具有優良機械性能和表面質量的高強度鍍Zn鋼板及其製造方法

2023-05-13 03:38:56

專利名稱：：具有優良機械性能和表面質量的高強度鍍Zn鋼板及其製造方法
技術領域：
：本發明涉及一種具有優良機械性能和表面質量的高強度雙相(DP)鋼，其主要用於汽車內部和外部面板及構件；更具體而言，涉及這樣一種高強度的鍍Zn鋼板，其與常規的高強度DP鋼相比可更容易地製造並具有更好的機械性能和表面質量；並涉及一種製造所述鋼板的方法。
背景技術：
：近來，由於用汽車鋼板形成產品趨於複雜化和集成化，汽車鋼板需要具有較高的成型性。同時，眾所周知，汽車鋼板應具有優良的加工脆性(workembriUlement)和焊接部位疲勞特性以增強汽車的可用性。此外，汽車鋼板還應具有美觀的鍍層表面。通常，為了提高鋼板的成型性和強度，加入材料增強元素例如Si、Mn、Ti、Nb和Al以製造鋼板。然而，這些元素中的大部分具有比Fe更高的氧親合力，因而會在冷軋退火期間產生氧化物表面富集物。該氧化物表面富集物可造成較差的鍍層質量，例如非鍍層(non-coating)。並且，如果表面富集物粗糙，其將會吸附在連續退火爐的爐底輥上，從而造成缺陷，例如鍍層鋼板表面上的凹坑缺陷。為了改善上述鍍層缺陷，日本的高爐企業已開發了一項已知的製造用於深度加工的薄鋼板的技術。概括而言，日本專利公開申請No.2002—146477、2001-64750、2002—294397及2002—155317、以及韓國專利No.2005-01286667>開了一種加入特定元素例如Cr、Sb和Zn以提高鍍層性能的方法。並且，日本專利公開申請No.2001-288550教導了一種在冷軋前先預氧化熱軋巻板以抑制在冷軋退火期間形成表面聚集物的方法。然而，在這些方法中，所加入特定元素的效果不明顯，且所加入元素的冶金性能還未經確切的檢測。因此，這些方法裙j人為是不滿足要求的且有礙可加工性。此外，一些常規技術也不能在目前通常的熱軋和冷軋連續退火設備中實施，從而不能保證可進行任何商業可行的生產。
發明內容技術問題為解決現有技術的前述問題而作出本發明，因此本發明的一方面是提供這樣一種具有優良機械性能和表面質量的高強度鍍Zn鋼板，其合金元素和熱軋巻取溫度被適當調節以保證所述鋼板比常規的高強度雙相(DP)鋼更容易地製造。技術方案根據本發明的一方面，本發明提供了一種具有優良機械性能和表面質量的高強度鍍Zn鋼板，其包括，以重量計0.Ol至O.2。/。的C、0.01至1.5%的Si、0.2至4.0%的Mn、0.001至0.1%的P、<0.03%的S、0.01至1.5%的Al、0.001至0.03%的N、0.0002至0.005°/。的B、0.01至2.0%的Cr、0.005至0.5%的Mo、0.005至0.1%的Sb、餘量的Fe及不可避免的雜質，所述鋼板滿足5<(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)<18的關係式且在其表面上具有1jam或以下厚度的氧化物層。根據本發明的另一方面，本發明提供一種製造具有優良機械性能和表面質量的高強度鍍Zn鋼板的方法，該方法包括將一種板材鋼料再加熱到1100至1250°C，所述板材鋼料包括，以重量計0.01至0.2%的C、0.01至1.5°/。的Si、0.2至4.0%的Mn、0.001至0.1%的P、<0.03%的S、0.01至1.5%的Al、0.001至0.03%的N、0.0002至0.005%的B、0.01至2.0%的Cr、0.005至0.5%的Mo、0.005至0.1%的Sb、餘量的Fe及不可避免的雜質，所述板材鋼料滿足5<(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)《18的關係式；熱軋所述板材鋼料；在滿足CT=(700-(30Mn+18Si+54P+15Cr+7Mo)+150B)士20。