CN113825853A - 具有超高强度和高成型性的热浸渗锌钢板及其制造方法 - Google Patents

具有超高强度和高成型性的热浸渗锌钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN113825853A
CN113825853A CN202080035743.6A CN202080035743A CN113825853A CN 113825853 A CN113825853 A CN 113825853A CN 202080035743 A CN202080035743 A CN 202080035743A CN 113825853 A CN113825853 A CN 113825853A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
hot
amount
less
equal
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.)
Granted
Application number
CN202080035743.6A
Other languages
English (en)
Other versions
CN113825853B (zh
Inventor
严浩溶
具南勋
金愍城
吴圭真
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.)
Hyundai Steel Co
Original Assignee
Hyundai Steel Co
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 Hyundai Steel Co filed Critical Hyundai Steel Co
Publication of CN113825853A publication Critical patent/CN113825853A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN113825853B publication Critical patent/CN113825853B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips 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
    • C21D8/0221—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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • 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
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
    • 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
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
    • C23C28/023—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only
    • 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
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
    • C23C28/023—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only
    • C23C28/025—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only with at least one zinc-based layer
    • 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
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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

Abstract

公开了一种具有超高强度和高成型性的热浸渗锌钢板及其制造方法。在一个具体的实施方案中，热浸渗锌钢板包含：基体钢板和在所述基体钢板的表面上形成的热浸渗锌层，其中：基体钢板包含0.05重量％‑0.15重量％的碳(C)、大于0重量％且小于或等于1.0重量％的量的硅(Si)、4.0重量％‑9.0重量％的锰(Mn)、大于0重量％且小于或等于0.6重量％的量的铝(Al)、大于0重量％且小于或等于0.02重量％的量的磷(P)、大于0重量％且小于或等于0.005重量％的量的硫(S)、大于0重量％且小于或等于0.006重量％的量的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其它不可避免的杂质；基体钢板具有由铁素体和残余奥氏体组成的微观结构，所述微观结构的晶粒尺寸为3μm或更小；并且热浸渗锌钢板具有800MPa或更高的屈服强度(YS)、980MPa或更高的拉伸强度(TS)、25％或更高的伸长率(EL)以及20％或更高的孔膨胀比(HER)。

