因此其含量可以控制在0.01％以下，这是合适的操作条件范围。
酸溶铝(sol.Al)：0.01-0.06％
酸溶铝是被添加用于晶粒细化和脱氧的元素。当其含量小于0.01％时，在正常稳定状态下不能产生铝镇静(Al-镇静)钢。同时，当其含量超过0.06％时，对于由于晶粒细化效果而增加强度是有利的。另一方面，当进行连续铸造工艺中的炼钢操作时，过度形成夹杂物。在这种情况下，镀覆钢板的表面缺陷的可能性增加，并且制造成本急剧上升。因此，在本发明中，酸溶铝的含量可以控制在0.01-0.06％。
选自0.2％以下(不包括0％)的钼(Mo)和0.003％以下(不包括0％)的硼(B)中的一种或多种
钼可以是被添加以延迟奥氏体向珠光体的相变并改善铁素体细化和钢强度的元素。钼也可以帮助提高钢的淬透性。然而，当钼的含量超过0.1％时，存在制造成本迅速增加从而降低经济效率并降低钢的延展性的问题。在本发明中，钼的含量可以控制在0.1％以下。
另外，硼是被添加以防止由钢中的磷引起的二次加工脆化的元素。在不添加硼的情况下确保性能也没有问题。同时，当硼的含量超过0.003％时，存在钢的延展性降低的问题。在本发明中，硼的含量可以控制在0.003％以下。
另外，可以进一步包括铁(Fe)和不可避免的杂质作为其余物质。然而，在普通制造过程中，不可避免地掺入来自原材料或周围环境的不期望的杂质，因此不排除它们。在本说明书中没有具体提及这些杂质，因为它们是本领域普通技术人员已知的。另外，不排除添加除上述组分之外的有效组分。
本发明的冷轧钢板按面积计可包括90-99％的铁素体和1-10％的马氏体作为微细组织。
当马氏体的面积比小于1％时，难以形成复合相，并且难以获得具有相对低的屈服比的钢板。另一方面，当面积比超过10％时，强度过度增加。因此，马氏体的面积比优选为1-10％，更优选为2-5％。
在本发明的冷轧钢板中，在其板厚的1/4t位置处，马氏体中的平均碳浓度a与在以所述马氏体的长轴为直径的假想圆中的铁素体中的平均碳浓度b的比值(a/b)为1.4以下。
在本发明中，可以使铁素体基体中的细小马氏体适当地分布。同时，可以适当地控制马氏体内部的碳浓度与马氏体周围的铁素体内部的碳浓度的比例。据此，可以设计成使得密集存在于马氏体中的碳可通过常规的烘烤处理(约170℃，约20分钟)容易地扩散到周围的铁素体中。当平均碳浓度的比例(a/b)超过1.4时，铁素体中存在的固溶碳的含量太低而不能确保所需的烘烤硬化性。同时，随着平均碳浓度的比例(a/b)降低，确保烘烤硬化性的可能相对较高。因此，下限在本发明中不受特别限制。
在本发明的冷轧钢板中，在其板厚的1/4t位置处，马氏体中的平均锰浓度c与在以所述马氏体的长轴为直径的假想圆中的铁素体中的平均锰浓度d的比值(d/c)为0.9以下的值，更优选是0.8以下的值。当平均锰浓度的比例(d/c)超过0.9时，铁素体中存在的锰含量太高而不利于在结构中形成锰带。由于钢的延展性降低，在成形中出现加工裂缝的可能性增加。同时，随着平均锰浓度的比例(d/c)降低，确保延展性的可能性相对较高。因此，下限在本发明中不受特别限制。
根据一个实施方案，存在于铁素体晶界(包括晶界三重点)的、平均圆当量直径为5μm以下(不包括0μm)的马氏体的占有率(M)为90％以上，所述占有率(M)由下述关系式1定义：
[关系式1]M＝{Mgb/(Mgb+Min)}×100
其中Mgb是指存在于铁素体晶界的、平均圆当量直径为5μm以下(不包括0μm)的马氏体的数量，Min是指在铁素体晶粒内存在的、平均圆当量直径为5μm以下(不包括0μm)的马氏体的数量。
也就是说，由于平均圆当量直径为5μm以下(不包括0μm)的微细马氏体主要存在于铁素体晶界而不是铁素体晶粒内，因此可有利于保持相对低的屈服比并同时提高延展性。当马氏体的占有率(M)小于90％时，在晶粒中形成的马氏体可以在拉伸变形期间增加屈服强度，从而提高屈服比。在这种情况下，难以通过平整轧制来控制屈服比。另外，存在于晶粒中的马氏体可显著抑制加工过程中的位错移动并削弱铁素体的延展性，由此可导致伸长率降低。
同时，除了上述铁素体和马氏体之外，本发明的冷轧钢板还可以部分地含有贝氏体。由于存在于贝氏体晶粒内部的固溶碳和固溶氮可容易地附着在位错上，干扰位错的位移，并且表现出不连续的屈服行为，从而显著提高钢的屈服比。因此，在本发明中，优选尽可能地抑制贝氏体的形成。
根据一个实施方案，由以下关系式2定义的贝氏体的面积比(B)可以为3以下。当贝氏体的面积比(B)超过3时，贝氏体周围的碳浓度增加，从而使钢的延展性变差，并且屈服比可急剧上升：
[关系式2]B＝{AB/(AF+AM+AB)}×100
其中AF是指铁素体的面积比，AM是指马氏体的面积比，AB是指贝氏体的面积比。
根据一个实施方案，可以在本发明的冷轧钢板的表面上形成镀层。这种镀层可以是热浸镀锌层或合金化热浸镀锌基层中的任何一种。如上所述，当在冷轧钢板的表面上形成有镀层时，具有显著改善耐腐蚀性的优点。
上述的本发明的热浸镀有锌基层的钢板可以通过各种方法制造，并且对其制备方法没有特别限制。作为优选的示例，可以通过以下方法制造。