C關係式的巻取溫度下巻取所述板材鋼料；酸洗並冷軋所述板材鋼料；以及在70(TC至86(TC的溫度下退火所述板材鋼料。有益效果5根據本發明，可製造出一種具有優良表面性能和機械性能的高強度DP鋼。圖l是顯示分別取決於加入或不加入Sb的本發明鋼和比較鋼的氧化物形狀的照片；以及圖2是顯示在本發明鋼表面所形成氧化物的尺寸分布的圖表。本發明的最佳實施方式現將詳細說明本發明的示例性實施方案。本發明的發明人已對製造這樣一種高強度雙相(DP)鋼的方法進行了研究，該雙相鋼與常規的高強度DP鋼相比可更容易地製造並具有更好的機械性能和表面質量。在研究的過程中，本發明的發明人已發化物晶粒直徑的增加，從而保證優良的表面質量並改善機械性能。以下將對本發明鋼的元素含量範圍進行描述。碳(C)優選在0.01至0.2%範圍內。C可增加鋼板的強度，且對於獲得由鐵素體和馬氏體組成的複合結構非常重要。當C的加入量小於0.01%時，其不能保證本發明所需的強度。同時，當C的加入量大於0.2%時，其極可能會使抗張強度和可焊性劣化。因此，C可以0.01至0.2%的量加入。珪(Si)優選在0.01至1.5%範圍內。Si有利於保證強度而不會削弱鋼板的延展性。並且，Si可促進鐵素體形成，並可通過增加未轉化奧氏體的C濃度促進馬氏體形成。當Si的加入量小於0.01%時，其不能產生以上效果。另一方面，當Si的加入量大於1.5°/。時，其極可能會使表面性能和可焊性劣化。因此，Si可以0.01至1.5%的量加入。錳(Mn)優選在0.2至4.0%範圍內。Mn對於強化固溶體非常有效，並且還可促進由4失素體和馬氏體組成的複合結構的形成。當Mn的加入量小於0.2%時，其不能產生足以達到高強度的效果。同時，當Mn的加入量大於4.0°/。時，其極可能會4吏可焊性和熱軋性能劣化。因此，Mn可以Q.2至4.0%的量加入。磷(P)優選在0.001至0.1°/。範圍內。P,與Mn—起，是一種主要的固溶體強化元素用於加入以增加強度。當P的加入量小於0.001°/。時，其不能產生所需效果。同時，當P的加入量大於0.1%時，其會削弱可焊性並由於在連續鑄造期間發生的中心偏析而導致鋼性能的巨大差異。因此，P可以0.001至0.1%的量加入。碌l(S)優選以最高達0.03%的量加入。在製造鋼的過程中必然要加入S，而S的量可為不超過0.03%。鋁(Al)優選在0.01至1.5%範圍內。通常加入Al是為了使鋼脫氧，而根據本發明加入Al是為了增加延展性。同時，Al可抑制在奧氏體淬火期間形成碳化物，並增加強度。當Al的加入量小於0.01°/。時，其不能產生充足的效果。另一方面，當Al的加入量大於1.5%時，其會促進在冷軋鋼退火期間的內部氧化而抑制GA板層合金化，從而導致需要高的合金化溫度。因此，Al可以0.01%至1.5%的量加入。氮(N)優選在0.001至0.03°/。範圍內。N是穩定奧氏體的有效元素。當N的加入量小於0.001%時，其不能產生這種效果。同時，當加入量大於0.03%時，N會與A1結合而生產粗津造的A1N，從而石皮壞才幾械性能。因此，N的量不可超過0.03%。硼(B)優選在0.0002至0.005%範圍內。B是這樣一種晶界強化元素，其可增強點焊部位的疲勞性能並可抑制P晶界的脆性。並且，在製造高Al和Si含量的鋼的過程中，B可改善熱延展性。此外，B還可延遲在退火期間的冷卻過程中奧氏體向珠光體的轉變。當B的加入量大於0.005%時，其會造成過量的B富集於鋼的表面，從而使鍍層附著力劣化。因此，為達到想要的效果，B的加入量應至少為0.0002%。但當B的加入量超過0.005%時，其會嚴重石皮壞可加工性並使鍍層鋼板的表面性能劣化。因此，B可以0.0002至0.005%的量加入。鉻(Cr)優選在0.01至2.0%範圍內。加入Cr是為了增強可淬性以及保證高強度。