CN110088347B - 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 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种热浸镀锌系钢板及热浸镀锌系钢板的制造方法，该热浸镀锌系钢板可以用作车辆外板用材料，并且具有优异的烘烤硬化性和常温抗时效性，该热浸镀锌系钢板的制造方法包括以下步骤：对热轧钢板进行收卷，然后以0.002～0.027℃/秒的速度进行冷却；对冷却的热轧钢板进行冷轧；对冷轧钢板进行连续退火；以及以第一次至第三次分多个阶段进行冷却。

Description

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
技术领域
本发明涉及一种热浸镀锌系钢板及其制造方法，更具体地，涉及一种可以优选用作车辆外板用材料的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。
背景技术
随着强调车辆的碰撞稳定性的规定以及燃油效率，积极地使用高张力钢，以满足车身轻量化的同时具备高强度，并且根据这种趋势，高强度钢在车辆外板上的应用也在增加。
目前，主要使用340MPa级烘烤硬化钢作为车辆外板，但是也使用一些490MPa级钢板，预计将会扩大到590MPa级的钢板。
如上所述，当使用强度增加的钢板作为外板时，轻量化和耐凹陷性提高，但是随着强度的增加，加工时的成型性变差。因此，近年来，客户要求具有低屈服比(YR＝YS/TS)和优异的延展性的钢板，以便将高强度钢用于外板时补偿不足的加工性。
并且，为了用作车辆外板用材料，要求具有一定程度以上的烘烤硬化性。烘烤硬化现象是涂装烘烤时被激活的固溶碳和氮粘着在冲压过程中产生的位错而使屈服强度增加的现象，烘烤硬化性优异的钢具有涂装烘烤之前容易成型且最终产品的耐凹陷性提高的特性，从而作为车辆外板用材料非常理想。并且，为了用作车辆外板用材料，要求具有一定程度的抗时效性，以确保一定期间内的时效(Aging)。
作为提高高张力钢板的加工性的现有技术，专利文献1中公开了一种具有以马氏体为主体的复合组织的钢板，并且公开了为了提高加工性而在组织内分散粒径为1～100nm的微细的Cu析出物的高张力钢板的制造方法。但是该技术存在如下问题，即，为了析出微细的Cu粒子，需要添加2～5％的过量的Cu，这会导致由Cu引起的红热脆性，并且制造成本过度上升。
专利文献2中公开了一种复合组织钢板以及改善所述钢板的延展性和延伸凸缘性的方法，该钢板包含作为主相的铁素体、作为第二相的残余奥氏体和作为低温转变相的贝氏体和马氏体。但是，该技术存在如下问题，即，为了确保残余奥氏体相，添加大量的Si和Al，从而难以确保镀覆质量，并且在炼钢和连铸时难以确保表面质量。另外，由于相变诱导塑性，初始屈服强度(YS)值高，从而屈服比高。
专利文献3中公开了用于提供加工性良好的高张力热浸镀锌钢板的技术，并且公开了一种微细组织以复合形式包含软质铁素体和硬质马氏体的钢板以及用于改善所述钢板的伸长率和r值(Lankford value)的制造方法。但是，该技术存在如下问题，即，由于添加大量的Si，难以确保优异的镀覆质量，并且由于添加大量的Ti和Mo，导致制造成本上升。
(专利文献1)日本公开专利公报第2005-264176号
(专利文献2)日本公开专利公报第2004-292891号
(专利文献3)韩国公开专利公报第2002-0073564号
发明内容
(一)要解决的技术问题
本发明的多个目的之一是提供一种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。
(二)技术方案
根据本发明的一个方面提供一种热浸镀锌系钢板，其包含冷轧钢板和形成在所述冷轧钢板的表面的热浸镀锌系层，以重量％计，所述冷轧钢板包含：C：0.005～0.08％、Mn：1.3～2.3％、Cr：1.0％以下(0％除外)、P：0.1％以下(0％除外)、S：0.01％以下(0％除外)、N：0.01％以下(0％除外)、sol.Al：0.01～0.06％、余量的Fe和不可避免的杂质，微细组织包含铁素体和马氏体，并且由以下式1确定的表示烘烤前后的平均固溶碳浓度比的K为0.2至0.7。