Description

具有超高强度和高成型性的热浸渗锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种具有超高强度和高成型性的热浸渗锌钢板及其制造方法，更具体地涉及一种具有超高强度和改善的成型性的热浸渗锌钢板及其制造方法。
背景技术
最近，从车辆安全性和轻便性的角度来看，用于车辆的钢板的强度已得到迅速提高。为了确保乘客的安全性，应当提高用作车辆结构元件的钢板的强度或厚度，以确保足够的冲击韧性。此外，应用于车辆组件的钢板需要具有足够的成型性，并大大减轻车身的重量，以改善车辆的燃料效率。因此，已经进行研究以持续加强车辆钢板并提高其成型性。
目前，作为具有上述性质的用于车辆的高强度钢板，已经提出了在铁素体和马氏体的两相中确保强度和伸长率的双相钢和通过在塑性变形的过程中最终结构中的残余奥氏体的相转变确保强度和伸长率的相变诱导塑性钢。然而，基于双相钢(其无法摆脱混合定律(ROM)的限制)和相变诱导塑性钢(由于主要基体由贝氏体组成，因此其具有相对较低的强度)的开发已达到极限。因此，开发改善相变诱导塑性钢的微观结构以确保超高强度和高成型性的用于车辆的下一代超高强度钢板的方向已引起各钢铁企业的关注。
作为相关技术，可提及韩国专利号10-1798771(2017年11月17日公布，标题为：具有优异的屈服强度的超高强度和高延展性钢板及其制造方法)。
发明内容
技术问题
根据本发明的示例性实施方案，提供了一种具有超高强度和高成型性的热浸渗锌钢板。
根据本发明的示例性实施方案，提供了一种具有优异的伸长率和孔膨胀比的热浸渗锌钢板。
根据本发明的示例性实施方案，提供了一种具有优异品质的热浸渗锌层的热浸渗锌钢板。
根据本发明的示例性实施方案，提供了一种制造热浸渗锌钢板的方法。
技术方案
本发明的一个方面涉及热浸渗锌钢板。在示例性实施方案中，热浸渗锌钢板包含基体钢板和在上述基体钢板的表面上形成的热浸渗锌层，其中基体钢板包含：0.05重量％至0.15重量％的量的碳(C)、大于0重量％且小于或等于1.0重量％的量的硅(Si)、4.0重量％至9.0重量％的量的锰(Mn)、大于0重量％且小于或等于0.6重量％的量的铝(Al)、大于0重量％且小于或等于0.02重量％的量的磷(P)、大于0重量％且小于或等于0.005重量％的量的硫(S)、大于0重量％且小于或等于0.006重量％的量的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其它不可避免的杂质；基体钢板具有由铁素体和残余奥氏体组成的微观结构，所述微观结构的晶粒尺寸为3μm或更小，并且热浸渗锌钢板具有800MPa或更高的屈服强度(YS)、980MPa或更高的拉伸强度(TS)、25％或更高的伸长率(EL)以及20％或更高的孔膨胀比(HER)。
在示例性实施方案中，基体钢板还可以包含铌(Nb)、钛(Ti)、钒(V)和钼(Mo)中的一种或多种组分，并且可以以大于0重量％且小于或等于0.02重量％的量包含所述一种或多种组分中的每一种。
在示例性实施方案中，基体钢板还可以包含大于0重量％且小于或等于0.001重量％的量的硼(B)。
在示例性实施方案中，微观结构中残余奥氏体的体积份数可以为10体积％至30体积％。
本发明的另一个方面涉及一种制造热浸渗锌钢板的方法。在示例性实施方案中，制造热浸渗锌钢板的方法包括：(a)使用钢坯制造热轧钢板，其中所述钢坯包含：0.05重量％至0.15重量％的量的碳(C)、大于0重量％且小于或等于1.0重量％的量的硅(Si)、4.0重量％至9.0重量％的量的锰(Mn)、大于0重量％且小于或等于0.6重量％的量的铝(Al)、大于0重量％且小于或等于0.02重量％的量的磷(P)、大于0重量％且小于或等于0.005重量％的量的硫(S)、大于0重量％且小于或等于0.006重量％的量的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其它不可避免的杂质；(b)通过冷轧所述热轧钢板制造冷轧钢板；(c)通过在Ac3至(Ac3+15)℃的温度范围内加热冷轧钢板来进行一次热处理；(d)通过在双相域的温度下加热经过一次热处理的冷轧钢板来进行二次热处理；(e)通过将经过二次热处理的冷轧钢板浸入到热浸镀锌浴中来形成热浸镀锌层；以及(f)对形成热浸镀锌层的冷轧钢板进行渗锌处理，其中在步骤(d)之后，冷轧钢板具有由铁素体和残余奥氏体组成的微观结构。
在示例性实施方案中，钢坯还可以包含铌(Nb)、钛(Ti)、钒(V)和钼(Mo)中的一种或多种组分，并且以大于0重量％且小于或等于0.02重量％的量包含所述一种或多种组分中的每一种。
在示例性实施方案中，钢坯还可以包含大于0重量％且小于或等于0.001重量％的量的硼(B)。
在示例性实施方案中，微观结构中残余奥氏体的体积份数可以为10体积％至30体积％。
在示例性实施方案中，步骤(c)可以包括：以4℃/s至10℃/s的冷却速率将经加热的冷轧钢板冷却至350℃至450℃的温度并保持。
在示例性实施方案中，步骤(d)可以包括：以2℃/s至8℃/s的冷却速率将经加热的冷轧钢板冷却至450℃至550℃的温度并保持。
在示例性实施方案中，热轧钢板可以通过以下步骤制造：(a1)将钢坯再加热至1150℃至1250℃的温度；(a2)通过在925℃至975℃的精轧温度下热轧再加热的钢坯来制备轧制材料；以及(a3)以10℃/s至30℃/s的冷却速率冷却经过热轧处理的轧制材料，并在700℃至800℃的卷绕温度的条件下卷绕冷轧材料。
在示例性实施方案中，制造热浸渗锌钢板的方法还可以包括：在步骤(a)和步骤(b)之间，在550℃至650℃的温度下对热轧钢板进行软化热处理。
在示例性实施方案中，可以在500℃至600℃的温度条件下进行步骤(f)中的渗锌处理。
在示例性实施方案中，在步骤(d)之后，冷轧钢板可以具有800MPa或更高的屈服强度(YS)、980MPa或更高的拉伸强度(TS)、25％或更高的伸长率(EL)以及20％或更高的孔膨胀比(HER)。
在示例性实施方案中，在步骤(d)之后，冷轧钢板的晶粒尺寸可以为3μm或更小。
有利效果
根据本发明，可以通过组分体系控制和工艺条件控制来制造具有由超细晶粒的铁素体和残余奥氏体组成的微观结构的钢板。细晶粒的铁素体可以使钢板具有高强度，微观结构中以10体积％至30体积％的含量存在的残余奥氏体可以产生高强度和伸长率，并且微观结构的形状的控制可以使其具有高孔膨胀比(HER)。因此，可以制造具有高成型性和高强度，并具有优异品质的热浸渗锌层的热浸渗锌钢板。
附图说明
图1示出了根据本发明的实施方案的制造热浸渗锌钢板的方法。
图2为示出根据本发明的实施方案的热浸渗锌钢板的微观结构的照片。
具体实施方式
下文将详细描述本发明。此处，在描述本发明时，如果确定详细描述可能不必要地混淆本发明的主题，则将省略相关的已知技术或构造的详细描述。
此外，将在下文描述的构成元素的术语是考虑到其在本发明中的功能而定义的，并且其可以根据用户或操作者的意图或者根据习惯而改变。因此，这些术语的定义必须基于本文的整体描述。
在具有常规铁素体和马氏体的双相结构的超高拉伸强度钢的情况下，当钢材发生塑性变形时，在组织中形成位错，并发生移动，并且由于缺陷通过这些位错的移动而形成并生长，因此塑性变形是发生断裂的基本变形机制。为了在这种变形机制下确保强度，形成了马氏体和贝氏体(硬质相)以确保强度，但是由于通过增加硬质相的份数来确保强度，因此不可避免地降低了伸长率。因此，为了补偿伸长率，在结构中形成铁素体(软质相)，并且在具有这种最终微观结构的超高强度钢的情况下，强度和伸长率遵循混合定律(ROM)，使得难以在混合定律之外改善材料。
为改善具有铁素体和马氏体的双相结构的超高强度钢而开发的钢种是相变诱导塑性钢，其在最终结构中保留残余奥氏体，并通过塑性变形的过程中发生的残余奥氏体相转变来确保强度和伸长率。然而，相变诱导塑性钢的缺点在于其难以显著改善成型性，因为最终微观结构中包含的残余奥氏体的面积比较小。
因此，本发明的目的为通过确保大量的残余奥氏体来改善超高强度钢的成型性，并且所制造的钢板的最终微观结构由超细晶粒的铁素体和残余奥氏体组成。残余奥氏体为通过相变诱导塑性机制容易地确保钢板的强度、伸长率和成型性的结构。然而，如果包含过量的残余奥氏体，则可能需要过量的合金元素以确保用于实施相变诱导塑性机制的稳定性，并且耐氢脆性可能降低，因此，残余奥氏体的含量优选为10体积％至30体积％。余量是超细晶粒的铁素体，并且即使铁素体(软质相)通过超细晶粒效应处于最终微观结构中，也可以获得高强度。
相关技术中提出的退火马氏体和回火马氏体是能够确保所制造的钢板的强度的硬质相结构，但是不能用于本发明。原因在于，由于确保了硬质相而难以确保伸长率，并且与周围软质相存在材料差异，使得可能在材料差异点处形成裂纹，从而导致材料劣化。此外，贝氏体也是一种在低温下确保的硬质相，并且其作用与退火马氏体和回火马氏体的作用类似，因此，理想情况下，优选不包含贝氏体。