當Cr的量小於0.01%時，其不能保證該效果。另一方面，當Cr的量超過2.0°/時，其不會產生更好的效果且極有可能使延展性劣化。因此，Cr可以0.01至0.2%的量加入。鉬(Mo)優選在0.005至0.5%範圍內。加入Mo是為了改善加工脆性和鍍層性能。然而，當Mo的量小於0.005°/時，其不能保-汪所需效果。同時，當Mo的量超過0.5°/時，其不會產生好得多的效果且於經濟學上是不利的。因此，Mo可以0.005至0.5%的量加入。銻(Sb)優選在0.005至0.1%範圍內。Sb本身在高溫下不形成氧化層，但會富集於鋼的表面和其晶粒界面上而抑制元素擴散至表面上。結果這會抑制氧化物的形成。同樣，Sb在抑制沿鋼板晶界發生的選擇性氧化方面也具有顯著效果。加入Sb是為了抑制因大量的Si、Mn和Al而在熱軋過程中沿鋼板表面晶界所形成的各種氧化物的滲透。當熱軋鋼板晶界氧化物的深度超過ljum時，該氧化物即使在酸洗後仍會保留在金屬內部，從而會在以後的冷軋過程中造成各種氧化皮缺陷(scaledefect)。因此，將熱軋鋼板晶界氧化物的深度調節至1iam或以下是重要的。加入Sb以有效抑制熱軋鋼板的選擇性晶界氧化，對抑制氧化皮缺陷也具有顯著效果。加入Sb還可抑制因大量的Si、Mn和Al而在退火過程中形成氧化物，從而改善鍍層性能。特別是，當Sb與Mn和B—起加入時，其可有效抑制表面氧化物層的粗化。在退火氧化物粗化生長的情況下，該氧化物在軋輥上反覆沉積，從而在冷軋鋼和鍍層鋼的表面造成凹坑。這裡，為抑制表面氧化物而加入的Sb對抑制這種凹坑缺陷效果顯著。加入合適量的Sb可增加鋼板的強度和延展性，從而改善其機械性能。除Sb外，還可加入元素例如Sn、Se及Y以達到相似效果；但Sn對熱軋鋼板晶界氧化的抑制能力較小。此外，Se和Y比其它元素更易富集於鋼的表面且也會由於在鋼表面上所形成Si02和Ah03之下形成氧化物而使氧化物變粗。因此，加入的Sb對抑制冷軋鋼板退火過程中Mn0、Si02和A1203的表面富集非常有效，並可起到改善機械性能的作用。Sb的加入量應為至少0.005%;但當加入量超過特定界限時，其不能保證有任何更進一步的效果。因此，Sb的量不可超過0.1%。設計的具有上述元素含量範圍的鋼板合金可滿足5<(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)<18的關係式。在退火過程中Mn、Si、Al和B特徵性地在鋼的表面形成富集物。較大量的這些元素的富集物可使鍍層性能劣化。同時，C、P和Sb易於在晶粒邊界上偏析。隨著這些元素例如C、P和Sb的偏析，富集的元素將阻擋晶界上的Mn、Si、A1和B的擴散，從而有利於表面質量的改善。然而，過多的元素偏析於晶界上可使例如伸長性能劣化。另一方面，過多的元素傾向於表面富集可破壞表面性質；因此這就需要適當地調節加入量。以上關係式根據元素的表面富集特性和偏析特性示出了一個能防止鋼性能劣化並確保優良表面質量的經驗數值。例如，當關係式的計算值小於5時，鋼的機械性能劣化。另一方面，當關係式9的計算值大於18時，鋼不能達到想要的表面質量。根據本發明，含有上述元素的鋼板可還包括以下元素中的至少一種0.01至1.0%的Co、0.001至0.1%的Zr、0.001至0.1%的Ti、0.001至0.1%的Nb、0.0005至0.040%的La、0.0005至0.040°/。的Ce和0.005至0.03°/。的Ca。鈷(Co)優選在0.01至1.0%範圍內。加入Co是為了提高鋼強度。Co可抑制在高溫退火過程中氧化物的形成，從而在熔鍍期間改善熔鋅鋼板的可溼性。為達到這些效果，Co的加入量應至少為0.01%。同時，當Co的加入超過特定限度時，其會顯著降低鋼的伸長性能。因此，Co的量不可超過1.0%。鋯(Zr)優選在0.001至1.0°/。範圍內。Zr可溶解於柱狀晶粒邊界中以提高Al富集的低熔點化合物的熔化溫度，從而防止在1300。