[式1]K＝C1/C2
(其中，C1表示烘烤前在板厚度方向上的t/4位置处(其中，t表示冷轧钢板的厚度(mm)，以下相同)从铁素体和马氏体的晶界向铁素体晶粒方向的100nm以内存在的固溶C的平均浓度，C2表示在140℃的温度下烘烤20分钟之后，在板厚度方向上的t/4位置处从铁素体和马氏体的晶界向铁素体晶粒方向的100nm以内存在的固溶C的平均浓度。)
根据本发明的另一方面提供一种热浸镀锌系钢板的制造方法，包括以下步骤：对板坯进行再加热，然后在奥氏体单相域中进行热轧以得到热轧钢板，以重量％计，所述板坯包含：C：0.005～0.08％、Mn：1.3～2.3％、Si：0.3％以下(0％除外)、Cr：1.0％以下(0％除外)、P：0.1％以下(0％除外)、S：0.01％以下(0％除外)、N：0.01％以下(0％除外)、sol.Al：0.01～0.06％、Mo：0.2％以下(0％除外)、余量的Fe和不可避免的杂质；对所述热轧钢板进行收卷，然后以0.002～0.027℃/秒的速度进行冷却；对冷却的所述热轧钢板进行冷轧以得到冷轧钢板；在(Ac1+20)℃至(Ac3-20)℃下，对所述冷轧钢板进行连续退火；以2～14℃/秒的平均冷却速度，将连续退火的所述冷轧钢板进行第一次冷却至630℃至670℃；以3～12℃/秒的平均冷却速度，将第一次冷却的所述冷轧钢板进行第二次冷却至(Ms+20)℃至(Ms+50)℃；以4～8℃/秒的速度，将第二次冷却的所述冷轧钢板进行第三次冷却至440℃至480℃；将第三次冷却的所述冷轧钢板浸渍于熔融锌系镀浴中以得到热浸镀锌系钢板；以及以3℃/秒以上的速度，将所述热浸镀锌系钢板最终冷却至(Ms-100)℃以下。
(三)有益效果
作为本发明的多种效果之一，根据本发明的钢板具有优异的常温抗时效性，从而能够优选用作车辆外板用材料。
本发明的各种有益的优点和效果并不限定于上述的内容，在对本发明的具体实施方式进行说明的过程中可以更容易理解。
附图说明
图1的(a)是利用原子探针层析技术(APT)以原子单位观察发明钢1的烘烤前后的固溶碳从马氏体和铁素体晶界扩散到铁素体晶粒内的过程的图，图1的(b)是以分布曲线示出该过程的曲线图。最佳实施方式
为了提供可以优选用作车辆外板用材料的热浸镀锌系钢板，本发明人进行了深入的研究。结果认识到在进行控制以使作为基材的冷轧钢板的微细组织具有铁素体和马氏体的二相组织，并且适当地控制这种二相组织中铁素体和马氏体的晶界附近的固溶碳的分布时，在较大的温度范围(约140～190℃)内表现出优异的烘烤硬化性的同时表现出优异的常温抗时效性，因此可以优选用作车辆外板用材料，并且由此完成了本发明。
下面，对本发明的一个方面的烘烤硬化性和常温抗时效性优异的热浸镀锌系钢板进行详细说明。
本发明的热浸镀锌系钢板包含冷轧钢板和形成在所述冷轧钢板的一个表面或两个表面的热浸镀锌系层。在本发明中对热浸镀锌系层的组成不作特别限制，所述热浸镀锌系层可以是纯锌镀层或包含Si、Al、Mg等的锌系合金镀层。另外，所述热浸镀锌系层可以是合金化热浸镀锌系层。
下面，对作为基材的冷轧钢板的合金成分和优选的含量范围进行详细说明。除非有特别说明，后面描述的各成分的含量均以重量为基准。
C：0.005～0.08％
碳是为了确保本发明中所期望的复合组织而添加的必要元素，通常，随着碳含量的增加，容易形成马氏体，从而有利于制造复合组织钢，但是为了确保所期望的强度和屈服比(屈服强度/拉伸强度)，需要控制为适当的含量。当碳含量小于0.005％时，难以确保本发明中所期望的强度，并且难以形成适当程度的马氏体。另一方面，当碳含量超过0.08％时，在退火后冷却时促进晶界贝氏体的形成，从而钢的屈服比增加，并且在加工成车辆部件时容易发生弯曲和表面缺陷。因此，在本发明中，碳含量控制在0.005～0.08％，更优选地，控制在0.007～0.06％。
Mn：1.3～2.3％