此外，由于在热浸镀锌之后进行渗锌处理，因此在微观结构中形成渗碳体(θ)，使得材料可能减少。因此，为此，必须通过控制渗锌处理工艺来最小化渗碳体的形成。
因此，通过实施相应的微观结构来确保本发明的热浸渗锌钢板的高成型性的方法总结如下。
(1)为了在退火热处理之后确保最终微观结构中的残余奥氏体，使用包含适当量的碳(C)和锰(Mn)(其为奥氏体稳定元素)的组分体系进行炼钢、连续铸造、热轧和冷轧。碳和锰是提高奥氏体的稳定性的元素，因此应在组分体系中包含适当量的碳和锰。在硅(Si)的情况下，由于在热轧的过程中增加轧制负荷，因此可能难以增大产品的尺寸，并且可能产生大量的红色氧化皮，因此将硅(Si)的量控制为1.0重量％或更少，铝(Al)通过拓宽双相域的温度范围而有助于确保大规模生产率，但是如果包含过量的铝(Al)，则连续铸造性质可能变差，因此将铝的量控制为1.0重量％或更少。此外，添加例如钛(Ti)、铌(Nb)、钒(V)和钼(Mo)的合金元素，以形成适当量的碳化物，这有助于确保额外强度，但是如果没有必要，则不添加这些合金元素，因为添加这些合金元素会增加成本，并且可能造成伸长率降低。
(2)在双相域中进行退火热处理。原因在于，如果在双相域中进行退火热处理，则由于铁素体在双相域中形成的铁素体和奥氏体结构中的固溶极限，碳和锰会从铁素体前进至奥氏体，因此确保了奥氏体的稳定性，使得可以在冷却之后确保残余奥氏体。此外，进行两次退火热处理，以控制最终微观结构的形状。由于双相域的热处理期间的奥氏体形成点和晶粒尺寸随初始微观结构而变化，因此结构形状表现不同，因此，可以确保期望的材料。
(3)最后，通过控制渗锌处理温度工艺，使渗碳体的形成最小化，并且建立了可以确保材料达到相同水平的标准。
下文将更详细地描述具有上述性质的本发明的具有超高强度和高成型性的热浸渗锌钢板及其制造方法。
热浸渗锌钢板
本发明的一个方面涉及热浸渗锌钢板。在示例性实施方案中，热浸渗锌钢板包含：基体钢板和在所述基体钢板的表面上形成的热浸渗锌层，其中：基体钢板包含：0.05重量％至0.15重量％的量的碳(C)、大于0重量％且小于或等于1.0重量％的量的硅(Si)、4.0重量％至9.0重量％的量的锰(Mn)、大于0重量％且小于或等于0.6重量％的量的铝(Al)、大于0重量％且小于或等于0.02重量％的量的磷(P)、大于0重量％且小于或等于0.005重量％的量的硫(S)、大于0重量％且小于或等于0.006重量％的量的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其它不可避免的杂质。基体钢板具有由铁素体和残余奥氏体组成的微观结构；所述微观结构的晶粒尺寸为3μm或更小；并且热浸渗锌钢板具有800MPa或更高的屈服强度(YS)、980MPa或更高的拉伸强度(TS)、25％或更高的伸长率(EL)以及20％或更高的孔膨胀比(HER)。
下文将详细描述根据本发明的实施方案的热浸渗锌钢板中包含的各种组分的作用和含量。
碳(C)：0.05重量％至0.15重量％
碳(C)是炼钢中最重要的合金元素，并且碳在本发明中的主要目的是起基本加强作用并稳定奥氏体。奥氏体中高浓度的碳(C)改善了奥氏体的稳定性，从而易于确保适当的奥氏体以用于材料改善。然而，由于碳当量的增加，过高的碳(C)含量可能导致焊接性降低，并且在冷却的过程中可能产生大量的渗碳体析出结构(例如，珠光体)。因此，基于基体钢板的总重量，优选以0.05重量％至0.15重量％的量包含碳(C)。如果以小于0.05重量％的量包含碳(C)，则难以确保钢板的强度，并且如果以大于0.15重量％的量包含碳(C)，则韧性和延展性可能变差。
硅(Si)：大于0重量％且小于或等于1.0重量％
硅(Si)是一种抑制铁素体中碳化物的形成的元素，特别是防止由于Fe3C的形成而导致的材料劣化，并通过提高碳(C)的活性来提高奥氏体的扩散速率。硅(Si)也被认为是一种铁素体稳定元素，并被认为是一种通过在冷却过程中增加铁素体份数来提高延展性的元素。此外，硅(Si)具有非常高的抑制碳化物形成的能力，因此其是通过在形成贝氏体时增加残余奥氏体中的碳浓度来确保TRIP效应的必要元素。然而，如果以大于1.0重量％的量包含硅(Si)，则在加工过程中可能在钢板的表面上形成氧化物(SiO2)，使得由于相应部分的润湿性较差，镀层性质可能降低，热轧过程中的轧制负荷增加，难以增大产品尺寸，并且可能产生大量的红色氧化皮。因此，优选以基体钢板总重量的1.0重量％或更少的量加入硅(Si)。
锰(Mn)：4.0重量％至9.0重量％
锰(Mn)是一种奥氏体稳定元素。随着锰(Mn)的加入，Ms(马氏体形成起始温度)逐渐降低，从而在退火热处理的过程中增加残余奥氏体份数。此外，锰(Mn)抑制冷却过程中珠光体和贝氏体的形成，从而促进本发明所希望的超细晶粒的铁素体和残余奥氏体结构的形成。
在示例性实施方案中，以基体钢板总重量的4.0重量％至9.0重量％的量包含锰(Mn)。如果以小于4.0重量％的量包含锰(Mn)，则无法充分地确保上述效果。相反地，如果以大于9.0重量％的量包含锰(Mn)，则由于碳当量的增加，焊接性降低，并且在工艺过程中会在钢板的表面上形成氧化物(MnO)，这可能由于相应部分的润湿性较差而导致镀层性质降低。
铝(Al)：大于0重量％且小于或等于0.6重量％
如同硅(Si)，铝(Al)被认为是一种稳定铁素体、稳定残余奥氏体并抑制碳化物的形成的元素。此外，铝(Al)具有提高平衡温度的效果，因此当加入铝(Al)时，适当的热处理温度范围变宽。在示例性实施方案中，基于基体钢板的总重量，以大于0重量％且小于或等于0.6重量％的量包含铝(Al)。如果以大于0.6重量％的量包含过量的铝(Al)，则由于AIN的析出而可能出现性能问题。
铌(Nb)、钛(Ti)、钒(V)和钼(Mo)中的至少一种：分别大于0重量％且小于或等于 0.2重量％
在本发明的示例性实施方案中，基体钢板中可选择性地包含铌(Nb)、钛(Ti)、钒(V)和钼(Mo)。
铌(Nb)、钛(Ti)和钒(V)是在钢中以碳化物的形式析出的元素，并且是加入以通过碳化物的析出来确保强度的元素。钛(Ti)可以用于抑制AIN的形成，以抑制连续铸造过程中的裂纹形成。然而，如果基于基体钢板的总重量，分别以大于0.2重量％的量包含铌(Nb)、钛(Ti)和钒(V)中的每一种，则其缺点在于形成粗大的析出物，从而减少钢中碳的量，而使材料降解，并且由于引入了铌(Nb)、钛(Ti)和钒(V)，制造成本增加。此外，如果加入过量的钛(Ti)，则可能会在连续铸造的过程中造成喷嘴堵塞。因此，如果加入铌(Nb)、钛(Ti)和钒(V)中的至少一种，则基于基体钢板的总重量，可以以大于0重量％且小于或等于0.2重量％的量加入每种元素。
然后，钼(Mo)可以通过抑制碳化物的生长来控制碳化物的尺寸。然而，如果基于基体钢板的总重量，以大于0.2重量％的量包含钼(Mo)，则其缺点在于上述效应饱和，并且制造成本增加。
硼(B)：大于0重量％且小于或等于0.001重量％
在本发明的示例性实施方案中，基体钢板中可选择性地包含硼(B)。硼(B)可以作为加强晶界的元素。在示例性实施方案中，基于基体钢板的总重量，可以以大于0重量％且小于或等于0.001重量％的量加入硼(B)。如果以大于0.001重量％的量加入硼(B)，则由于形成氮化物(例如BN)，高温延展性可能降低。
其它元素
在炼钢过程中，可能不可避免地将磷(P)、硫(S)和氮(N)加入到钢中。即在理想情况下，优选不包含这些元素，但是由于工艺技术，难以完全除去这些元素，因此可以包含较少量的这些元素。
磷(P)在钢中的作用可以与硅类似。然而，如果以大于基体钢板总重量的0.02重量％的量加入磷(P)，则钢板的焊接性可能降低，并且其脆性可能增加，从而造成材料降解。因此，可以将磷(P)的添加量控制为大于基体钢板总重量的0重量％且小于或等于基体钢板总重量的0.02重量％。
硫(S)可以抑制钢的韧性和焊接性，因此可以将其量控制为大于基体钢板总重量的0重量％且小于或等于基体钢板总重量的0.005重量％。
如果在钢中存在过量的氮(N)，则可能析出大量的氮化物，从而降低延展性。因此，基于基体钢板的总重量，可以将氮(N)的添加量控制为大于0重量％且小于或等于0.006重量％。
具有上述合金组分的基体钢板具有由铁素体和残余奥氏体组成的微观结构。
在示例性实施方案中，微观结构中残余奥氏体的体积份数可以为10体积％至30体积％。
在示例性实施方案中，基体钢板的晶粒可以为各自具有3μm或更小尺寸的细晶粒。例如，晶粒中大角度晶界的份数可以为60％或更高，优选70％或更高。大角度晶界可以意指相邻晶粒之间的角度为15°或更大的晶界。
热浸渗锌钢板可以具有以下材料性质：800MPa或更高的屈服强度(YS)、980MPa或更高的拉伸强度(TS)、25％或更高的伸长率(EL)以及20％或更高的孔膨胀比(HER)。
例如，热浸渗锌钢板可以具有以下材料性质：800MPa至1100MPa的屈服强度(YS)、980MPa至1200MPa的拉伸强度(TS)、25％至30％的伸长率(EL)以及20％至30％的孔膨胀比(HER)。