C或以下的溫度下形成液膜並強化柱狀晶粒邊界。當Zr的加入量小於0.001%時，其無法保證這種效果。另一方面，當Zr的加入量大於0.1%,其不能產生任何更進一步的效果。因此，Zr可以0.001至0.1%的量加入。鈦(Ti)和鈮(Nb)分別優選在0.001至0.1%範圍內。Ti和Nb對於增加鋼板的強度和得到微小的粒徑而言是有效的。當Ti和Nb的加入量小於0.001%時，其不能保證這種效果。同時，當Ti和Nb的加入量大於0.1%時，其會增加製造成本，並由於過量的沉澱而使鐵素體的延展性劣化。因此，Ti和Nb可分別以0.001至0.1%的量加入。鑭(La)和鈰(Ce)分別優選在0.0005至0.04%範圍內。La和Ce可減小造成晶界變脆的柱狀晶粒的尺寸和數量，並提高具有優良高溫延展性的等軸晶粒的數量，從而增強鑄件結構的熱軋加工性。La和Ce還可在晶界處偏析而形成降低晶界斷裂強度的含P和S的化合物，從而確保P和S的負效應較小。然而，當La和Ce的加入量小於O.0005%時，其不能產生任何效果。另一方面，當La和Ce的加入量大於G.04%時，其也不能產生更好的效果。因此，La和Ce可分別以0.0005至0.04%的量加入。Ca優選在0.0005至0.03%範圍內。釣Ca可與鋼水中的非金屬夾雜物例如MnO和MnS—起形成化合物而使所述非金屬夾雜物球形化(spherodize)。這可相應增加柱狀晶粒的斷裂強度，使鋼板不易產生邊緣裂縫並增強孔洞可擴展性。然而，當Ca的量超過0.03°/時不能產生更好的效果。因此Ca可以0.0005%至0.030%的量加入。根據本發明，所述鋼板含有餘量的Fe和不可避免的雜質。根據本發明，所述鋼板表面上的氧化物層具有lyra或以下的厚度。在冷軋後的退火過程中形成於金屬表面上的氧化物層可在鍍層過程中成為金屬基體和鍍層間的壁障，從而減小鍍層附著力。當生長的氧化物層超過1jam厚度時，其可由於氧化物的剝離而造成凹坑缺陷和鍍層缺陷。因此，當氧化物層在退火過程中以均勻的但不大的厚度形成時，其可有利地確保鍍層的較佳質量。根據本發明，當Sb的加入量為0.005至0.1°/。時，其不被氧化但可富集於金屬表層上而抑制氧化反應。這可確保形成的氧化物層具有1jLim或以下的均一厚度。以下將具體描述製造包括如上元素含量範圍的鋼板的方法。首先，將具有上述組成的板材鋼料在1100至1250。C下再加熱。在低於IIO(TC的再熱溫度下，該板材鋼料的結構不均勻且Ti和Nb在該板材鋼料中的再溶解不充分。同時，在高於12S0。C的再熱溫度下，將形成氧化皮且大量的氧化物例如Si02、MnO和Ah03將在與金屬界限處或在金屬內部生成，從而削弱表面質量。因此，再熱溫度可在IIOO至1250'C範圍內。之後，將所述板材鋼料在Ar3的相變點至95(TC的溫度熱精軋。當該板材鋼料在Ar3的相變點溫度熱精軋時，其極可能對熱變形具有更大的抵抗力並且可能產生製造問題。另一方面，當該板材鋼料在高於950。C下熱精軋時，氧化鐵皮將太厚並且該板材鋼料極可能粗化。因此，熱精軋溫度可在Ar3的相變點至950。C範圍內。熱精軋之後進行熱軋巻取。這裡，巻取溫度(CT)應滿足CT=(700-(30Mn+18Si+54P+15Cr+7Mo)+150B)土20。C的關係式。根據本發明，加入元素例如Mn、Si、P、Cr及Mo作為與由孩i結構形成馬氏體有關的合金元素。然而，這些元素在較高巻取溫度下較易偏析。在這種情況下，加入的Mn、Si、P、Cr和Mo將獲得較小效果，因而不能保證所需的強度和可加工性。根據巻取溫度和合金元素含量而經驗性地設計出以上關係式，作為獲得所需強度和可加工性的手段。上述巻取過程可確保獲得高質量的鋼。酸洗經以上工藝製造的熱軋板，再冷軋至所需厚度，然後再結晶並在700至860。C下退火以除去微結構缺陷。在低於700。