锰是用于提高复合组织钢的淬透性的元素，尤其，锰是在形成马氏体时起到重要作用的元素。当锰含量小于1.3％时，不能形成马氏体，从而难以制造复合组织钢，另一方面，当锰含量超过2.3％时，形成过量的马氏体，导致材质变得不稳定，并且在组织内形成锰带，从而发生加工裂纹和板断裂的风险大幅增加。另外，在退火时表面溶出锰氧化物，从而极大地阻碍镀覆性。因此，在本发明中，锰含量控制在1.3～2.3％，更优选地，控制在1.7～2.1％。
Cr：1.0％以下(0％除外)
铬是具有与锰相似的特性的成分，铬是为了提高钢的淬透性和强度而添加的元素。另外，铬有助于马氏体的形成，并且在热轧过程中形成诸如Cr23C6的粗大的Cr系碳化物，将钢中的固溶碳含量析出为适当程度以下，从而抑制屈服点延伸(YP-El)的发生，因此铬是有利于制造低屈服比的复合组织钢的元素。另外，铬是与强度上升相比使延展性降低最小化而有利于制造具有高延展性的高强度复合组织钢的元素。但是，当铬含量超过1.0％时，使马氏体组织分率过度增加，导致强度和伸长率降低，因此在本发明中，铬含量控制在1.0％以下。
P：0.1％以下(0％除外)
磷是在不影响成型性的情况下确保强度的最有利的元素，但是添加过多的磷时，发生脆性断裂的可能性大幅增加，从而在热轧过程中发生板坯的板断裂的可能性大幅增加。另外，阻碍镀覆表面特性，因此在本发明中，磷的含量控制在0.1％以下。
S：0.01％以下(0％除外)
硫是钢中不可避免地包含的杂质，优选将硫的含量尽可能控制在低的含量。尤其，钢中的硫会使发生红热脆性的可能性增加，因此硫的含量控制在0.01％以下。
N：0.01％以下(0％除外)
氮是钢中不可避免地包含的杂质，重要的是将氮的含量尽可能控制在低的含量，但是这会导致钢的精炼成本急剧上升，因此控制在可以操作的条件的范围的0.01％以下。
sol.Al：0.01～0.06％，
酸溶铝是为了粒度微细化和脱氧而添加的元素，当酸溶铝的含量小于0.01％时，不能以通常的稳定的状态制造铝镇静(Al-killed)钢。另一方面，当酸溶铝的含量超过0.06％时，由于晶粒微细化效果而有利于强度的提高，但是在炼钢连铸作业时形成过多的夹杂物，从而发生镀覆钢板的表面不良的可能性增加，而且导致制造成本急剧上升。因此，在本发明中，酸溶铝的含量控制在0.01～0.06％。
除了上述组成以外，其余是Fe。但是，在一般的制造过程中从原料或周围环境中不可避免地混入不期望的杂质，因此不能排除这些杂质。这些杂质对于本领域的普通技术人员来说是周知的，因此在本说明书中不特别提及其所有内容。
另一方面，并不排除添加除了上述组成以外的有效成分，例如，可以进一步包含Si、Mo、B中的一种以上的元素。
Si：0.3％以下(0％除外)
硅通过固溶强化有助于提高钢板的强度，但是在本发明中不会有意地添加硅，即使不添加硅，在确保物理性质方面不会有很大影响。另一方面，当硅含量超过0.3％时，镀覆表面特性变差，因此在本发明中，硅含量控制在0.3％以下。
Mo：0.2％以下(0％除外)
钼延迟奥氏体向珠光体的相变的同时使铁素体微细化，而且有助于提高钢的淬透性和强度。但是，即使不添加钼，在确保物理性质方面不会有很大的影响。另一方面，当钼含量超过0.2％时，导致制造成本急剧上升，从而经济性降低，并且钢的延展性也降低，因此在本发明中，钼含量控制在0.2％以下。
B：0.003％以下(0％除外)
硼起到抑制由钢中的磷导致的抗二次加工脆性的作用，但是，即使不添加硼，在确保物理性质方面不会有很大的影响。另一方面，当硼含量超过0.003％时，导致钢的延展性降低，因此在本发明中，硼含量控制在0.003％以下。
在设计具有如上所述的成分范围的钢材的合金时，优选控制Mn、Cr、Mo的含量以满足以下关系式1。
[关系式1]0.001≤[Mn]/150+[Cr]/100+[Mo]/90≤0.026
(其中，[Mn]、[Cr]、[Mo]分别表示相应元素的含量(重量％)。)
所述元素是提高钢的淬透性的元素，当所述元素的含量脱离关系式1时，在热轧状态下形成马氏体，从而增加冷轧负荷，并且还影响在冷轧和退火后的冷却过程中形成的马氏体的尺寸，导致最终组织内马氏体的尺寸变得不均匀，因此难以确保期望的烘烤硬化性和常温抗时效性。更优选地，关系式1的下限是0.009，关系式1的上限是0.020。