通常，当形成车身组件时，在形成时部件发生断裂的过程中，存在无法通过可在一般成形极限图确认的评估标准(例如可拉性和双轴拉伸性)来解释的情况，这发生在超高强度材料中。
这可以通过材料的延伸凸缘性能(其为新的评估标准)来解释，并且通过孔膨胀比(HER)评估测试来测量该性能，当形成车身组件时，可以评估相应部件断裂和成型的可能性。
在孔膨胀比评估测试(基于ISO标准16630)中，在用冲头在钢板上打孔之后，当观察到通过将冲头插入到孔中而使裂纹在钢板的厚度方向中完全扩展时，停止测试，然后，孔膨胀比评估为初始孔尺寸与终止测试后的孔尺寸的比值((破损孔尺寸-初始孔尺寸)/初始孔尺寸×100(％))。
该孔膨胀比通常倾向于随着强度的增加而减小。因此，为了改善超高强度钢的成型性，确保伸长率很重要，但是在一定程度上确保孔膨胀比也很重要。
因此，与具有现有的铁素体和马氏体的双相微观结构的超高强度钢相比，本发明旨在通过使用铁素体和残余奥氏体的双相微观结构来确保改进的伸长率和相同水平的孔膨胀比。为此，可以通过严格控制工艺条件以实现最终微观结构来确保目标材料。此外，通过观察材料随渗锌处理温度条件的变化来确定生产热浸渗锌钢板的工艺范围。
制造热浸渗锌钢板的方法
本发明的另一个方面涉及一种热浸渗锌钢板的制造方法。图1示出了根据本发明的示例性实施方案的制造热浸渗锌钢板的方法。参考图1，制造热浸渗锌钢板的方法包括：(S10)热轧钢板制造步骤；(S20)冷轧钢板制造步骤；(S30)一次热处理步骤；(S40)二次热处理步骤；(S50)热浸镀锌层形成步骤；以及(S60)渗锌处理步骤。
更具体地，制造热浸渗锌钢板的方法包括：(S10)使用钢坯制造热轧钢板，其中所述钢坯包含：0.05重量％至0.15重量％的量的碳(C)、大于0重量％且小于或等于1.0重量％的量的硅(Si)、4.0重量％至9.0重量％的量的锰(Mn)、大于0重量％且小于或等于0.6重量％的量的铝(Al)、大于0重量％且小于或等于0.02重量％的量的磷(P)、大于0重量％且小于或等于0.005重量％的量的硫(S)、大于0重量％且小于或等于0.006重量％的量的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其它不可避免的杂质；(S20)通过冷轧所述热轧钢板制造冷轧钢板；(S30)通过在Ac3至(Ac3+15)℃的温度范围内加热冷轧钢板来进行一次热处理；(S40)通过在双相域的温度下加热经过一次热处理的冷轧钢板来进行二次热处理；(S50)通过将经过二次热处理的冷轧钢板浸入到热浸镀锌浴中来形成热浸镀锌层；以及(S60)对形成热浸镀锌层的冷轧钢板进行渗锌处理，其中在步骤(S40)之后，冷轧钢板具有由铁素体和残余奥氏体组成的微观结构。
下文将逐步详细描述制造本发明的热浸渗锌钢板的方法。
(S10)热轧钢板制造步骤
上述步骤为使用钢坯制造热轧钢板的步骤，其中，所述钢坯包含：0.05重量％至0.15重量％的量的碳(C)、大于0重量％且小于或等于1.0重量％的量的硅(Si)、4.0重量％至9.0重量％的量的锰(Mn)、大于0重量％且小于或等于0.6重量％的量的铝(Al)、大于0重量％且小于或等于0.02重量％的量的磷(P)、大于0重量％且小于或等于0.005重量％的量的硫(S)、大于0重量％且小于或等于0.006重量％的量的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其它不可避免的杂质。
在示例性实施方案中，钢坯还可以包含铌(Nb)、钛(Ti)、钒(V)和钼(Mo)中的一种或多种组分，并且可以以大于0重量％且小于或等于0.02重量％的量包含所述一种或多种组分中的每一种。
在示例性实施方案中，钢坯还可以包含大于0重量％且小于或等于0.001重量％的量的硼(B)。
在示例性实施方案中，由于构成钢坯的合金组分和含量与上述相同，因此将省略其详细描述。
在示例性实施方案中，热轧钢板可以通过以下步骤制造：(a1)将钢坯再加热至1150℃至1250℃的温度；(a2)通过在925℃至975℃的精轧温度下热轧再加热的钢坯来制备轧制材料；以及(a3)以10℃/s至30℃/s的冷却速率冷却经过热轧处理的轧制材料，并在700℃至800℃的卷绕温度的条件下卷绕冷轧材料。
钢坯的再加热温度优选为约1150℃至1250℃，以确保正常的热轧温度。如果再加热温度低于1150℃，则可能产生热轧负荷快速增加的问题。如果再加热温度高于1250℃，则可能由于钢坯的弯曲而难以放入炉中并从炉中取出，并且可能由于初始奥氏体晶粒的粗化而难以确保最终生产的钢板的强度。
在热轧中，可以通过将经再加热的钢坯热轧至925℃至975℃的精轧温度来制备轧制材料。考虑到本发明的钢坯为具有高含量合金元素(例如锰)的高合金钢，因此，可以在925℃至975℃的高温下进行精轧。在上述条件下，可以防止轧制材料在卷绕的过程中发生边缘破裂，并最小化轧制负荷。
可以以10℃/s至30℃/s的冷却速率冷却经热轧的轧制材料，并且可以在700℃至800℃的卷绕温度的条件下缠绕冷轧材料。通过在上述条件下冷却轧制材料，可以防止轧制材料在卷绕的过程中发生边缘破裂，并最小化轧制负荷。冷却方法可以适用于无水冷却方法。
在示例性实施方案中，在冷却之后，热轧钢板可以具有全马氏体结构。
软化热处理步骤
在本发明的示例性实施方案中，在热轧钢板制造步骤(S10)和后文描述的冷轧钢板制造步骤(S20)之间，还可以包括热轧钢板的软化热处理步骤。
在冷轧具有全马氏体结构的热轧钢板之前，可以进行软化热处理，以减小冷轧过程中的轧制负荷。
在示例性实施方案中，可以在550℃至650℃的温度条件下进行软化热处理。当在低于550℃的温度下进行软化热处理时，仅进行回火，而热轧之后产生的马氏体不会发生再结晶，因此可能以渗碳体(θ)的形式在结构中形成过饱和碳，并且可能发生球化。在这种情况下，由于马氏体可能表现出脆性，因此在冷轧过程中可能发生钢板的断裂。同时，当在高于650℃的温度下进行软化热处理时，在软化热处理的过程中会形成过量的奥氏体，并且在冷却的过程中由奥氏体形成马氏体，因此在软化热处理期间不能有效地发生强度降低。通过上述温度范围内的软化热处理，可以将热轧后的马氏体结构转化为铁素体和残余奥氏体的复合结构。
(S20)冷轧钢板制造步骤
上述步骤为通过冷轧热轧钢板制造冷轧钢板的步骤。在示例性实施方案中，可以在40％至60％的压下率的条件下对热轧钢板进行冷轧。通过冷轧，可以将软化热处理后的铁素体和残余奥氏体的复合结构转化为铁素体和马氏体的复合结构。
本发明的退火热处理可以包括：在Ac3至(Ac3+15)℃的温度范围内对冷轧钢板进行一次热处理，和在双相域的温度下对经过一次热处理的冷轧钢板进行二次热处理。
(S30)一次热处理步骤
上述步骤为通过在Ac3至(Ac3+15)℃的温度范围内加热冷轧钢板来进行一次热处理的步骤。
在示例性实施方案中，一次热处理可以将冷轧之后的钢板的铁素体和马氏体的复合结构转化为马氏体结构。一次热处理可以包括：以1℃/s至3℃/s的升温速率将冷轧钢板加热至Ac3至(Ac3+15)℃(目标温度)的温度范围，并保持经加热的冷轧钢板40秒至120秒。
在一次热处理中，Ac3至(Ac3+15)℃的温度范围可以例如为760℃至790℃的温度。如果一次热处理温度低于760℃，则在目标温度下可能无法确保足够尺寸的奥氏体晶粒，并且在热处理之后还会形成马氏体和铁素体的复合结构，使得一次热处理之后的最终结构中的强度和延展性可能降低。另一方面，如果一次热处理温度高于790℃，则目标温度下的奥氏体晶粒的尺寸可能过度增加，这不利于确保根据一次热处理的最终结构中的奥氏体的稳定化，因此强度可能较差。
当一次热处理期间的升温速率小于1℃/s时，760℃至790℃的目标温度下的保留时间超过40秒至120秒的范围，使得目标温度下的奥氏体晶粒尺寸可能过度增加。另一方面，当升温速率大于3℃/s时，760℃至790℃的目标温度下的保留时间小于40秒至120秒的范围，使得在目标温度下可能无法确保足够的奥氏体晶粒尺寸。
例如，一次热处理可以包括以4℃/s至10℃/s的冷却速率将经加热的冷轧钢板冷却至350℃至450℃并保持。例如，可以通过将冷轧钢板冷却至380℃至420℃来进行保持。在示例性实施方案中，冷却至上述温度的冷轧钢板可以进行时效处理120秒至330秒。
(S40)二次热处理步骤
该步骤为通过在双相域的温度下加热经过一次热处理的冷轧钢板来进行二次热处理的步骤。在双相域的温度(目标温度范围)下进行二次热处理，使得一次热处理之后的马氏体结构可以改变为铁素体和残余奥氏体的结构。在双相域的温度范围(其为开始形成渗碳体的温度)内进行二次热处理。
在示例性实施方案中，通过以下方法进行二次热处理：以1℃/s至4℃/s的升温速率将冷轧钢板加热至650℃至670℃的目标温度，并保持经加热的冷轧钢板50秒至200秒。此处，残余奥氏体的体积份数可以为10体积％至30体积％。