在下文中，将详细描述作为本发明的另一方面的制造具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板的方法。
首先，可以对具有上述组分体系的钢坯进行再加热。可以执行该操作以平稳地执行随后的热轧操作，并且充分地获得钢板的目标性能。在本发明中，再加热操作的工艺条件不受特别限制，可以是正常条件。作为示例，可以在1100-1300℃的温度范围内执行再加热操作。
接下来，可以在奥氏体的单相温度区域中对再加热的钢坯进行热轧，以获得热轧钢板。在奥氏体的单相温度区域中进行热轧操作的原因是增加结构的均匀性。
根据一个实施方案，在热轧期间，精轧温度可以在(Ar3+50)至950℃的范围内。当精轧温度低于(Ar3+50)℃时，铁素体和奥氏体两相区域轧制很可能导致材料的不均匀性。另一方面，当温度超过950℃时，可发生由于高温轧制引起的粗粒导致的材料不均匀，并且在热轧钢板的冷却过程中可发生线圈扭曲现象。作为参考，可以通过以下关系式3获得Ar3点的理论温度：
[关系式3]Ar3(℃)＝910-310[C]-80[Mn]-20[Cu]-15[Cr]-55[Ni]-80[Mo]
其中[C]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]和[Mo]是指各元素的重量％。
接下来，收卷热轧钢板。
根据一个实施方案，收卷温度可以在450-700℃的范围内。当收卷温度低于450℃时，过量形成马氏体或贝氏体可导致热轧钢板强度的过度增加，由于随后的冷轧过程中的负荷这可导致诸如形状不良等问题。另一方面，当收卷温度超过700℃时，钢中诸如Si、Mn、B等元素的表面富集可显著增加，所述元素的表面富集降低热浸镀锌钢的润湿性。
接下来，对轧制的热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板。
根据一个实施方案，在冷轧操作中，冷轧操作中的冷轧压下率可为40％-80％。当冷轧压下率小于40％时，难以确保目标厚度，并且也难以校正钢板的形状。另一方面，当冷轧压下率超过80％时，在钢板的边缘部分产生裂缝，并且导致冷轧负荷。
接下来，连续退火冷轧钢板。进行该操作以利用重结晶同时形成铁素体和奥氏体，并在其中分布碳。
此时，退火温度优选在760-850℃的范围内。当退火温度低于760℃时，无法实现充分的再结晶，并且难以充分形成奥氏体，这使得难以在本发明中确保期望的强度。另一方面，当温度超过850℃时，生产率降低，奥氏体过度形成，在随后的冷却操作中形成贝氏体，并且钢的延展性劣化。
同时，上述退火温度范围为两相区域(铁素体+奥氏体)温度范围，但是退火优选在包含尽可能多的铁素体的温度范围内进行。这就是为什么当在两相区域的退火温度下的初始铁素体相对更多时，可以促进退火后晶粒的生长以增强延展性。此外，可以增加奥氏体中的碳富集程度以降低马氏体相变起始温度(Ms)。在这种情况下，可以在镀覆工艺后冷却(随后的操作)时形成马氏体。据此，由于细小均匀的马氏体尽可能地分布在晶粒中，因此可以生产具有较低屈服比和较高延展性的钢板。考虑到这一点，退火温度更优选地在770-810℃的范围内。
接下来，在630-670℃的温度范围内以2-14℃/秒的平均冷却速率对经连续退火操作的冷轧钢板进行第一次冷却。在本发明中，当将第一次冷却终止温度控制为较高，或者将第一次冷却速率控制为较慢时，可以提高铁素体的均匀性和粗化趋势，有利于确保钢的延展性。另外，在本发明中，可以提供足够的时间以允许碳在第一次冷却操作期间扩散到奥氏体中，这在本发明中是重要的。更具体地，在两相温度区域中，碳可以扩散到具有碳高度富集的奥氏体中。由于其温度相对较高，扩散程度增加。当第一次冷却终止温度低于630℃时，这种过低的温度可导致相对低的碳扩散活性。在这种情况下，铁素体中的碳浓度增加，从而导致屈服比的增加和加工过程中开裂趋势的增加。另一方面，当第一次冷却终止温度超过670℃时，就碳的扩散而言是有利的，但是在后续工艺的第二次冷却操作中需要过高的冷却速率。当第一次冷却速率低于2℃/秒时，就生产率而言是不利的。另一方面，当第一次冷却速率超过14℃/秒时，碳的扩散不会充分发生，因此不是优选的。
接下来，进行第二次冷却，将经第一次冷却的冷轧钢板冷却至(Ms+20)至(Ms+50)℃的温度，平均冷却速率为3-12℃/秒。根据本发明人的研究，当在经受440-480℃的范围(常规热浸镀锌浴的温度范围)之前生产马氏体时，可在最终得到冷轧钢板上形成粗马氏体，因此无法实现低屈服比。当第二次冷却终止温度低于(Ms+20)℃时，在第二次冷却操作期间产生马氏体。同时，当第二次冷却终止温度高于(Ms+50)℃时，在第二次冷却之后引入电镀浴之前的冷却速率，即第三次冷却速率应该被控制为较高。另外，很可能在浸入镀浴之前形成马氏体。当第二次冷却速率低于3℃/秒时，不会形成马氏体，但是在生产率方面是不利的。另一方面，当速率超过12℃/秒时，可增加传递片材的总速度，从而产生诸如片材的形状翘曲的问题。作为参考，Ms的理论温度可以通过以下关系式4获得：