C的退火溫度下，會經常形成退火氧化物以致加入的Sb不能產生顯著效果。同時，在超過860。C的退火溫度下，氧化物會過度生長以致表面富集不能被充分地抑制。具體實施例方式現將結合附圖對本發明的示例性實施方案進行詳細描述。[實施例]在1200。C下加熱以製造含有如以下表1中所示元素的板材鋼料。然後熱軋該板材鋼料，並在滿足關係式2的溫度(土20。C)下巻取，並冷軋以製造冷軋鋼板。隨後，於780至83(TC的溫度下在N2-10°/。H20氣氛中以每90秒3°C/sec的加熱速率退火該冷軋鋼帶並進4亍熱處理。之後，在溫度為460。C且含有0.12至0.19%範圍的Al的Zn浴中塗鍍該鋼帶，並且將該鍍層鋼在540至560。C溫度下合金化並熱處理24秒。然後觀測該鋼板以鑑別表面質量。在下表2中，鍍層外觀的種類包括非鍍層、表示不具有其它鍍層缺陷的O及表示出現的任何缺陷的缺陷名。並且，為了評價鍍層附著力的種類，將鍍層板切割至20mmx50mm大小並進行60°彎曲試驗。然後將該鍍層板拉直以用巻尺測量彎曲部分。這裡，剝離的鍍層具有如下所測的寬度。◎:當沒有鍍層剝離或鍍層具有小於lmm的寬度時〇當剝離的鍍層具有1至小於3mm範圍的寬度時△:當剝離的鍍層具有3至小於5mm範圍的寬度時x:當剝離的鍍層具有5mm或以上的寬度時表1序tableseeoriginaldocumentpage13100.0450.1531.6290.010.030.0750.0030.060.0030.0311.3648110.1020.3120.8610.080.0120.1130.020.0070.0890.00050.036.1664120.0520.122.240.0140.0060.040.0150.056.4130.080.041.830.0160.0050.0350.0050.0229.6140.080.172.190.0110.0070.050.020.0110.030.270.0010.00138.150.0960.1352.370.0140.0020.0230.0190.0140.020.0330.480.000334.9160.1010.80.8650.080.0120.1130.020.0070.0890.000518.9表2序巻取溫退火溫Zn浴中鍍層氧化層鍍層外鍍層材料性備度(°C)度(°C)的Al(%)方法厚度觀附著能(TS注(Hm)力xEl)16408000.13GA0.3〇17732本發明鋼26508000.12GA0.2〇175303640,0.12GA0.31794546408200.13GA0.2〇1732456308200.13GA0.3Oo1564266208000.13GA0.3〇o1665876208000.13GA0.2〇1793286008000.13GA0.2o1612596508000.13GA0.3〇17100106508000.13GA0.3〇o18111116608000.13GA0.2〇o17890126008300.13GA1.1非鍍層X14322比較鋼136208000.13GA0.4o△15242146208000.13GA0.4非鍍層△13887157008000.13GA0.7非鍍層X1445216700謂0.13GA0.2有條紋△13260如表2中所見，所製造出的滿足本發明元素含量範圍和製造方法的本發明鋼1至11是具有優良的鍍層表面性能和強度伸長度平衡(TSxEI)的高強度DP鋼。14然而，發現不滿足本發明元素含量範圍和製造方法的比較鋼12至16在鍍層表面性能和強度伸長度平衡方面表現較差。此外，圖1示出了分別取決於加入或不加入Sb的本發明鋼11和比較鋼16的氧化物的形狀。圖1A顯示比較鋼16且圖1B顯示本發明鋼ll。如圖1中所示，本發明鋼11顯示出具有明顯較小晶粒的氧化物。換言之，Sb的加入抑制了氧化物的生長。此外，圖2顯示出形成於本發明鋼ll表面上的氧化物的尺寸分布。在本發明鋼中，在退火過程中形成於金屬表面上的氧化物具有穩定地分布在1iam或以下附近的尺寸。換言之，均勻分布的微小氧化物可用於形成一個更均勻鍍層。權利要求1.一種具有優良機械性能和表面質量的高強度鍍Zn鋼板，其包括，以重量計0.01至0.2％的C、0.01至1.5％的Si、0.2至4.0％的Mn、0.001至0.1％的P、≤0.03％的S、0.01至1.5％的Al、0.001至0.03％的N、0.0002至0.005％的B、0.01至2.0％的Cr、0.005至0.5％的Mo、0.005至0.1％的Sb、餘量的Fe及不可避免的雜質，所述鋼板滿足5≤(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)≤18的關係式且在其表面上具有1μm或以下厚度的氧化物層。2.權利要求1的高強度鍍Zn鋼板，其中在熱軋過程中鋼板的臨界氧化物厚度為lym或以下。3.權利要求1的高強度鍍Zn鋼板，其中氧化物層形成於冷軋後的退火過程中。4.權利要求1的高強度鍍Zn鋼板，其還包括，以重量計，以下元素中的至少一種0.01至1.0%的Co、0.001至0.1°/。的Zr、0.001至0.1%的Ti、0.001至0.1%的Nb、0.0005至0.040%的La、0.0005至0.040%的Ce及0.0005至0.030%的Ca。5.—種製造具有優良機械性能和表面質量的高強度鍍Zn鋼板的方法，所述方法包括將一種板材鋼料再加熱到1100至1250。C,所述板材鋼料包括，以重量計O.Ol至O.2。/。的C、0.01至1.5%的Si、0.2至4.0%的Mn、0.001至0.1%的P、《0.03%的S、0.01至1.5%的Al、0.001至0.03%的N、0.0002至0.005%的B、0.01至2.0%的Cr、0.005至0.5%的Mo、0.005至0.1%的Sb、及餘量的Fe和不可避免的雜質，所述板材鋼料滿足5《(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)《18的關係式；熱軋所述板材鋼料；在滿足CT=(700-(30Mn+18Si+54P+15Cr+7Mo)+150B)±2(TC關係式的巻取溫度下巻取所述板材鋼料；酸洗並冷軋所述板材鋼料；以及在700。C至860。C的溫度下退火所述板材鋼料。6.權利要求5的方法，其中所述板材鋼料還包括，以重量計，以下元素中的至少一種0.01至1.0°/。的Co、0.001至0.1%的Zr、0.001至O.1。/。的Ti、0.001至0.1%的Nb、0.0005至0.040%的La、0.0005至0.040%的Ce及0.0005至0.030°/。的Ca。全文摘要本發明提供了一種具有優良機械性能和表面質量的高強度鍍Zn鋼板，其主要用於汽車內部和外部面板及構件。所述具有優良機械性能和表面質量的鋼板包括，以重量計0.01至0.2％的C、0.01至1.5％的Si、0.2至4.0％的Mn、0.001至0.1％的P、≤0.03％的S、0.01至1.5％的Al、0.001至0.03％的N、0.0002至0.005％的B、0.01至2.0％的Cr、0.005至0.5％的Mo、0.005至0.1％的Sb、餘量的Fe及不可避免的雜質，所述鋼板滿足5≤(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)≤18的關係式且在其表面上具有1μm或以下厚度的氧化物層。根據本發明，可製造具有優良機械性能和表面質量的高強度雙相鋼。文檔編號C22C38/00GK101495661SQ200780020207公開日2009年7月29日申請日期2007年12月27日優先權日2006年12月28日發明者孫一領,康熙宰,陳光根申請人:Posco公司