如果二次热处理温度低于650℃，则在目标温度下形成的奥氏体结构的量可能过少，从而增加了奥氏体的稳定性，因此，在冷却之后，微观结构中的奥氏体在塑性变形的过程中不会发生相转变，使得强度和延展性可能降低。另一方面，如果二次热处理温度高于670℃，则在目标温度下形成的奥氏体结构的量可能过大，从而降低了奥氏体的稳定性，因此，在冷却之后，在微观结构中形成马氏体，使得延展性和孔膨胀比可能降低。
当二次热处理期间的升温速率小于1℃/s时，在冷轧钢板达到双相域的温度范围之前，由于不必要的渗碳体的形成或球化，材料性质可能降低，从而不能确保材料性质。如果升温速率大于4℃/s，则冷轧板材可能无法在目标温度范围内保持50秒至200秒，从而可能不能在最终结构中确保足够份数的残余奥氏体。
在示例性实施方案中，二次热处理可以包括：以2℃/s至8℃/s的冷却速率将经加热的冷轧钢板冷却至450℃至550℃的温度并保持。在示例性实施方案中，冷却至上述温度的冷轧钢板可以进行时效处理120秒至330秒。
(S50)热浸镀锌层形成步骤
该步骤为通过将经过二次热处理的冷轧钢板浸入到热浸镀锌浴中来形成热浸镀锌层的步骤。取决于构成镀锌层的合金元素的类型和比例以及基体(冷轧钢板)的组成体系，热浸镀锌浴的温度可以为450℃至550℃。由于在所述镀锌浴条件下容易在冷轧钢板的表面上形成热浸镀锌层，因此热浸镀锌层的附着力可以是优异的。
(S60)渗锌处理步骤
上述步骤为形成有热浸镀锌层的冷轧钢板的渗锌处理步骤。在示例性实施方案中，可以在500℃至650℃的温度条件下进行渗锌处理。由于在上述条件下的渗锌处理期间热浸渗锌层稳定地生长，因此热浸渗锌层的附着力可以是优异的。可以在500℃至600℃的温度下进行渗锌处理10秒至45秒。当在低于500℃的温度下进行渗锌处理时，可能不能充分地进行合金化，因此热浸渗锌层的坚固性可能降低。当在高于600℃的温度下进行渗锌处理时，随着渗锌处理移向双相域的温度范围，在二次热处理步骤中优化的铁素体-奥氏体份数可能出现偏差，并可能发生材料变化，并且由于渗碳体的快速形成，可能无法确保延展性。
在示例性实施方案中，在二次热处理步骤(S40)之后，冷轧钢板可以具有800MPa或更高的屈服强度(YS)、980MPa或更高的拉伸强度(TS)、25％或更高的伸长率(EL)以及20％或更高的孔膨胀比(HER)。例如，冷轧钢板可以具有以下材料性质：800MPa至1100MPa的屈服强度(YS)、980MPa至1200MPa的拉伸强度(TS)、25％至30％的伸长率(EL)以及20％至30％的孔膨胀比(HER)。
影响最终制造的钢板材料的因素包括由于铁素体晶粒的细化而导致的强度增加，以及由于根据确保残余奥氏体稳定性的相变诱导塑性引起的残余奥氏体的相转变而确保的强度和伸长率。本发明的钢板可以具有3μm或更小，例如2μm或更小的最终微观结构的晶粒尺寸，和60％或更大，优选70％或更大的大角度晶界比例，从而改善耐裂纹性并稳定地确保目标孔膨胀比。
在本发明中，为了同时确保超高强度、高伸长率和孔膨胀比，根据以下原则设定最终微观结构，并进行用于实现超高强度、高伸长率和孔膨胀比的工艺优化和基于深度神经网络的优化技术。
设计方向(1)：在确保伸长率方面，不同于在现有的超高拉伸强度钢中确保最终微观结构中的软质相来确保伸长率，本发明旨在通过在最终微观结构中确保更多的在相变诱导塑性钢中使用的残余奥氏体来确保改进的伸长率。此外，通过形成硬质相(例如马氏体和贝氏体)可以有效地提高材料的强度，但是由于其不利于确保伸长率，因此将其排除在外，并且通过使用铁素体基质构建最终微观结构来补偿可能降低的伸长率。
设计方向(2)：在确保孔膨胀比时，首先，需要确认用于评估孔膨胀比的测试标准。在孔膨胀比评估测试(基于ISO标准16630)中，在用冲头在钢板上打孔之后，当观察到通过将冲头插入到孔中而使裂纹在钢板的厚度方向中完全扩展时，停止测试，然后，孔膨胀比评估为初始孔尺寸与终止测试后的孔尺寸的比值((破损孔尺寸-初始孔尺寸)/初始孔尺寸×100(％))。即确定在评估期间抑制由变形引起的裂纹的形成和扩展对改善孔膨胀比具有重大影响。为此，试图确保最终微观结构中的耐裂纹性，并且在硬质相(例如马氏体和贝氏体)的情况下，最终微观结构中不包含马氏体和贝氏体，因为由于在初始变形的过程中硬质相和软质相之间的材料差异导致局部变形，因此晶界可能成为裂纹形成点。
设计方向(3)：在确保本发明的热浸渗锌钢板的伸长率和孔膨胀比的方面，由于使用铁素体基质的超细颗粒化和残余奥氏体的相变诱导塑性而获得不令人满意的强度。
设计方向(4)：在二次热处理(退火热处理)之后，在热浸镀锌浴中进行浸渍和渗锌处理，以制造热浸渗锌钢板，然后冷却至室温。当进行渗锌处理工艺时，由于通过二次退火构造的微观结构的改变，材料可能发生改变，因此需要设定一个满足目标材料的良好的渗锌处理工艺管理范围。
为了构造上述微观结构，本发明通过两阶段退火热处理和渗锌处理来实现超细晶粒的铁素体和残余奥氏体的最终微观结构，以确保目标材料。
此外，可从本发明获得的效果如下。
(1)使用基于相变诱导塑性钢的加强机制确保强度和伸长率：在确保伸长率方面，不同于在现有的超高拉伸强度钢中确保最终微观结构中的软质相来确保伸长率，本发明旨在通过在最终微观结构中确保更多的在相变诱导塑性钢中使用的残余奥氏体来确保改进的伸长率。此外，通过形成硬质相(例如马氏体和贝氏体)可以有效地提高材料的强度，但是由于其不利于确保伸长率，因此将其排除在外，并且通过使用超细晶粒的铁素体基质构建最终微观结构来补偿可能降低的伸长率和强度。
(2)通过控制退火工艺来控制最终微观结构以改善孔膨胀比：为了与现有的超高强度钢相比改善孔膨胀比，试图确保最终微观结构中的耐裂纹性，并且在硬质相(例如马氏体和贝氏体)的情况下，最终微观结构中不包含马氏体和贝氏体，因为由于在初始变形的过程中硬质相和软质相之间的材料差异导致局部变形，因此晶界可能成为裂纹形成点。通过工艺控制来确保大角度晶界和细晶粒的份数，以确保最终微观结构的耐裂纹性。
应注意，在上述(1)和(2)中，不同于通过使用硬质相结构(例如马氏体和贝氏体)确保强度和成型性的现有发明，本发明与现有发明的区别在于仅使用超细晶粒的铁素体和残余奥氏体的双相结构。此外，不同于在控制退火工艺热处理条件时仅简单地建议理论上较宽的工艺范围的现有发明，可以说本发明具有一定区别，因为已经通过理论和实验提出了确保最终目标材料的明确解决方案和用于获得最终目标材料的退火热处理的详细条件。
(3)通过建立合金化工艺条件，实现良好的热浸渗锌钢板生产的可能性：此外，参考现有发明的实施例，在生产热浸渗锌钢板时，仅在第一阶段退火热处理之后进行合金化，或者仅公开了冷轧材料的实施例，并在实施例中仅公开了可以生产热浸渗锌钢板的简单原理以主张权利，但是完全没有考虑可以生产良好的热浸渗锌钢板的合金化工艺条件。除了两阶段退火热处理之外，本发明还提出了合金化工艺条件控制范围，在加工时参考合金化工艺条件确保材料能够生产良好的热浸渗锌钢板。
本发明的实施方式
下文将参考本发明的优选实施例更详细地描述本发明的构造和操作。然而，以下实施例旨在帮助理解本发明，并且本发明的范围不限于以下实施例。
实施例1至6和对比实施例1至6
通过连续铸造方法制造钢坯，所述钢坯包含表1所示的含量的组分体系以及余量的铁(Fe)和其它不可避免的杂质。将钢坯再加热至1150℃至1250℃的再加热温度，并将经再加热的钢坯热轧至925℃至975℃的精轧温度，以制备轧制材料，以10℃/s至30℃/s的冷却速率冷却经过热轧的轧制材料，并在700℃至800℃的卷绕温度下缠绕，以制造热轧钢板。在550℃至650℃的温度条件下对热轧钢板进行软化热处理，并在40％至60％的压下率的条件下进行冷轧，以制造冷轧钢板。
在下表2所示的条件下通过加热和冷却对冷轧钢板进行一次热处理，并在下表2所示的条件下通过加热和冷却经过一次热处理的冷轧钢板进行二次热处理。然后，将经过二次热处理的冷轧钢板浸入到热浸镀锌浴中，以形成热浸镀锌层，并在500℃至600℃的温度下进行渗锌处理10秒至45秒，以制造热浸渗锌钢板。
对于实施例1至6和对比实施例1至6，在二次热处理完成时测量钢板的拉伸强度、屈服强度、伸长率、拉伸强度×试样的伸长率、残余奥氏体微观结构的体积份数、平均晶粒尺寸、大角度晶界的份数以及孔膨胀比(基于ISO标准16630)。评估是否达到本发明的目标材料的目标值，结果显示在下表3中。
[表1]
(重量％) C Si Mn Al P S N
组分体系 0.09 0.78 6.01 0.521 0.006 0.002 0.004
[表2]
Figure BDA0003351459070000181
Figure BDA0003351459070000191
[表3]
Figure BDA0003351459070000192
图2为示出根据本发明的实施方案的热浸渗锌钢板的微观结构的照片。具体地，图2为实施例1的试样的微观结构的照片。参考表3和图2，在实施例1的试样中，观察到20体积％的残余奥氏体和余量的铁素体。
本发明的热浸渗锌钢板的材料性质的目标值为800MPa或更高的屈服强度、980MPa或更高的拉伸强度、25％或更高的伸长率、10％至30％的残余奥氏体体积份数以及20％或更高的孔膨胀比。