下面，对作为基材的冷轧钢板的微细组织进行详细说明。
作为本发明的热浸镀锌系钢板的基材的冷轧钢板的特征在于，所述冷轧钢板的微细组织包含铁素体和马氏体，并且由以下式1确定的表示烘烤前后的平均固溶碳浓度比的K为0.2至0.7。另外，在以下式1中，C1表示烘烤前在常温(约25℃)下测量的结果，所述C2表示烘烤后在常温(约25℃)下测量的结果。
[式1]K＝C1/C2
(其中，C1表示烘烤前在板厚度方向上的t/4位置处(其中，t表示冷轧钢板的厚度，以下相同)从铁素体和马氏体的晶界向铁素体晶粒方向的100nm以内存在的固溶C的平均浓度，C2表示在140℃的温度下烘烤20分钟之后，在板厚度方向上的t/4位置处从铁素体和马氏体的晶界向铁素体晶粒方向的100nm以内存在的固溶C的平均浓度。)
如上所述，本发明人认识到当进行控制以使冷轧钢板的微细组织具有铁素体和马氏体的二相组织，并且适当地控制这种二相组织中铁素体和马氏体的晶界附近的固溶碳的分布时，可以提供在较大的温度范围(约140～190℃)内表现出优异的烘烤硬化性的同时表现出优异的常温抗时效性的热浸镀锌系钢板。
更具体地，当所述式1中K小于0.2时，由于位于晶界附近的马氏体内固溶碳含量不充足，可通过烘烤扩散到铁素体晶粒内的固溶碳含量绝对不足，因此难以确保本发明中期望的烘烤硬化性。另一方面，当所述式1中K超过0.7时，由于位于晶界附近的铁素体内固溶碳含量过多，在常温拉伸试验时发生屈服点延伸(YP-El)现象，从而难以在常温下确保6个月以上的时效，并且在部件加工时发生表面不良的可能性高。另外，由于铁素体内固溶碳含量过多，在烘烤处理时固溶碳不能顺利扩散，因此难以确保本发明中期望的烘烤硬化性。
根据一个实例，所述冷轧钢板的微细组织可以包含90～99面积％的铁素体和1～10面积％的马氏体。当马氏体的面积率小于1％或铁素体的面积率超过99％时，在涂装烘烤时固溶碳不能充分扩散到铁素体内，整个铁素体内的固溶碳含量相对不足，因此难以确保期望的烘烤硬化性。另一方面，当马氏体的面积率超过10％或铁素体的面积率小于90％时，由于铁素体内存在过多的固溶碳，难以确保期望的常温抗时效性。
根据一个实例，所述冷轧钢板的微细组织还可以包含贝氏体，并且由以下式2定义的贝氏体面积率(B)可以是3以下(包含0)。当贝氏体的面积率(B)超过3时，贝氏体周围的碳浓度增加，导致钢的延展性变差，屈服比会急剧上升。
[式2]B＝{AB/(AF+AM+AB)}×100
(其中，AF表示铁素体的面积率，AM表示马氏体的面积率，AB表示贝氏体的面积率。)
本发明的热浸镀锌系钢板具有烘烤硬化性优异的优点，尤其具有如下优点，即，不仅在一般的车辆工艺中的烘烤温度170℃下，而且在包括170℃在内的比较大的烘烤温度范围140～190℃下进行烘烤处理，也可以确保期望的烘烤硬化性。根据未作限制的一个实例，本发明的热浸镀锌系钢板在140℃的温度下进行烘烤处理20分钟时，可以具有35MPa以上的烘烤硬化量(BH)。
另外，本发明的热浸镀锌系钢板具有常温抗时效性优异的优点，根据未作限制的一个实例，本发明的热浸镀锌系钢板在100℃下进行热处理1小时后，屈服点延伸(YP-El)可以是0.2％以下(包含0％)。
以上说明的本发明的热浸镀锌系钢板可以通过各种方法制造，对其制造方法不作特别限制。作为一个优选的实例，可以通过以下方法制造。
下面，对本发明的另一个方面的烘烤硬化性和常温抗时效性优异的热浸镀锌系钢板的制造方法进行详细说明。
首先，对具有上述的成分体系的钢坯进行再加热。该工艺是为了顺利进行后续的热轧工艺并充分得到期望的钢板的物理性质而进行。本发明中对所述再加热工艺的工艺条件不作特别限制，只要是常规的条件即可。例如，再加热工艺可以在1100～1300℃的温度范围内进行。
接着，在奥氏体单相域中，对再加热的钢坯进行热轧以得到热轧钢板。在奥氏体单相域中进行热轧是为了增加组织的均匀性。
