具有优良机械性能和表面质量的高强度镀Zn钢板及其制造方法

专利名称：：具有优良机械性能和表面质量的高强度镀Zn钢板及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及一种具有优良机械性能和表面质量的高强度双相(DP)钢，其主要用于汽车内部和外部面板及构件；更具体而言，涉及这样一种高强度的镀Zn钢板，其与常规的高强度DP钢相比可更容易地制造并具有更好的机械性能和表面质量；并涉及一种制造所述钢板的方法。
背景技术：
：近来，由于用汽车钢板形成产品趋于复杂化和集成化，汽车钢板需要具有较高的成型性。同时，众所周知，汽车钢板应具有优良的加工脆性(workembriUlement)和焊接部位疲劳特性以增强汽车的可用性。此外，汽车钢板还应具有美观的镀层表面。通常，为了提高钢板的成型性和强度，加入材料增强元素例如Si、Mn、Ti、Nb和Al以制造钢板。然而，这些元素中的大部分具有比Fe更高的氧亲合力，因而会在冷轧退火期间产生氧化物表面富集物。该氧化物表面富集物可造成较差的镀层质量，例如非镀层(non-coating)。并且，如果表面富集物粗糙，其将会吸附在连续退火炉的炉底辊上，从而造成缺陷，例如镀层钢板表面上的凹坑缺陷。为了改善上述镀层缺陷，日本的高炉企业已开发了一项已知的制造用于深度加工的薄钢板的技术。概括而言，日本专利公开申请No.2002—146477、2001-64750、2002—294397及2002—155317、以及韩国专利No.2005-01286667>开了一种加入特定元素例如Cr、Sb和Zn以提高镀层性能的方法。并且，日本专利公开申请No.2001-288550教导了一种在冷轧前先预氧化热轧巻板以抑制在冷轧退火期间形成表面聚集物的方法。然而，在这些方法中，所加入特定元素的效果不明显，且所加入元素的冶金性能还未经确切的检测。因此，这些方法裙j人为是不满足要求的且有碍可加工性。此外，一些常规技术也不能在目前通常的热轧和冷轧连续退火设备中实施，从而不能保证可进行任何商业可行的生产。
发明内容技术问题为解决现有技术的前述问题而作出本发明，因此本发明的一方面是提供这样一种具有优良机械性能和表面质量的高强度镀Zn钢板，其合金元素和热轧巻取温度被适当调节以保证所述钢板比常规的高强度双相(DP)钢更容易地制造。技术方案根据本发明的一方面，本发明提供了一种具有优良机械性能和表面质量的高强度镀Zn钢板，其包括，以重量计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、余量的Fe及不可避免的杂质，所述钢板满足5<(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)<18的关系式且在其表面上具有1jam或以下厚度的氧化物层。根据本发明的另一方面，本发明提供一种制造具有优良机械性能和表面质量的高强度镀Zn钢板的方法，该方法包括将一种板材钢料再加热到1100至1250°C，所述板材钢料包括，以重量计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、余量的Fe及不可避免的杂质，所述板材钢料满足5<(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)《18的关系式；热轧所述板材钢料；在满足CT=(700-(30Mn+18Si+54P+15Cr+7Mo)+150B)士20。C关系式的巻取温度下巻取所述板材钢料；酸洗并冷轧所述板材钢料；以及在70(TC至86(TC的温度下退火所述板材钢料。有益效果5根据本发明，可制造出一种具有优良表面性能和机械性能的高强度DP钢。图l是显示分别取决于加入或不加入Sb的本发明钢和比较钢的氧化物形状的照片；以及图2是显示在本发明钢表面所形成氧化物的尺寸分布的图表。本发明的最佳实施方式现将详细说明本发明的示例性实施方案。本发明的发明人已对制造这样一种高强度双相(DP)钢的方法进行了研究，该双相钢与常规的高强度DP钢相比可更容易地制造并具有更好的机械性能和表面质量。在研究的过程中，本发明的发明人已发化物晶粒直径的增加，从而保证优良的表面质量并改善机械性能。以下将对本发明钢的元素含量范围进行描述。