参考表3的结果，在实施例1至6中，应用根据本发明的一次热处理和二次热处理的条件(退火温度)，当残余奥氏体体积份数以及碳和锰的扩散量理想时，在最终微观结构中形成残余奥氏体形式的奥氏体，而不会在最终冷却的过程中发生相转变，并且在铁素体的情况下，即使在冷却之后也会诱发该结构，因此可以形成铁素体和残余奥氏体的双相结构。
可以估计，在最终材料的情况下，拉伸强度×总伸长率值为约25000MPa至27000MPa，这基本满足25000MPa的拉伸强度×总伸长率值(在相应强度水平下，基本建议作为高成型钢板)，并且当也考虑孔膨胀比时，成型性与相同强度的对比实施例的成型性类似或更优。
在关于设计方向(1)确保伸长率的方面中，需要在最终微观结构中形成大量的残余奥氏体，为此，重要的是确保奥氏体的稳定性，以使奥氏体在退火热处理之后的冷却过程中不会相转变为马氏体。因此，构建了包含适当量的奥氏体稳定元素(例如碳和锰)的组分体系，并且使碳和锰扩散至奥氏体，同时在双相域区域中进行退火热处理，以确保铁素体和残余奥氏体的理想份数，使得在冷却时可以确保残余奥氏体的目标份数，并且余量可以由铁素体组成。
另一方面，与实施例1至6中的两阶段热处理类似，在双相域中仅经过一次退火热处理工艺的第一阶段退火材料也可以获得目标材料，但是在确保孔膨胀比时，根据微观结构形状和晶界构造，可能难以确保孔膨胀比(将在后文描述)。
另一方面，可以看到，在对比实施例2、3、5和6(其高于本发明的二次热处理温度)的情况下，由于在双相域的热处理过程中形成了过量的奥氏体，因此每个奥氏体晶粒扩散的碳和锰的量整体降低，使得奥氏体的稳定性平均降低，并且一些奥氏体在退火之后的冷却时相转变为马氏体，使得强度增加但是伸长率降低。
此外，即使当对比实施例2、3、5和6中的目标退火温度高于目标退火温度时，尽管也可以确保材料，但是这也不利于大规模生产率和成本方面，因为为了额外确保伸长率，应当包含过多量的碳、锰等。
另一方面，在对比实施例1和4(其低于本发明的二次热处理温度)的情况下，由于在双相域的热处理的过程中形成的奥氏体过少，因此每个奥氏体晶粒扩散的碳和锰的量整体增加，使得奥氏体的稳定性平均增加，并且在冷却的过程中不会相转变为马氏体，但是当进行塑性变形时相转变为马氏体，并且能够确保强度和伸长率的残余奥氏体的量也减少，从而导致强度和伸长率降低。
因此，在双相域的温度范围内开始形成渗碳体的温度下进行二次热处理温度，并且二次退火温度范围优选设定为650℃至670℃的温度。
在关于设计方向(2)确保孔膨胀比的方面中，本发明旨在改善最终微观结构的耐裂纹性，并且从微观结构上改善耐裂纹性的方法包括例如裂纹扩展旁路、晶界增强和裂纹扩展屏蔽的各种机制。在这些机制中，在本发明中，通过最小化可能成为裂纹形成点的点(例如硬质相和软质相之间的相界)，通过减少小角度晶界(LAGB)、增加大角度晶界(HAGB)的份数来抑制裂纹扩展以及细化晶粒(将详细描述可以实施细化晶粒的工艺设计)的方法，改善了最终微观结构的耐裂纹性。
首先，为了最小化最终微观结构中可能成为裂纹形成点的点，通过在最终微观结构中不包含硬质相(例如马氏体和贝氏体)最小化了硬质相和软质相之间的相界。此外，本发明还旨在最小化析出物和晶粒之间的点，并且在本发明的实施方案中，使用未添加析出物形成元素的组分体系，以最小化析出物和晶粒之间的界面。当出于其它原因需要加入相应元素时，可以加入适当量的相应元素，但是应当限制加入量。
为了增加最终微观结构中大角度晶界的份数，在本发明中使用两阶段热处理。两阶段热处理划分为两个阶段：一次退火热处理和二次退火热处理，在一次退火热处理中，将冷轧钢板加热至高于Ac3单项域的温度(Ac3至Ac3+15℃)，冷却，原始微观结构退火然后由马氏体组成，在二次退火热处理中，在Ac1至Ac3的双相域温度范围内对通过第一次退火热处理获得的第一次退火材料进行热处理，冷却，从而获得超细晶粒的铁素体和残余奥氏体的最终微观结构。
通过进行两阶段退火热处理，与第一阶段退火热处理相比，可以增加最终微观结构中的大角度晶界的份数。在一阶段退火材料的情况下，由于在退火热处理期间，由于在冷轧过程中发生的变形马氏体中的高位错密度，在双相域的温度范围内在奥氏体反向转变之前活跃地发生再结晶，因此产生了大量取向与相同的初始奥氏体晶粒取向相似的新的铁素体晶粒，并且在这种情况下，其在周围晶粒之间具有相似的取向，并且形成了大量的小角度晶界。
相反地，在本发明的两阶段退火材料的情况下，在退火热处理期间在奥氏体反向相变之前，通过冷却形成的马氏体倾向于保持其原始形状而不会发生活跃的再结晶，因此形成的小角度晶界相对较少。如设计方向(1)所述，单阶段退火材料可以确保材料的拉伸强度和伸长率，但是难以确保孔膨胀比。因此，为了在最终微观结构中确保大角度晶界的份数，需要两阶段退火热处理。
为了关于设计方向(3)细化最终微观结构的晶粒，应在进行退火热处理之前细化微观结构。如确保大角度晶界的部分所述，如果进行两阶段退火热处理以形成具有改进的孔膨胀比的结构并同时细化晶粒，则其有利于确保残余奥氏体的稳定性，并且还可有效抑制裂纹的扩展。然而，由于在进行第二阶段退火热处理时，反向相变为奥氏体之前的再结晶行为并不活跃，因此控制在初始第一阶段退火热处理中形成的初始奥氏体的晶粒尺寸以细化微观结构中的晶粒非常重要。这是因为，在两阶段退火热处理的情况下，不会积极地发生再结晶，因此初始马氏体的晶粒尺寸对于最终微观结构的晶粒尺寸起着有效的作用，并且还因为，通过冷却形成的马氏体的晶粒、板条束尺寸和板条块宽度倾向于随着奥氏体的晶粒尺寸的减小而减小。
同时，可以确定最终微观结构的晶粒尺寸随取决于一次退火温度的初始奥氏体晶粒尺寸而变化的程度。此外，从表3的结果可以确定，随着一次退火温度从780℃增加10℃至790℃，最终微观结构的尺寸增加。
因此，随着一次退火温度的升高，形成粗大的铁素体基质对于强度更不利，同时更不利于确保奥氏体稳定性，因此可以预期强度较差。当比较实施例1至3(第一次退火温度：780℃)和实施例4至6(一次退火温度：790℃)时，可以确定实施例4至6的强度较差，因此在本发明中，一次退火温度范围限制为Ac3或更高(双相域的温度起始点)，更优选为Ac3至(Ac3+15)℃。
最后，如设计方向(4)所述，还应考虑用于生产热浸渗锌钢板的合金化工艺对材料的影响。对应的温度范围是根据热力学计算可能形成渗碳体(θ)的温度范围，并且在渗碳体的情况下，可能发生例如析出物硬化的某些效应，但是由于其可以作为裂纹形成点，因此强度倾向于轻度增加，伸长率倾向于减小。因此，重要的是防止在合金化过程中形成这种渗碳体，并且这旨在通过控制合金化温度和时间来确认。
实施例7至18和对比实施例7
在下表2所示的条件下通过加热和冷却对以与实施例1相同的方式制造的冷轧钢板进行一次热处理，并在下表2所示的条件下通过加热和冷却经过一次热处理的冷轧钢板进行二次热处理。然后，将经过二次热处理的冷轧钢板浸入到热浸镀锌浴中，以形成热浸镀锌层，并在下表4所示的条件下进行合金化热处理，以制造热浸渗锌钢板。
对于实施例7至18和对比实施例7的热浸渗锌钢板试样，测量钢板的拉伸强度、屈服强度、伸长率、拉伸强度×试样的伸长率、残余奥氏体微观结构的体积份数、平均晶粒尺寸以及大角度晶界的份数。评估是否达到本发明的目标材料的目标值，结果显示在下表5中。
[表4]
Figure BDA0003351459070000231
[表5]
Figure BDA0003351459070000232
Figure BDA0003351459070000241
表5的实施例7至18和对比实施例7显示了根据本发明的合金化工艺条件的材料变化。参考表5，可以看到，在对应于本发明的合金化工艺范围的实施例7至18中，仅发生了轻微的强度增加和伸长率降低，并未发生明显的材料劣化。
这可能是因为，如图1所示，当用扫描电子显微镜观察合金化工艺之后的微观结构时，与实施例1至6相比，在未进行合金化工艺的状态下，残余奥氏体的平均稳定性增加，因为额外提供了未形成渗碳体的部分以及锰和碳扩散的时间。尽管由于未形成大量的渗碳体，伸长率没有明显降低，推测这是因为残余奥氏体的平均稳定性增加，使得在未进行合金化工艺的情况下确保最佳稳定性的条件下，塑性变形的过程中发生的相转变的量发生了变化。
此外，本发明确定，通过加入硅和铝可以进一步扩大合金化工艺条件和退火热处理条件，但是在这种情况下，在确保连续铸造和热轧的大规模生产率方面可能存在问题，因此，应考虑该问题对组分体系进行调整。确定以0.78重量％的量的硅、6.01重量％的量的锰和0.5重量％的量的铝的组成进行本发明，但是即使为了确保大规模生产率而降低相应组分的含量，也具有与实施例相同的趋势，并且其将更有利于形成良好的镀层。
因此，可以确定，通过本发明可以制造与现有超高拉伸强度钢相比具有高成型性的超高拉伸强度和高成型性的热浸渗锌钢板。
本领域技术人员可以容易地实施本发明的简单修改或改变，并且所有这些修改或改变均应被认为包含在本发明的范围内。