根据一个实例，在热轧时，精轧温度可以是(Ar3+50)℃～950℃。当精轧温度小于(Ar3+50)℃时，由于铁素体和奥氏体二相域轧制可能性高，导致材质的不均匀性，另一方面，当精轧温度超过950℃时，由于高温轧制而形成异常粗大的晶粒，导致材质不均匀，因此在冷却热轧钢板时会发生卷板的扭曲现象。另外，Ar3的理论温度可以通过以下式3计算。
[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]分别表示相应元素的重量％。)
接着，对热轧钢板进行收卷。
根据一个实例，收卷温度可以是450～700℃。当收卷温度小于450℃时，由于形成过多的马氏体或贝氏体，导致热轧钢板的强度过度上升，因此在后续的冷轧时，由于负荷而引起形状不良等问题。另一方面，当收卷温度超过700℃时，钢中Si、Mn和B等降低热浸镀锌的润湿性的元素的表面富集变得严重。
接着，对收卷的热轧钢板进行冷却。优选地，在本发明中热轧状态下的组织由铁素体和部分珠光体组成，而完全不存在马氏体。这是因为在热轧状态下存在马氏体时，由于钢硬化而导致冷轧负荷增加，从而冷轧后发生板形状扭曲，轧制性显著降低，并且还影响在冷轧和退火后的冷却过程中形成的马氏体的尺寸，导致马氏体的尺寸不均匀地形成，因此难以确保期望的烘烤硬化性和常温抗时效性。考虑到这一点，在对收卷的热轧钢板进行冷却时，冷却速度优选控制在0.027℃/秒以下，更优选控制在0.02℃/秒以下。但是，当冷却速度过低时，生产性降低，并且由于碳过度扩散，微量的固溶碳也会析出为碳化物，因此延展性降低。考虑到这一点，在对收卷的热轧钢板进行冷却时，冷却速度优选控制在0.002℃/秒以上，更优选控制在0.01℃/秒以上。另一方面，本发明中对收卷的热轧钢板进行冷却时的冷却终止温度不作特别限制，只要冷却至可作为转变完成的温度范围的约200～300℃即可。
接着，对收卷的热轧钢板进行冷轧以得到冷轧钢板。
根据一个实例，在冷轧时，冷轧压下率可以是40～80％。当冷轧压下率小于40％时，难以确保目标厚度，并且难以矫正钢板的形状。另一方面，当冷轧压下率超过80％时，在钢板的边缘(edge)部发生裂纹，并且会引起冷轧负荷。
接着，对冷轧钢板进行连续退火。该工艺是为了再结晶的同时形成铁素体和奥氏体并分配碳而进行。
此时，优选地，退火温度是(Ac1+20)℃至(Ac3-20)℃。当退火温度小于(Ac1+20)℃时，由于在低二相域(铁素体和奥氏体)温度下奥氏体分率不充足，在最终退火后冷却时不能充分形成微细的马氏体，从而不能得到本发明中所要求的烘烤硬化性。另一方面，当退火温度超过(Ac3-20)℃时，由于在二相域退火时奥氏体分率过高，在退火冷却后马氏体的尺寸粗大，并且其分率超过10％，从而强度急剧上升，在部件成型时发生加工裂纹的可能性增加。因此，优选地，适当的退火温度范围控制在(Ac1+20)℃～(Ac3-20)℃。另外，Ac1、Ac3的理论温度可以分别通过以下式4和5计算。
[式4]Ac1(℃)＝723-10.7[Mn]-16.9[Ni]+29.1[Si]+16.9[Cr]
[式5]Ac3(℃)＝910-203v[C]-15.2[Ni]+44.7[Si]+104[V]+31.5[Mo]+13.1[W]
(其中，[Mn]、[Ni]、[Si]、[Cr]、[C]、[V]、[Mo]和[W]分别表示相应元素的重量％。)
接着，以2～14℃/秒的平均冷却速度，将连续退火的冷轧钢板进行第一次冷却至630～670℃。
在本发明中，当第一次冷却终止温度控制得更高或者第一次冷却速度控制得更低时，铁素体的均匀化和粗大化倾向增加，从而有利于确保钢的延展性。另外，本发明的主要特征在于，在第一次冷却时赋予碳可以扩散到奥氏体的充分的时间，这在本发明中的意义非常大。更具体地，在二相域中碳扩散并移动到碳富集度高的奥氏体，第一次冷却终止温度越高，第一次冷却时间越长，扩散程度越大。当第一次冷却终止温度小于630℃时，由于温度过低，碳的扩散活动度低，铁素体内的碳浓度增加，从而屈服比增加，加工时发生裂纹的倾向增加。另一方面，当第一次冷却终止温度超过670℃时，虽然在碳的扩散方面是有利的，但是在作为后续工艺的第二次冷却时，需要过高的冷却速度。另外，当第一次冷却速度小于2℃/秒时，在生产性方面是不利的，另一方面，当第一次冷却速度超过14℃/秒时，碳不能充分扩散，因此不优选。
接着，以3～12℃/秒的平均冷却速度，将第一次冷却的冷轧钢板进行第二次冷却至(Ms+20)～(Ms+50)℃。
根据本发明人的研究，如果在通过通常的熔融锌镀浴的温度范围440～480℃之前生成马氏体，则在最终得到的冷轧钢板中形成粗大的马氏体，从而不能实现低屈服比。当第二次冷却终止温度小于(Ms+20)℃时，在第二次冷却过程中生成马氏体。另一方面，当第二次冷却终止温度超过(Ms+50)℃时，将第二次冷却后引入镀浴之前的冷却速度，即第三次冷却速度必须控制得相对较高，并且浸渍于镀浴之前形成马氏体的可能性增加。另外，当第二次冷却速度小于3℃/秒时，虽然不会形成马氏体，但是在生产性方面是不利的，另一方面，当第二次冷却速度超过12℃/秒时，板通过速度整体上变快，从而发生板形状扭曲等问题。另外，Ms的理论温度可以通过以下式6计算。
[式6]Ms(℃)＝539-423[C]-30.4[Mn]-12.1[Cr]-17.7[Ni]-7.5[Mo]
(其中，[C]、[Mn]、[Cr]、[Ni]和[Mo]分别表示相应元素的重量％。)
接着，以4～8℃/秒的速度，将第二次冷却的冷轧钢板进行第三次冷却至440～480℃。
所述温度范围是通常的锌系镀浴的温度范围，该步骤是为了防止在将冷轧钢板浸渍于锌系镀浴之前形成马氏体组织而进行的步骤。当第三次冷却速度小于4℃/秒时，虽然不会形成马氏体，但是在生产性方面是不利的，另一方面，当第三次冷却速度超过8℃/秒时，晶粒内形成部分马氏体，并且形成部分贝氏体，从而屈服强度上升的同时延展性会变差。
接着，将第三次冷却的冷轧钢板浸渍于熔融锌系镀浴中以得到热浸镀锌系钢板。在本发明中，对熔融锌系镀浴的组成不作特别限制，可以是纯锌镀浴或包含Si、Al、Mg等的锌系合金镀浴。
接着，以3℃/秒以上的平均冷却速度，将热浸镀锌系钢板最终冷却至(Ms-100)℃以下。当最终冷却终止温度小于(Ms-100)℃时，不能得到微细的马氏体，并且会引起板形状不良。另外，当平均冷却速度小于3℃/秒时，由于冷却速度过低，马氏体不均匀地形成在晶界或晶粒内，并且与晶粒内相比，晶界上的马氏体的形成比低，不能制造低屈服比钢。
另一方面，根据需要可以在最终冷却之前对热浸镀锌系钢板进行合金化热处理，以得到合金化热浸镀锌系钢板。在本发明中，对合金化热处理的工艺条件不作特别限制，只要是常规的条件即可。例如，可以在500～540℃的温度范围内进行合金化热处理工艺。
接着，根据需要可以对最终冷却的热浸镀锌系钢板或合金化热浸镀锌系钢板进行平整轧制，以在位于马氏体周围的铁素体形成大量的位错，由此能够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，不会形成充分的位错，并且在板形状方面是不利的，尤其可能发生镀覆表面缺陷。另一方面，当压下率超过1.6％时，虽然在形成位错方面是有利的，但是由于设备功能的限制，会引起板断裂的产生等副作用。
下面，通过实施例对本发明进行更详细说明。但是，这些实施例仅用于例示本发明的实施方式，本发明并不限定于这些实施例。这是因为本发明的权利范围由权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容来确定。
具体实施方式
(实施例)
准备具有下表1中记载的合金组成的钢坯之后，利用下表2中记载的制造工艺制造热浸镀锌钢板(GI钢板)或合金化热浸镀锌钢板(GA钢板)。另外，在下表1中，发明钢1、2、4及5和比较例1及2属于合金化热浸镀锌钢板，发明钢3、6及7属于热浸镀锌钢板。另一方面，在制造各个试片时，将第一次冷却终止温度均设定在650℃，将第二次冷却终止温度均设定在510℃，将第三次冷却终止温度均设定在460℃，将镀浴温度均设定在460℃。
然后，观察制造的各个镀覆钢板的微细组织，评价其物理性质，并将评价结果示于下表3中。
在下表3中，对于微细组织的分率，首先利用光学显微镜并通过Lepelar腐蚀观察板厚度1/4t位置处的马氏体和贝氏体，然后利用扫描电子显微镜(SEM)(3000倍)再次观察，然后通过计数(Count Point)操作以三次的平均值测量马氏体、贝氏体的尺寸和分布量。将除了上述组织之外的相推定为铁素体含量。在下表3中，对于各个试片的拉伸试验，利用JIS标准在C方向(与轧制方向垂直的方向)上进行。
另一方面，对于烘烤硬化性，通过在140℃的温度下进行烘烤处理20分钟来测量，并且以2％预应变(pre-strain)后的屈服强度差进行评价，对于抗时效性，测量在100℃下保持1小时之后进行拉伸试验时的YP-El(％)来进行评价。
另外，为了分析基于常温和烘烤温度的K值(C1/C2)，利用以亚纳米空间分辨率将成分的分布三维可视化的原子探针层析技术(APT)设备。
为了利用原子探针层析技术(atom probe tomography，APT)碳分布(Carbonprofile)对固溶碳从马氏体和铁素体晶界扩散到铁素体内的程度进行定量评价，以晶界为基准，通过计数(count)方式测量长度为100nm的正方形内的固溶C的数量，并计算三次的平均。
[表1]
Figure GDA0002089321100000151
[表2]
Figure GDA0002089321100000152
[表3]
Figure GDA0002089321100000161
如表3所示，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，可以确认确保了常温下的抗时效性(在100℃下进行热处理1小时之后屈服点延伸(YP-El)为0.2％以下)，在140℃的烘烤温度下表现出35MPa以上的烘烤硬化性。
另一方面，比较例1中，退火温度没有达到本发明中提出的范围，因此由于热轧收卷后的冷却速度快，虽然在热轧状态下形成部分马氏体，但是在冷轧后的二相域退火过程中没有充分形成奥氏体，因此在最终组织中没有充分形成马氏体。因此，不能确保期望的烘烤硬化性。
另外，比较例2中，收卷后的冷却速度没有达到本发明中提出的范围，并且第二次冷却速度超过本发明中提出的范围，因此抗时效性和烘烤硬化性均没有达到目标。
比较例3～6中，第一次冷却速度或第三次冷却速度脱离了本发明中提出的范围，或者冷轧压下率没有达到本发明中提出的范围，因此也没有获得充分的抗时效性或烘烤硬化性。其中，比较例4的组织内马氏体含量超出范围。
比较例7中，利用普通的极低碳钢制造烘烤硬化钢，由于其成分体系与本发明存在差异，组织内没有充分形成马氏体，并且抗时效性和烘烤硬化性差。
比较例8中，将收卷温度控制得非常低或将烘烤温度控制得过高时，钢组织内的马氏体含量超出范围，因此抗时效性差，比较例9为将第三次冷却速度控制得过高的情况，同样地，组织内的马氏体含量高，抗时效性差。
图1的(a)是APT以原子单位观察发明钢1的烘烤前后的固溶碳从马氏体和铁素体晶界扩散到铁素体晶粒内的过程的图，图1的(b)是以分布曲线示出该过程的曲线图。
以上对本发明的实施例进行了详细说明，但是本发明的权利范围并不限定于此，在不脱离权利要求书中记载的本发明的技术思想的范围内可以进行各种修改和变更，这对于本技术领域的普通技术人员来说是显而易见的。

Claims (15)

1.一种热浸镀锌系钢板，其包含冷轧钢板和形成在所述冷轧钢板的表面的热浸镀锌系层，
以重量％计，所述冷轧钢板包含：C：0.005～0.08％、Mn：1.3～2.3％、Cr：1.0％以下且0％除外、P：0.1％以下且0％除外、S：0.01％以下且0％除外、N：0.01％以下且0％除外、sol.Al：0.01～0.06％、余量的Fe和不可避免的杂质，微细组织包含铁素体和马氏体，并且由以下式1确定的表示烘烤前后的平均固溶碳浓度比的K为0.2至0.7，
[式1]K＝C1/C2
其中，C1表示烘烤前在板厚度方向上的t/4位置处从铁素体和马氏体的晶界向铁素体晶粒方向的100nm以内存在的固溶C的平均浓度，其中所述t表示冷轧钢板的厚度，以下相同，C2表示在140℃的温度下烘烤20分钟之后，在板厚度方向上的t/4位置处从铁素体和马氏体的晶界向铁素体晶粒方向的100nm以内存在的固溶C的平均浓度。
2.根据权利要求1所述的热浸镀锌系钢板，其中，所述冷轧钢板的微细组织包含90～99面积％的铁素体和1～10面积％的马氏体。
3.根据权利要求1所述的热浸镀锌系钢板，其中，所述冷轧钢板的微细组织还包含贝氏体，由以下式2定义的贝氏体面积率(B)为3以下且包含0，
[式2]B＝{AB/(AF+AM+AB)}×100
其中，AF表示铁素体的面积率，AM表示马氏体的面积率，AB表示贝氏体的面积率。
4.根据权利要求1所述的热浸镀锌系钢板，其中，以重量％计，所述冷轧钢板还包含Si：0.3％以下、Mo：0.2％以下和B：0.003％以下中的一种以上元素。
5.根据权利要求1所述的热浸镀锌系钢板，其中，所述热浸镀锌系钢板满足以下关系式1，
[关系式1]0.001≤[Mn]/150+[Cr]/100+[Mo]/90≤0.026
其中，[Mn]、[Cr]、[Mo]分别表示相应元素的重量％含量。
6.根据权利要求1所述的热浸镀锌系钢板，其中，所述热浸镀锌系层包含选自Si、Al和Mg中的一种以上的元素。
7.根据权利要求1所述的热浸镀锌系钢板，其中，在140℃的温度下进行烘烤处理20分钟时，烘烤硬化量(BH)为35MPa以上，在100℃的温度下进行热处理1小时后，屈服点延伸(YP-El)为0.2％以下且包含0％。
8.一种热浸镀锌系钢板的制造方法，包括以下步骤：
对板坯进行再加热，然后在奥氏体单相域中进行热轧以得到热轧钢板，以重量％计，所述板坯包含：C：0.005～0.08％、Mn：1.3～2.3％、Si：0.3％以下且0％除外、Cr：1.0％以下且0％除外、P：0.1％以下且0％除外、S：0.01％以下且0％除外、N：0.01％以下且0％除外、sol.Al：0.01～0.06％、Mo：0.2％以下且0％除外、余量的Fe和不可避免的杂质；
对所述热轧钢板进行收卷，然后以0.002～0.027℃/秒的速度进行冷却；
对冷却的所述热轧钢板进行冷轧以得到冷轧钢板；
在(Ac1+20)℃至(Ac3-20)℃下，对所述冷轧钢板进行连续退火；
以2～14℃/秒的平均冷却速度，将连续退火的所述冷轧钢板进行第一次冷却至630℃至670℃；
以3～12℃/秒的平均冷却速度，将第一次冷却的所述冷轧钢板进行第二次冷却至(Ms+20)℃至(Ms+50)℃；
以4～8℃/秒的速度，将第二次冷却的所述冷轧钢板进行第三次冷却至440℃至480℃；
将第三次冷却的所述冷轧钢板浸渍于熔融锌系镀浴中以得到热浸镀锌系钢板；以及
以3℃/秒以上的速度，将所述热浸镀锌系钢板最终冷却至(Ms-100)℃以下，
其中，由以下式1确定的表示烘烤前后的平均固溶碳浓度比的K为0.2至0.7，
[式1]K＝C1/C2
其中，C1表示烘烤前在板厚度方向上的t/4位置处从铁素体和马氏体的晶界向铁素体晶粒方向的100nm以内存在的固溶C的平均浓度，其中所述t表示冷轧钢板的厚度，以下相同，C2表示在140℃的温度下烘烤20分钟之后，在板厚度方向上的t/4位置处从铁素体和马氏体的晶界向铁素体晶粒方向的100nm以内存在的固溶C的平均浓度。
9.根据权利要求8所述的热浸镀锌系钢板的制造方法，其中，所述板坯的再加热温度为1100℃至1300℃。
10.根据权利要求8所述的热浸镀锌系钢板的制造方法，其中，在所述热轧时，精轧温度为(Ar3+50)℃至950℃。
11.根据权利要求8所述的热浸镀锌系钢板的制造方法，其中，所述收卷温度为450～700℃。
12.根据权利要求8所述的热浸镀锌系钢板的制造方法，其中，在所述冷轧时，冷轧压下率为40～80％。
13.根据权利要求8所述的热浸镀锌系钢板的制造方法，其中，所述熔融锌系镀浴的温度为440～480℃。
14.根据权利要求8所述的热浸镀锌系钢板的制造方法，其中，所述制造方法还包括以下步骤：在所述最终冷却之前，在500～540℃下对所述热浸镀锌系钢板进行合金化热处理。
15.根据权利要求8所述的热浸镀锌系钢板的制造方法，其中，所述制造方法还包括以下步骤：在所述最终冷却之后，以0.3～1.6％的压下率进行平整轧制。
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