[关系式4]Ms(℃)＝539-423[C]-30.4[Mn]-12.1[Cr]-17.7[Ni]-7.5[Mo]
其中[C]、[Mn]、[Cr]、[Ni]和[Mo]中的每一个是指各元素的重量％。
接下来，进行第三次冷却，以4-8℃/秒的速率将经第二次冷却的冷轧钢板冷却至440-480℃的温度范围。上述温度范围是传统镀锌浴的温度范围，并且可以进行该操作以防止在将冷轧钢板浸入镀锌浴之前形成马氏体结构。当第三次冷却速率低于4℃/秒时，不会形成马氏体，但是在生产率方面是不利的。另一方面，当速率超过8℃/秒时，在晶粒中可部分地形成马氏体，并且可部分地形成贝氏体。在这种情况下，延展性可能会劣化，并且屈服强度也会增加。
接下来，可以将经第三次冷却的冷轧钢板浸入锌基镀浴中以获得热浸镀有锌基层的钢板。在本发明中，对锌基镀浴的组成没有特别限制，可以是纯镀锌浴或含有Si、Al、Mg等的合金化镀锌浴。
接下来，进行最终冷却，将热浸镀锌钢板冷却至(Ms-100)℃以下的温度，平均冷却速率为3℃/秒以上。当最终冷却终止温度低于(Ms-100)℃时，不仅不能获得细小的马氏体，而且还可导致板形状方面的缺陷问题。此外，当平均冷却速率低于3℃/秒时，由于过慢的冷却速率，马氏体可在晶界或晶粒中不规则地形成。另外，由于晶粒中的马氏体形成与晶界中的马氏体形成的比例相对较低，因此无法制造具有较低的屈服比的钢。
同时，在必要时，可以在最终冷却之前对热浸镀有锌基层的钢板进行合金化热处理，以获得镀锌退火的钢板。在本发明中，合金化热处理工艺的条件不受特别限制，可以是常规条件。例如，合金化热处理工艺可以在480-600℃的温度范围内进行。
接下来，在必要时，对经最终冷却的、镀有锌基层的钢板或镀锌退火钢板进行平整轧制，以在位于在马氏体周围的铁素体中形成大量位错，从而进一步提高烘烤硬化性。
此时，压下率优选为0.3-1.6％，更优选为0.5-1.4％。当压下率小于0.3％时，不能形成足够的位错，并且从板形状的观点来看是不利的。特别是，可能发生镀覆表面的缺陷。另一方面，当压下率超过1.6％时，就形成位错而言是有利的，但是由于设备能力的限制，会引起诸如发生带材断裂的负面效果。
实施例
在下文中，将通过实施例的方式更详细地描述本发明。然而，以下实施例仅更详细地说明本发明，并不限制本发明的范围。
在制备具有下表1中所示的合金组成的钢坯之后，使用在下表2中描述的制造方法制备热浸镀锌钢板(GI钢板)或镀锌退火钢板(GA钢板)。作为参考，在下表1中发明钢1、2、4和5以及比较例1和2对应于合金化热浸镀锌钢板，发明钢3和6对应于热浸镀锌钢板。同时，在每个样品的制备过程中，将第一次冷却终止温度恒定地设定为650℃，然后将第二次冷却终止温度恒定地设定为560℃，将第三次冷却终止温度恒定地设定为460℃，镀覆浴温度恒定地设定为480℃。
此后，观察每个所生产的镀覆钢板的微细组织，并评估其性能。其结果如下表3所示。
在表3中，微细组织的分数和C的浓度比以及Mn的浓度比是对钢板板厚的1/4t位置处的结构的分析结果。首先，通过使用光学显微镜进行Lepera蚀刻观察马氏体和贝氏体，用SEM(3000倍)对其进行观察，并通过计数点操作测量马氏体的尺寸和分布的三次平均值，由此测量微细组织的分数。同时，通过CPS(每秒钟计数)方法使用TEM和EDS(能量色散光谱法)分析方法以线和点的方式优先测量各相中存在的C和Mn的浓度，从而定量测量C的浓度比和Mn的浓度比，由此获得C的浓度比和Mn的浓度比。此时，作为测量铁素体和马氏体中的C和Mn浓度的标准，将在与假想圆(该假想圆是以马氏体的短轴作为直径)接触的位置中测量的C和Mn的浓度作为马氏体中的平均碳浓度，将与假想圆(该假想圆是以马氏体的短轴作为直径)接触的铁素体中测定的C和Mn的浓度作为铁素体中的平均碳浓度。
表3中对每个样品的拉伸测试是使用JIS标准在C方向上进行的。同时，基于2％预应变后的强度，在将样品在170℃下保持20分钟后，通过屈服强度的差值来评价烘烤硬化性。在将样品保持在100℃下2小时后，通过在拉伸试验时测量的YP-El(％)来评价耐时效性。
表1
表2
表3
参考表3，在满足本发明中提出的合金组成和制造条件的发明例1-7的情况下，获得450-650MPa的拉伸强度，因此强度优异；获得0.57以下的屈服比，因此屈服比较低；获得33％以上的伸长率，因此延展性优异；获得35MPa以上的烘烤硬化性(BH)的量，因此烘烤硬化性优异；并且得到0％的YP-El值，因此耐时效性优异。
另一方面，在比较例1中，由于其退火温度低于本发明中提出的范围，因此在退火操作期间未充分形成奥氏体，并且在最终结构中未充分形成马氏体。因此，不能获得所需的延展性和烘烤硬化性。在比较例2中，退火温度超过本发明中提出的范围。在这种情况下，通过形成马氏体结构确保了烘烤硬化性，但是引起了老化问题。此外，在比较例3和比较例4中，第二次冷却速率或第三次冷却速率超出本发明中提出的范围。在这些情况下，不能确保预期的固化性能，或者引起老化问题。在比较例5中，第一次冷却速率超过本发明中建议的范围。在这些情况下，在冷却操作期间不能充分发生碳扩散，并且不能确保本发明中期望的烘烤硬化性。另外，在比较例6-8中，由于钢中C和Cr的含量相对较高，因此整体上形成大量贝氏体，并且其伸长率相对较低。
虽然已经在上文示出和描述了示例性的方面，但是对于本领域技术人员来说显而易见的是，在不脱离由所附权利要求限定的本发明的范围的情况下，可以进行修改和变化。

Claims (15)

1.一种具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板，其包括冷轧钢板和在所述冷轧钢板的表面上形成的热浸镀锌基层，
其中所述冷轧钢板按重量％计包含0.02-0.08％的C，1.3-2.1％的Mn，0.3％以下(不包括0％)的Si，1.0％以下(不包括0％)的Cr，0.1％以下(不包括0％)的P，0.01％以下(不包括0％)的S，0.01％以下(不包括0％)的N，0.01-0.06％的酸溶Al；包含选自0.2％以下(不包括0％)的Mo和0.003％以下(不包括0％)的B中的一种或多种；以及包含余量的Fe和其他不可避免的杂质，其中以面积计，所述冷轧钢板含有90-99％的铁素体和1-10％的马氏体作为微细组织，
其中，在所述冷轧钢板的板厚的1/4t位置处，马氏体中的平均碳浓度a与以所述马氏体的长轴为直径的假想圆中的铁素体中的平均碳浓度b的比值(a/b)为1.4以下；
其中，在所述冷轧钢板的板厚的1/4t位置处，马氏体中的平均锰浓度c与以所述马氏体的长轴为直径的假想圆中的铁素体中的平均锰浓度d的比值(d/c)为0.9以下。
2.根据权利要求1所述的具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板，其中在所述冷轧钢板中，存在于铁素体晶界(包括晶界三重点)且平均圆当量直径为5μm以下(不包括0μm)的马氏体的占有率(M)为90％以上，所述占有率M由下述关系式1定义：
[关系式1]M＝{Mgb/(Mgb+Min)}×100
其中Mgb是指存在于铁素体晶界且平均圆当量直径为5μm以下(不包括0μm)的马氏体的数量，Min是指存在于铁素体晶粒中且平均圆当量直径为5μm以下(不包括0μm)的马氏体的数量。
3.根据权利要求1所述的具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板，其中所述冷轧钢板还含有贝氏体作为微细组织，由下述关系式2定义的贝氏体的面积比(B)为3以下：
[关系式2]B＝{AB/(AF+AM+AB)}×100
其中AF是指铁素体的面积比，AM是指马氏体的面积比，AB是指贝氏体的面积比。
4.根据权利要求1所述的具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板，其中所述热浸镀锌基层是合金化热浸镀锌基层。
5.根据权利要求1所述的具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板，其中所述热浸镀有锌基层的钢板具有35Mpa以上的烘烤硬化性(BH)。
6.根据权利要求1所述的具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板，其中所述热浸镀有锌基层的钢板具有0.57以下的屈服比和33％以上的伸长率。
7.一种制造具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板的方法，其包括以下步骤：
再加热钢坯，所述钢坯按重量％计包含0.02％-0.08％的C，1.3-2.1％的Mn，0.3％以下(不包括0％)的Si，1.0％以下(不包括0％)的Cr，0.1％以下(不包括0％)的P，0.01％以下(不包括0％)的S，0.01％以下(不包括0％)的N，0.01-0.06％的酸溶Al；包含选自0.2％以下(不包括0％)的Mo和0.003％以下(不包括0％)的B中的一种或多种；以及包含余量的Fe和其他不可避免的杂质；
在奥氏体的单相温度区域中对再加热的所述钢坯进行热轧以得到热轧钢板；
收卷所述热轧钢板；
冷轧经收卷的所述热轧钢板以得到冷轧钢板；
在760-850℃的温度范围内对所述冷轧钢板进行连续退火；
第一次冷却，将连续退火的所述冷轧钢板冷却至630-670℃的温度，平均冷却速率为2-14℃/秒；
第二次冷却，将经第一次冷却的所述冷轧钢板以3-12℃/秒的平均冷却速率冷却至(Ms+20)-(Ms+50)℃的温度范围；
第三次冷却，将经第二次冷却的所述冷轧钢板以4-8℃/秒的速度冷却至440-480℃的温度；
将经第三次冷却的所述冷轧钢板浸入熔融锌基镀浴中以得到热浸镀有锌基层的钢板；以及
最终冷却，将所述热浸镀有锌基层的钢板冷却至(Ms-100)℃以下的温度，平均冷却速率为3℃/秒以上。
8.根据权利要求7所述的制造具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板的方法，其中在再加热所述板坯时，再加热温度在1100-1300℃的范围内。