Claims (15)

1.一种热浸渗锌钢板，所述热浸渗锌钢板包含：
基体钢板；和
在所述基体钢板的表面上形成的热浸渗锌层；
其中，所述基体钢板包含：0.05重量％至0.15重量％的量的碳(C)、大于0重量％且小于或等于1.0重量％的量的硅(Si)、4.0重量％至9.0重量％的量的锰(Mn)、大于0重量％且小于或等于0.6重量％的量的铝(Al)、大于0重量％且小于或等于0.02重量％的量的磷(P)、大于0重量％且小于或等于0.005重量％的量的硫(S)、大于0重量％且小于或等于0.006重量％的量的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其它不可避免的杂质，
所述基体钢板具有由铁素体和残余奥氏体组成的微观结构，
微观结构的晶粒尺寸为3μm或更小，并且
热浸渗锌钢板具有800MPa或更高的屈服强度(YS)、980MPa或更高的拉伸强度(TS)、25％或更高的伸长率(EL)以及20％或更高的孔膨胀比(HER)。
2.根据权利要求1所述的热浸渗锌钢板，其中，所述基体钢板还包含铌(Nb)、钛(Ti)、钒(V)和钼(Mo)中的一种或多种组分，
其中以大于0重量％且小于或等于0.02重量％的量包含所述一种或多种组分中的每一种。
3.根据权利要求1所述的热浸渗锌钢板，其中，所述基体钢板还包含大于0重量％且小于或等于0.001重量％的量的硼(B)。
4.根据权利要求1所述的热浸渗锌钢板，其中，微观结构中残余奥氏体的体积份数为10体积％至30体积％。
5.一种制造热浸渗锌钢板的方法，所述方法包括：
(a)使用钢坯制造热轧钢板，其中所述钢坯包含：0.05重量％至0.15重量％的量的碳(C)、大于0重量％且小于或等于1.0重量％的量的硅(Si)、4.0重量％至9.0重量％的量的锰(Mn)、大于0重量％且小于或等于0.6重量％的量的铝(Al)、大于0重量％且小于或等于0.02重量％的量的磷(P)、大于0重量％且小于或等于0.005重量％的量的硫(S)、大于0重量％且小于或等于0.006重量％的量的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其它不可避免的杂质；
(b)通过冷轧所述热轧钢板制造冷轧钢板；
(c)通过在Ac3至(Ac3+15)℃的温度范围内加热冷轧钢板来进行一次热处理；
(d)通过在双相域的温度下加热经过一次热处理的冷轧钢板来进行二次热处理；
(e)通过将经过二次热处理的冷轧钢板浸入到热浸镀锌浴中来形成热浸镀锌层；以及
(f)对形成热浸镀锌层的冷轧钢板进行渗锌处理，
其中，在步骤(d)之后，冷轧钢板具有由铁素体和残余奥氏体组成的微观结构。
6.根据权利要求5所述的方法，其中，所述钢坯还包含铌(Nb)、钛(Ti)、钒(V)和钼(Mo)中的一种或多种组分，
其中以大于0重量％且小于或等于0.02重量％的量包含所述一种或多种组分中的每一种。
7.根据权利要求5所述的方法，其中，所述钢坯还包含大于0重量％且小于或等于0.001重量％的量的硼(B)。
8.根据权利要求5所述的方法，其中，微观结构中残余奥氏体的体积份数为10体积％至30体积％。
9.根据权利要求5所述的方法，其中，步骤(c)包括：以4℃/s至10℃/s的冷却速率将经加热的冷轧钢板冷却至350℃至450℃的温度并保持。
10.根据权利要求5所述的方法，其中，步骤(d)包括：以2℃/s至8℃/s的冷却速率将经加热的冷轧钢板冷却至450℃至550℃的温度并保持。
11.根据权利要求5所述的方法，其中，通过以下步骤制造热轧钢板：
(a1)将钢坯再加热至1150℃至1250℃的温度；
(a2)通过在925℃至975℃的精轧温度下热轧再加热的钢坯来制备轧制材料；以及
(a3)以10℃/s至30℃/s的冷却速率冷却经过热轧处理的轧制材料，并在700℃至800℃的卷绕温度的条件下卷绕冷轧材料。
12.根据权利要求5所述的方法，在步骤(a)和步骤(b)之间，所述方法还包括在550℃至650℃的温度下对热轧钢板进行软化热处理。
13.根据权利要求5所述的方法，其中，在500℃至600℃的温度条件下进行步骤(f)中的渗锌处理。
14.根据权利要求5所述的方法，其中，在步骤(d)之后，冷轧钢板具有800MPa或更高的屈服强度(YS)、980MPa或更高的拉伸强度(TS)、25％或更高的伸长率(EL)以及20％或更高的孔膨胀比(HER)。
15.根据权利要求5所述的方法，其中，在步骤(d)之后，冷轧钢板的晶粒尺寸为3μm或更小。
CN202080035743.6A 2019-12-09 2020-05-15 具有超高强度和高成型性的热浸渗锌钢板及其制造方法 Active CN113825853B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020190162494A KR102275916B1 (ko) 2019-12-09 2019-12-09 초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법
KR10-2019-0162494 2019-12-09
PCT/KR2020/006386 WO2021117988A1 (ko) 2019-12-09 2020-05-15 초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN113825853A true CN113825853A (zh) 2021-12-21
CN113825853B CN113825853B (zh) 2022-11-18