碳(C)优选在0.01至0.2%范围内。C可增加钢板的强度，且对于获得由铁素体和马氏体组成的复合结构非常重要。当C的加入量小于0.01%时，其不能保证本发明所需的强度。同时，当C的加入量大于0.2%时，其极可能会使抗张强度和可焊性劣化。因此，C可以0.01至0.2%的量加入。珪(Si)优选在0.01至1.5%范围内。Si有利于保证强度而不会削弱钢板的延展性。并且，Si可促进铁素体形成，并可通过增加未转化奥氏体的C浓度促进马氏体形成。当Si的加入量小于0.01%时，其不能产生以上效果。另一方面，当Si的加入量大于1.5°/。时，其极可能会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。锰(Mn)优选在0.2至4.0%范围内。Mn对于强化固溶体非常有效，并且还可促进由4失素体和马氏体组成的复合结构的形成。当Mn的加入量小于0.2%时，其不能产生足以达到高强度的效果。同时，当Mn的加入量大于4.0°/。时，其极可能会4吏可焊性和热轧性能劣化。因此，Mn可以Q.2至4.0%的量加入。磷(P)优选在0.001至0.1°/。范围内。P,与Mn—起，是一种主要的固溶体强化元素用于加入以增加强度。当P的加入量小于0.001°/。时，其不能产生所需效果。同时，当P的加入量大于0.1%时，其会削弱可焊性并由于在连续铸造期间发生的中心偏析而导致钢性能的巨大差异。因此，P可以0.001至0.1%的量加入。碌l(S)优选以最高达0.03%的量加入。在制造钢的过程中必然要加入S，而S的量可为不超过0.03%。铝(Al)优选在0.01至1.5%范围内。通常加入Al是为了使钢脱氧，而根据本发明加入Al是为了增加延展性。同时，Al可抑制在奥氏体淬火期间形成碳化物，并增加强度。当Al的加入量小于0.01°/。时，其不能产生充足的效果。另一方面，当Al的加入量大于1.5%时，其会促进在冷轧钢退火期间的内部氧化而抑制GA板层合金化，从而导致需要高的合金化温度。因此，Al可以0.01%至1.5%的量加入。氮(N)优选在0.001至0.03°/。范围内。N是稳定奥氏体的有效元素。当N的加入量小于0.001%时，其不能产生这种效果。同时，当加入量大于0.03%时，N会与A1结合而生产粗津造的A1N，从而石皮坏才几械性能。因此，N的量不可超过0.03%。硼(B)优选在0.0002至0.005%范围内。B是这样一种晶界强化元素，其可增强点焊部位的疲劳性能并可抑制P晶界的脆性。并且，在制造高Al和Si含量的钢的过程中，B可改善热延展性。此外，B还可延迟在退火期间的冷却过程中奥氏体向珠光体的转变。当B的加入量大于0.005%时，其会造成过量的B富集于钢的表面，从而使镀层附着力劣化。因此，为达到想要的效果，B的加入量应至少为0.0002%。但当B的加入量超过0.005%时，其会严重石皮坏可加工性并使镀层钢板的表面性能劣化。因此，B可以0.0002至0.005%的量加入。铬(Cr)优选在0.01至2.0%范围内。加入Cr是为了增强可淬性以及保证高强度。当Cr的量小于0.01%时，其不能保证该效果。另一方面，当Cr的量超过2.0°/时，其不会产生更好的效果且极有可能使延展性劣化。因此，Cr可以0.01至0.2%的量加入。钼(Mo)优选在0.005至0.5%范围内。加入Mo是为了改善加工脆性和镀层性能。然而，当Mo的量小于0.005°/时，其不能保-汪所需效果。同时，当Mo的量超过0.5°/时，其不会产生好得多的效果且于经济学上是不利的。因此，Mo可以0.005至0.5%的量加入。锑(Sb)优选在0.005至0.1%范围内。Sb本身在高温下不形成氧化层，但会富集于钢的表面和其晶粒界面上而抑制元素扩散至表面上。结果这会抑制氧化物的形成。同样，Sb在抑制沿钢板晶界发生的选择性氧化方面也具有显著效果。加入Sb是为了抑制因大量的Si、Mn和Al而在热轧过程中沿钢板表面晶界所形成的各种氧化物的渗透。当热轧钢板晶界氧化物的深度超过ljum时，该氧化物即使在酸洗后仍会保留在金属内部，从而会在以后的冷轧过程中造成各种氧化皮缺陷(scaledefect)。因此，将热轧钢板晶界氧化物的深度调节至1iam或以下是重要的。加入Sb以有效抑制热轧钢板的选择性晶界氧化，对抑制氧化皮缺陷也具有显著效果。加入Sb还可抑制因大量的Si、Mn和Al而在退火过程中形成氧化物，从而改善镀层性能。特别是，当Sb与Mn和B—起加入时，其可有效抑制表面氧化物层的粗化。在退火氧化物粗化生长的情况下，该氧化物在轧辊上反复沉积，从而在冷轧钢和镀层钢的表面造成凹坑。这里，为抑制表面氧化物而加入的Sb对抑制这种凹坑缺陷效果显著。加入合适量的Sb可增加钢板的强度和延展性，从而改善其机械性能。除Sb外，还可加入元素例如Sn、Se及Y以达到相似效果；但Sn对热轧钢板晶界氧化的抑制能力较小。此外，Se和Y比其它元素更易富集于钢的表面且也会由于在钢表面上所形成Si02和Ah03之下形成氧化物而使氧化物变粗。因此，加入的Sb对抑制冷轧钢板退火过程中Mn0、Si02和A1203的表面富集非常有效，并可起到改善机械性能的作用。Sb的加入量应为至少0.005%;但当加入量超过特定界限时，其不能保证有任何更进一步的效果。因此，Sb的量不可超过0.1%。设计的具有上述元素含量范围的钢板合金可满足5<(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)<18的关系式。在退火过程中Mn、Si、Al和B特征性地在钢的表面形成富集物。较大量的这些元素的富集物可使镀层性能劣化。同时，C、P和Sb易于在晶粒边界上偏析。随着这些元素例如C、P和Sb的偏析，富集的元素将阻挡晶界上的Mn、Si、A1和B的扩散，从而有利于表面质量的改善。然而，过多的元素偏析于晶界上可使例如伸长性能劣化。另一方面，过多的元素倾向于表面富集可破坏表面性质；因此这就需要适当地调节加入量。以上关系式根据元素的表面富集特性和偏析特性示出了一个能防止钢性能劣化并确保优良表面质量的经验数值。例如，当关系式的计算值小于5时，钢的机械性能劣化。另一方面，当关系式9的计算值大于18时，钢不能达到想要的表面质量。根据本发明，含有上述元素的钢板可还包括以下元素中的至少一种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。钴(Co)优选在0.01至1.0%范围内。加入Co是为了提高钢强度。Co可抑制在高温退火过程中氧化物的形成，从而在熔镀期间改善熔锌钢板的可湿性。为达到这些效果，Co的加入量应至少为0.01%。同时，当Co的加入超过特定限度时，其会显著降低钢的伸长性能。因此，Co的量不可超过1.0%。锆(Zr)优选在0.001至1.0°/。范围内。Zr可溶解于柱状晶粒边界中以提高Al富集的低熔点化合物的熔化温度，从而防止在1300。C或以下的温度下形成液膜并强化柱状晶粒边界。当Zr的加入量小于0.001%时，其无法保证这种效果。另一方面，当Zr的加入量大于0.1%,其不能产生任何更进一步的效果。因此，Zr可以0.001至0.1%的量加入。钛(Ti)和铌(Nb)分别优选在0.001至0.1%范围内。Ti和Nb对于增加钢板的强度和得到微小的粒径而言是有效的。当Ti和Nb的加入量小于0.001%时，其不能保证这种效果。同时，当Ti和Nb的加入量大于0.1%时，其会增加制造成本，并由于过量的沉淀而使铁素体的延展性劣化。因此，Ti和Nb可分别以0.001至0.1%的量加入。镧(La)和铈(Ce)分别优选在0.0005至0.04%范围内。La和Ce可减小造成晶界变脆的柱状晶粒的尺寸和数量，并提高具有优良高温延展性的等轴晶粒的数量，从而增强铸件结构的热轧加工性。La和Ce还可在晶界处偏析而形成降低晶界断裂强度的含P和S的化合物，从而确保P和S的负效应较小。然而，当La和Ce的加入量小于O.0005%时，其不能产生任何效果。另一方面，当La和Ce的加入量大于G.04%时，其也不能产生更好的效果。因此，La和Ce可分别以0.0005至0.04%的量加入。Ca优选在0.0005至0.03%范围内。钓Ca可与钢水中的非金属夹杂物例如MnO和MnS—起形成化合物而使所述非金属夹杂物球形化(spherodize)。这可相应增加柱状晶粒的断裂强度，使钢板不易产生边缘裂缝并增强孔洞可扩展性。然而，当Ca的量超过0.03°/时不能产生更好的效果。因此Ca可以0.0005%至0.030%的量加入。根据本发明，所述钢板含有余量的Fe和不可避免的杂质。根据本发明，所述钢板表面上的氧化物层具有lyra或以下的厚度。在冷轧后的退火过程中形成于金属表面上的氧化物层可在镀层过程中成为金属基体和镀层间的壁障，从而减小镀层附着力。当生长的氧化物层超过1jam厚度时，其可由于氧化物的剥离而造成凹坑缺陷和镀层缺陷。因此，当氧化物层在退火过程中以均匀的但不大的厚度形成时，其可有利地确保镀层的较佳质量。根据本发明，当Sb的加入量为0.005至0.1°/。时，其不被氧化但可富集于金属表层上而抑制氧化反应。这可确保形成的氧化物层具有1jLim或以下的均一厚度。以下将具体描述制造包括如上元素含量范围的钢板的方法。首先，将具有上述组成的板材钢料在1100至1250。C下再加热。在低于IIO(TC的再热温度下，该板材钢料的结构不均勻且Ti和Nb在该板材钢料中的再溶解不充分。同时，在高于12S0。C的再热温度下，将形成氧化皮且大量的氧化物例如Si02、MnO和Ah03将在与金属界限处或在金属内部生成，从而削弱表面质量。因此，再热温度可在IIOO至1250'C范围内。之后，将所述板材钢料在Ar3的相变点至95(TC的温度热精轧。当该板材钢料在Ar3的相变点温度热精轧时，其极可能对热变形具有更大的抵抗力并且可能产生制造问题。另一方面，当该板材钢料在高于950。C下热精轧时，氧化铁皮将太厚并且该板材钢料极可能粗化。因此，热精轧温度可在Ar3的相变点至950。C范围内。热精轧之后进行热轧巻取。这里，巻取温度(CT)应满足CT=(700-(30Mn+18Si+54P+15Cr+7Mo)+150B)土20。C的关系式。根据本发明，加入元素例如Mn、Si、P、Cr及Mo作为与由孩i结构形成马氏体有关的合金元素。然而，这些元素在较高巻取温度下较易偏析。在这种情况下，加入的Mn、Si、P、Cr和Mo将获得较小效果，因而不能保证所需的强度和可加工性。根据巻取温度和合金元素含量而经验性地设计出以上关系式，作为获得所需强度和可加工性的手段。上述巻取过程可确保获得高质量的钢。酸洗经以上工艺制造的热轧板，再冷轧至所需厚度，然后再结晶并在700至860。C下退火以除去微结构缺陷。在低于700。C的退火温度下，会经常形成退火氧化物以致加入的Sb不能产生显著效果。同时，在超过860。C的退火温度下，氧化物会过度生长以致表面富集不能被充分地抑制。具体实施例方式现将结合附图对本发明的示例性实施方案进行详细描述。[实施例]在1200。C下加热以制造含有如以下表1中所示元素的板材钢料。然后热轧该板材钢料，并在满足关系式2的温度(土20。C)下巻取，并冷轧以制造冷轧钢板。随后，于780至83(TC的温度下在N2-10°/。H20气氛中以每90秒3°C/sec的加热速率退火该冷轧钢带并进4亍热处理。之后，在温度为460。C且含有0.12至0.19%范围的Al的Zn浴中涂镀该钢带，并且将该镀层钢在540至560。C温度下合金化并热处理24秒。然后观测该钢板以鉴别表面质量。在下表2中，镀层外观的种类包括非镀层、表示不具有其它镀层缺陷的O及表示出现的任何缺陷的缺陷名。并且，为了评价镀层附着力的种类，将镀层板切割至20mmx50mm大小并进行60°弯曲试验。然后将该镀层板拉直以用巻尺测量弯曲部分。这里，剥离的镀层具有如下所测的宽度。◎:当没有镀层剥离或镀层具有小于lmm的宽度时〇当剥离的镀层具有1至小于3mm范围的宽度时△:当剥离的镀层具有3至小于5mm范围的宽度时x:当剥离的镀层具有5mm或以上的宽度时表1序<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>100.0450.1531.6290.010.030.0750.0030.060.0030.0311.3648110.1020.3120.8610.080.0120.1130.020.0070.0890.00050.036.1664120.0520.122.240.0140.0060.040.0150.056.4130.080.041.830.0160.0050.0350.0050.0229.6140.080.172.190.0110.0070.050.020.0110.030.270.0010.00138.150.0960.1352.370.0140.0020.0230.0190.0140.020.0330.480.000334.9160.1010.80.8650.080.0120.1130.020.0070.0890.000518.9表2序巻取温退火温Zn浴中镀层氧化层镀层外镀层材料性备度(°C)度(°C)的Al(%)方法厚度观附着能(TS注(Hm)力xEl)16408000.13GA0.3〇17732本发明钢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非镀层X14322比较钢136208000.13GA0.4o△15242146208000.13GA0.4非镀层△13887157008000.13GA0.7非镀层X1445216700謂0.13GA0.2有条紋△13260如表2中所见，所制造出的满足本发明元素含量范围和制造方法的本发明钢1至11是具有优良的镀层表面性能和强度伸长度平衡(TSxEI)的高强度DP钢。14然而，发现不满足本发明元素含量范围和制造方法的比较钢12至16在镀层表面性能和强度伸长度平衡方面表现较差。此外，图1示出了分别取决于加入或不加入Sb的本发明钢11和比较钢16的氧化物的形状。图1A显示比较钢16且图1B显示本发明钢ll。如图1中所示，本发明钢11显示出具有明显较小晶粒的氧化物。换言之，Sb的加入抑制了氧化物的生长。此外，图2显示出形成于本发明钢ll表面上的氧化物的尺寸分布。在本发明钢中，在退火过程中形成于金属表面上的氧化物具有稳定地分布在1iam或以下附近的尺寸。换言之，均匀分布的微小氧化物可用于形成一个更均匀镀层。权利要求1.一种具有优良机械性能和表面质量的高强度镀Zn钢板，其包括，以重量计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、余量的Fe及不可避免的杂质，所述钢板满足5≤(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)≤18的关系式且在其表面上具有1μm或以下厚度的氧化物层。2.权利要求1的高强度镀Zn钢板，其中在热轧过程中钢板的临界氧化物厚度为lym或以下。3.权利要求1的高强度镀Zn钢板，其中氧化物层形成于冷轧后的退火过程中。4.权利要求1的高强度镀Zn钢板，其还包括，以重量计，以下元素中的至少一种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.—种制造具有优良机械性能和表面质量的高强度镀Zn钢板的方法，所述方法包括将一种板材钢料再加热到1100至1250。C,所述板材钢料包括，以重量计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、及余量的Fe和不可避免的杂质，所述板材钢料满足5《(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)《18的关系式；热轧所述板材钢料；在满足CT=(700-(30Mn+18Si+54P+15Cr+7Mo)+150B)±2(TC关系式的巻取温度下巻取所述板材钢料；酸洗并冷轧所述板材钢料；以及在700。C至860。C的温度下退火所述板材钢料。6.权利要求5的方法，其中所述板材钢料还包括，以重量计，以下元素中的至少一种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。全文摘要本发明提供了一种具有优良机械性能和表面质量的高强度镀Zn钢板，其主要用于汽车内部和外部面板及构件。所述具有优良机械性能和表面质量的钢板包括，以重量计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、余量的Fe及不可避免的杂质，所述钢板满足5≤(7Mn+4Si+2Al+18B)/(4C+3P+20Sb)≤18的关系式且在其表面上具有1μm或以下厚度的氧化物层。根据本发明，可制造具有优良机械性能和表面质量的高强度双相钢。文档编号C22C38/00GK101495661SQ200780020207公开日2009年7月29日申请日期2007年12月27日优先权日2006年12月28日发明者孙一领,康熙宰,陈光根申请人:Posco公司