9.根据权利要求7所述的制造具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板的方法，其中所述热轧时的精轧温度在(Ar3+50)-950℃的范围内。
10.根据权利要求7所述的制造具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板的方法，其中所述收卷时的收卷温度在450-700℃的范围内。
11.根据权利要求7所述的制造具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板的方法，其中冷轧时的冷轧压下率为40-80％。
12.根据权利要求7所述的制造具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板的方法，其中所述连续退火时的退火温度在770-810℃的范围内。
13.根据权利要求7所述的制造具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板的方法，其中所述锌基镀浴的温度在440-480℃的范围内。
14.根据权利要求7所述的制造具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板的方法，其还包括在所述最终冷却之前，使所述热浸镀有锌基层的钢板经受480-600℃的温度下的合金化热处理的步骤。
15.根据权利要求7所述的制造具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀有锌基层的钢板的方法，其还包括在所述最终冷却之后以0.3-1.6％的压下率进行平整轧制的步骤。
CN201780016428.7A 2016-03-08 2017-03-07 具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀锌钢板及其制造方法 Pending CN108779537A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2016-0027834 2016-03-08
KR1020160027834A KR101767818B1 (ko) 2016-03-08 2016-03-08 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
PCT/KR2017/002417 WO2017155263A1 (ko) 2016-03-08 2017-03-07 소부경화성 및 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN108779537A true CN108779537A (zh) 2018-11-09

Family

ID=59651428

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201780016428.7A Pending CN108779537A (zh) 2016-03-08 2017-03-07 具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀锌钢板及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20190071746A1 (zh)
EP (1) EP3428302A4 (zh)
JP (1) JP2019512600A (zh)
KR (1) KR101767818B1 (zh)
CN (1) CN108779537A (zh)
WO (1) WO2017155263A1 (zh)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101797401B1 (ko) * 2016-12-07 2017-11-13 주식회사 포스코 소부 경화성 및 상온 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
PL3688203T3 (pl) * 2017-09-28 2022-08-29 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Płaski wyrób stalowy i sposób jego wytwarzania
KR102020412B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 충돌특성 및 성형성이 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102020411B1 (ko) 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102031452B1 (ko) * 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 냉연강판, 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
JP6809648B1 (ja) * 2019-01-29 2021-01-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001207238A (ja) * 2000-01-24 2001-07-31 Nkk Corp 加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法
JP2001303178A (ja) * 2000-04-20 2001-10-31 Sumitomo Metal Ind Ltd 成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法
CN101688279A (zh) * 2007-07-11 2010-03-31 杰富意钢铁株式会社 屈服强度低、材质变化小的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN101688277A (zh) * 2007-07-11 2010-03-31 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102301027A (zh) * 2009-02-02 2011-12-28 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102803543A (zh) * 2009-06-26 2012-11-28 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN104099514A (zh) * 2014-06-25 2014-10-15 武汉钢铁(集团)公司 屈服强度300MPa级冷连轧烘烤硬化钢及其制备方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4786521B2 (ja) * 2006-06-12 2011-10-05 新日本製鐵株式会社 加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法
JP5286986B2 (ja) 2007-07-11 2013-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 降伏強度が低く、焼付硬化性の高い高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5786316B2 (ja) * 2010-01-22 2015-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20120113588A (ko) * 2011-04-05 2012-10-15 현대하이스코 주식회사 도금성이 우수한 고강도 ｔｒｉｐ강 및 그 제조 방법
CA2850044C (en) 2011-09-30 2016-08-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
KR20150038960A (ko) * 2013-10-01 2015-04-09 현대제철 주식회사 내시효성 및 내덴트성이 우수한 고강도 복합조직 냉연강판, 용융아연도금강판, 합금화용융아연도금강판 제조 방법

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001207238A (ja) * 2000-01-24 2001-07-31 Nkk Corp 加工性に優れた熱延下地の溶融亜鉛めっき高張力鋼板およびその製造方法
JP2001303178A (ja) * 2000-04-20 2001-10-31 Sumitomo Metal Ind Ltd 成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法
CN101688279A (zh) * 2007-07-11 2010-03-31 杰富意钢铁株式会社 屈服强度低、材质变化小的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN101688277A (zh) * 2007-07-11 2010-03-31 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102301027A (zh) * 2009-02-02 2011-12-28 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102803543A (zh) * 2009-06-26 2012-11-28 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN104099514A (zh) * 2014-06-25 2014-10-15 武汉钢铁(集团)公司 屈服强度300MPa级冷连轧烘烤硬化钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR101767818B1 (ko) 2017-08-11
WO2017155263A1 (ko) 2017-09-14
US20190071746A1 (en) 2019-03-07
JP2019512600A (ja) 2019-05-16
EP3428302A4 (en) 2019-01-23
EP3428302A1 (en) 2019-01-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110291217B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP5780171B2 (ja) 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP7150022B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
US10526679B2 (en) Method for manufacturing a hot dip galvanized and galvannealed steel sheet having excellent elongation properties
CN108779537A (zh) 具有优异的烘烤硬化性和耐时效性的热浸镀锌钢板及其制造方法
CN106062232B (zh) 扩孔率优异的热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
CN103717773A (zh) 弯曲性优异的高强度镀锌钢板及其制造方法
CA2718304A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent formability and weldability,and methods for manufacturing the same
CN105925903B (zh) 汽车用冷轧低合金高强度钢及其生产方法
CN111334796A (zh) 热冲压用钢制造方法、热冲压用钢及热冲压部件制造方法
CN110088347B (zh) 烘烤硬化性和常温抗时效性优异的热浸镀锌系钢板及其制造方法
US20040047756A1 (en) Cold rolled and galvanized or galvannealed dual phase high strength steel and method of its production
US20230092345A1 (en) Steel sheet with excellent bake hardening properties and corrosion resistance and method for manufacturing same
CN113454244B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN107849668B (zh) 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
CN111492079B (zh) 具有优异的常温抗时效性和烘烤硬化性的锌系镀覆钢板及其制造方法
CN114585765B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP4320913B2 (ja) 成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法
CN113025882B (zh) 一种热基镀锌铁素体贝氏体高强钢板及其制备方法
CN110073023A (zh) 弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢及其制造方法
CN111527230B (zh) 烘烤硬化性和镀覆粘附性优异的钢板及其制造方法
CN115478233B (zh) 一种锌基热成型钢及其制备方法
CN107245664A (zh) 一种抗拉强度≥590MPa的合金化热镀锌钢及生产方法
CN116829752A (zh) 高强度钢板及其制造方法
JPH0784620B2 (ja) 耐２次加工脆性に優れた深絞り用溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication
WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication

Application publication date: 20181109