Family

ID=76330442

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202080035743.6A Active CN113825853B (zh) 2019-12-09 2020-05-15 具有超高强度和高成型性的热浸渗锌钢板及其制造方法

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20220307100A1 (zh)
JP (1) JP7258183B2 (zh)
KR (1) KR102275916B1 (zh)
CN (1) CN113825853B (zh)
BR (1) BR112022001966A2 (zh)
DE (1) DE112020006041T5 (zh)
MX (1) MX2022001394A (zh)
WO (1) WO2021117988A1 (zh)

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005105361A (ja) * 2003-09-30 2005-04-21 Nippon Steel Corp 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度熱延鋼板及び高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2005154807A (ja) * 2003-11-21 2005-06-16 Jfe Steel Kk プレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板およびこれを用いた溶接継手
CN101151392A (zh) * 2005-03-31 2008-03-26 杰富意钢铁株式会社 合金化热镀锌钢板及其制造方法
KR20120070739A (ko) * 2010-12-22 2012-07-02 주식회사 포스코 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
CN102712980A (zh) * 2010-01-26 2012-10-03 新日本制铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN103097566A (zh) * 2010-09-16 2013-05-08 新日铁住金株式会社 延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板以及它们的制造方法
CN103797145A (zh) * 2011-09-16 2014-05-14 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度钢板及其制造方法
KR101677396B1 (ko) * 2015-11-02 2016-11-18 주식회사 포스코 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
CN106574341A (zh) * 2014-08-07 2017-04-19 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
CN107148486A (zh) * 2014-10-30 2017-09-08 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌钢板、以及它们的制造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5825119B2 (ja) * 2011-04-25 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CN103060678B (zh) * 2012-12-25 2016-04-27 钢铁研究总院 一种中温形变纳米奥氏体增强增塑钢及其制备方法
WO2016067626A1 (ja) * 2014-10-30 2016-05-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP6554396B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-31 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
KR101798771B1 (ko) 2016-06-21 2017-11-17 주식회사 포스코 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
WO2018055687A1 (ja) * 2016-09-21 2018-03-29 新日鐵住金株式会社 鋼板
TWI688664B (zh) * 2018-04-03 2020-03-21 日商日本製鐵股份有限公司 鋼板及鋼板的製造方法
WO2021070639A1 (ja) * 2019-10-11 2021-04-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板および衝撃吸収部材ならびに高強度鋼板の製造方法

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005105361A (ja) * 2003-09-30 2005-04-21 Nippon Steel Corp 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度熱延鋼板及び高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2005154807A (ja) * 2003-11-21 2005-06-16 Jfe Steel Kk プレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板およびこれを用いた溶接継手
CN101151392A (zh) * 2005-03-31 2008-03-26 杰富意钢铁株式会社 合金化热镀锌钢板及其制造方法
CN102712980A (zh) * 2010-01-26 2012-10-03 新日本制铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN103097566A (zh) * 2010-09-16 2013-05-08 新日铁住金株式会社 延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板以及它们的制造方法
KR20120070739A (ko) * 2010-12-22 2012-07-02 주식회사 포스코 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
CN103797145A (zh) * 2011-09-16 2014-05-14 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度钢板及其制造方法
CN106574341A (zh) * 2014-08-07 2017-04-19 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
CN107148486A (zh) * 2014-10-30 2017-09-08 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌钢板、以及它们的制造方法
KR101677396B1 (ko) * 2015-11-02 2016-11-18 주식회사 포스코 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
CN108350546A (zh) * 2015-11-02 2018-07-31 Posco公司 成型性和扩孔性优异的超高强度钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
MX2022001394A (es) 2022-03-25
JP2022531249A (ja) 2022-07-06
CN113825853B (zh) 2022-11-18
BR112022001966A2 (pt) 2022-05-10
WO2021117988A1 (ko) 2021-06-17
DE112020006041T5 (de) 2022-12-22
US20220307100A1 (en) 2022-09-29
KR20210072846A (ko) 2021-06-18
KR102275916B1 (ko) 2021-07-13
JP7258183B2 (ja) 2023-04-14

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US10519526B2 (en) High-strength cold rolled steel sheet having excellent ductility, hot-dip galvanized steel sheet and method for manufacturing same
US8137487B2 (en) Method of production of high strength thin-gauge steel sheet excellent in elongation and hole expandability
JP7150022B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
KR101758522B1 (ko) 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
CN110073026B (zh) 屈服强度、延展性和扩孔性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法
KR101449134B1 (ko) 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP2021504576A (ja) 衝突特性及び成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
US20220307099A1 (en) Steel sheet having high strength and high formability and method for manufacturing same
KR20190075589A (ko) 고항복비형 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102360396B1 (ko) 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법
KR102496311B1 (ko) 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법
KR101115790B1 (ko) 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
CN113825853B (zh) 具有超高强度和高成型性的热浸渗锌钢板及其制造方法
JP2023547102A (ja) 延性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
KR102164088B1 (ko) 버링성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20220086172A (ko) 성형성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
KR102404739B1 (ko) 초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법
JP7440619B2 (ja) 均一延伸率及び加工硬化率に優れた鋼板及びその製造方法
KR102478807B1 (ko) 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법
RU2788613C1 (ru) Холоднокатаный и покрытый стальной лист и способ его получения
KR20140041294A (ko) 냉연강판 및 그 제조 방법
CN113825852B (zh) 具有高强度和高成型性的钢板及其制造方法
KR102379444B1 (ko) 성형성 및 가공경화율이 우수한 강판
KR20230087773A (ko) 강도 및 연성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR20230094234A (ko) 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법

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
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant