專利名稱：具有優(yōu)異可加工性的高強度冷軋鋼板和鍍鋅鋼板及制造其的方法
技術領域：
本發(fā)明涉及主要用于汽車內(nèi)板和外板的高強度冷軋鋼板和鍍鋅鋼板，以及制造其 的方法，更具體而言，涉及用于使在鍍鋅層擴散退火處理(galvarmeal)高強度鋼板、特別 是汽車用薄鋼板的過程中可能發(fā)生的可成形性降低最小化，同時與常規(guī)的汽車用高強度鋼 板相比具有優(yōu)異的可成形性的高強度冷軋鋼板和鍍鋅鋼板，以及制造其的方法。
背景技術：
近來，隨著汽車部件復雜化和集成化，汽車用鋼板要求有更高的可成形性水平，還 要求有更好的點焊特性，其決定著汽車制造過程中的連續(xù)加工性。在使用鍍鋅法，特別是熱浸鍍鋅法制造滿足上述要求的鋼板時，進行鍍鋅層擴散 退火處理是為了提高耐腐蝕性和點焊特性。但是，對于具有相變誘導塑性特性的鋼板，存在 的問題是在鍍鋅層擴散退火處理過程中可加工性降低。對于具有相變誘導塑性特性的鋼 板，奧氏體應殘留在鋼的組織中，以使得形變過程中進行相變。但是當進行鍍鋅層擴散退火 處理時，奧氏體分解為碳化物和鐵素體而消失。作為一項解決在涂布過程中可成形性降低問題的技術，在相關領域中研究出了用 于進行各種深沖壓的薄鋼板制造技術。根據(jù)該技術，使用Al、Si和P來誘發(fā)相變誘導塑性， 并使用了一種抑制在300-500°C的溫度時組織中碳化物的形成的方法。此外，提出了加入多 種合金元素來改善涂層特性的方法，或通過抑制冷退火過程中的偏析來改善電鍍特性的方法。但是，即使使用這些方法，也難以抑制預定量的碳化物的形成。此外，一些現(xiàn)有技 術難以在目前使用的熱軋-冷軋-連續(xù)退火的常用設備中實現(xiàn)，而且尚未確定明確的條件。同時，近來，作為一種制造具有高可成形性的高強度鋼材的方法，使用了一種通過 加入大量Si并且誘發(fā)相變誘導塑性來改善可成形性的方法。但是，即便如此，還是可能產(chǎn) 生問題。由于在表面偏析的Si形成氧化涂層，熔融鋅可能不能粘接在鋼板上，因而局部可 能會出現(xiàn)未涂布的部分。同時，增加可成形性所需的殘留奧氏體可能會由于鍍鋅層擴散退 火處理過程中所施加的500°c或更高的熱史而分解。當影響強度和可成形性的殘留奧氏體 量降低時，可成形性可能會劣化。由于這一原因，對于可加工性而言，由于在鍍鋅層擴散退 火處理過程中材料質(zhì)量下降，通常的高強度鋼板在強度為580MPa或更高時不能獲得高的 可加工性。為解決上述問題，現(xiàn)有技術有例如在鋼中加入Sb、控制氧化物、控制爐內(nèi)氣氛或氧 化-還原法。但是，這些技術主要是為了確保冷軋鋼板而非經(jīng)涂布的材料的可加工性。尚 無對于經(jīng)過鍍鋅層擴散退火處理過程的涂層鋼板的利用。此外，這些技術要求涂布熱處理， 這也使殘留奧氏體分解(參見圖1)，從而使可加工性下降。

發(fā)明內(nèi)容
技術問題本發(fā)明旨在解決現(xiàn)有技術中的上述問題，因而本發(fā)明的一個方面在于提供一種高 強度冷軋鋼板及鍍鋅鋼板的合金組分體系，其能夠維持及改善可加工性，同時使材料的劣 化程度最?。灰约捌渲圃鞐l件。技術方案根據(jù)本發(fā)明的一個方面，提供一種冷軋鋼板，其包括以重量％計，C: 0. 04-0. 25%, N :70-300ppm、N-14/27A1 :70ppm 或更多、Mn 0. 2-3. 0%, Si 0. 5-2. 0%, P 0. 01-0. 1%,A1 0. 005%或更少、Sb 0. 001-0. 05%, S 0. 02%或更少，余量為 Fe 和其它不 可避免的雜質(zhì)，以及通過對該冷軋鋼板進行鍍鋅處理而得到的鍍鋅鋼板。所述冷軋鋼板或鍍鋅鋼板還可包括一種或多種選自以下的組分Co 0. 01-1. 0%,Mo 0. 005-0. 05%,Ti :0· 001-0. l%,Nb :0· 001-0. 1%,V 0. 001-0. 和 Ca 0. 0001-0. 03%。根據(jù)本發(fā)明的另一個方面，提供一種制造冷軋鋼板的方法，所述方法包括將具 有上述組分的鋼板板坯于1100-1250°C的溫度下再熱；于Ar3-950°C的溫度下終止熱精 軋；于450-700°C的溫度下卷取板坯；用酸洗板坯并將板坯冷軋至目標厚度；并使板坯于 750-830°C的溫度下退火。所述方法還可包括將退火的鋼板以1-10°C /秒的冷卻速率冷卻至650_750°C的 溫度范圍，接著將鋼板快速冷卻至300-450°C的溫度范圍；并將冷卻的鋼板鍍鋅并進行鍍 鋅層擴散退火處理。有益效果根據(jù)本發(fā)明，當使用相變誘導塑性制造涂層鋼板時，即使在鍍鋅層擴散退火處理 過程中，也可維持相變誘導塑性特性，以便可制得具有優(yōu)異伸長率并且不會使材料質(zhì)量下 降的鍍鋅層擴散退火處理的鍍鋅鋼板。此外，可改善鋼板的可成形性。


圖1為對添加氮的鋼和普通的相變誘導塑性(TRIP)鋼中的殘留奧氏體進行比較 的圖。圖2為示出GA過程導致的伸長率下降趨勢的圖。圖3為示出蒸汽含量隨露點變化的圖。圖4為示出在熔融鋼固化的過程中氮固溶度的變化的圖。圖5為示出在單一 Si脫氧過程中熔融鋼中氧密度變化的圖。圖6為比較本發(fā)明鋼和對比鋼在拉伸強度為590MPa時伸長率變化的圖。圖7為示出添加氮對拉伸強度為780MPa或更高的鋼材的伸長率具有影響的圖。圖8為示出本發(fā)明鋼熱處理過程溫度的示意圖。圖9為示出涂布的表面隨氫含量不同的差異(左氫冷卻(氫密度60%)，右氮 冷卻(氫密度25%或更低))，其中右圖中的黑點為點狀的未涂布部分。
具體實施例方式以下將對形成本發(fā)明鋼板的組分體系作詳細說明。C和N在兩相區(qū)退火過程中偏析于奧氏體中，在貝氏體轉變過程中再次偏析于奧 氏體中，使得馬氏體轉變點降低至室溫以下或更低，奧氏體在室溫時被穩(wěn)定保持。因而，加 入0. 04重量％或更多的C，但C含量的上限限制為0. 25重量％，因為當C含量過量時，在焊 接區(qū)域形成硬化相。除奧氏體的偏析之外，與C不同，當被冷卻以維持相變誘導塑性時N具有不與Fe 形成氮化物的特性。因而，N添加0.007重量％或更多。通過N的這種效果，鋼板即使在對 涂布層進行鍍鋅層擴散退火處理以維持可加工性之后，仍可保持相變誘導塑性(圖1)。此 外，在雙相區(qū)域退火過程中，N與可溶解的C 一起聚集至奧氏體部分來主要穩(wěn)定奧氏體。此 外，在快速冷卻后的熱處理過程中，N再次集中在奧氏體上而使馬氏體轉變溫度降低至室溫 以下或更低，從而促進奧氏體的殘留。但是，當N的量過量時，鋼固化后會在鋼內(nèi)產(chǎn)生氣泡。 因此，N的添加量的上限限制為0. 03重量％。盡管如上所述根據(jù)本發(fā)明對N的初始加入量進行限制，但就一個過程而言，或者 在鋼制造過程中引入一種在鍍鋅層擴散退火處理過程中與N反應而使N的量降低的元素例 如Al時，需要對實際可溶解的N量進行單獨限制。在本發(fā)明中，與初始加入的N相分離地， 使用評價有效可溶量的N-14/27A1值作為標準來設定有效可溶量。N的有效可溶量使用該 標準設定為70ppm或更高。此外，N的可溶程度為最高100ppm(圖4)。當一起加入Mn時， 親合力增大，N可加入最高300ppm。但是，當可溶性N的量過量時，在最終固化部分上形成 氣泡，降低了鋼的內(nèi)部品質(zhì)。因而，可溶性N的量限制為300ppm或更低，優(yōu)選為150ppm或 更低。但是，當同時加入Mn時，親合力增大，N可加入最高300ppm。Mn是一種具有固溶增強作用并具有抑制雙相區(qū)中貝氏體過程中中間相形成的作 用的元素。Mn加入0.2重量％或更多。但是，當加入的Mn量過量時，硬化性能增加太大， 從而使鋼的強度增加過大，使得可加工性和焊接特性可能下降。因而，Mn的上限限制為3. 0 重量％。Si是一種誘發(fā)相變誘導塑性并抑制在涂布和退火過程之后在貝氏體過程中碳沉 淀為碳化物而從奧氏體中耗盡的現(xiàn)象的組分。Si加入0.5重量％或更多。但是，過量加入 Si對焊接特性有不利影響，并且可導致在連續(xù)退火過程和連續(xù)鍍鋅過程的高溫退火期間在 鋼板表面的偏析。因而，由于過量加入Si可能會降低鍍鋅過程中熔融鋅在鋼板表面的可潤 濕性，導致涂層特性可能會降低。因此，Si的上限限制為2. 0重量％。P是一種為增加強度而加入的固溶增強元素，以0. 01重量％或更高的量加入。但 是，如果P的加入量超過0. 10%，則焊接特性降低，并且由于在連續(xù)鑄造過程中產(chǎn)生的中心 偏析，對每個部分而言，鋼材質(zhì)量的偏差可能增大。此外，由于焊接后晶界強度降低，焊接特 性可能會下降。因此，P的上限限制為0.1重量％。Al除去熔融鋼中的氧，以防止固化過程中氧形成氣相及沸騰。但是在固化后，Al 與鋼中的N結合形成AlN沉淀，消耗N，從而抑制相變誘導的塑性特性。因此，Al限制為 0. 005重量％或更少，以使N可以保持可溶解狀態(tài)。S是一種在制造鋼時不可避免地包含的元素。S形成MnS，其在軋制后在鋼中引起 內(nèi)部缺陷使鋼板的破壞特性(destruction characteristic)例如孔膨脹比下降。因此，S的允許范圍限制為0. 02重量％或更低，以防止邊緣部分的破壞特性下降。Co是一種為改善鋼的強度而加入的元素。Co抑制高溫退火過程中氧化物的形成， 加入0. 01重量％或更高的量以改善鍍鋅過程中熔融鋅對鋼板的可潤濕性。但是，當Co過 量加入時，鋼的伸長率會極大地降低。因此，Co的上限限制為1. 0重量％。Mo是一種抑制加工脆性并改善涂層特性的元素，以0. 005重量％或更多的量加 入。當Mo含量超過0. 05重量％或更多時，不僅改善效果極大地降低，而且經(jīng)濟效益可能也 會降低。因此，Mo含量限制為0.005-0. 05重量％。Sb以0. 001重量％或更多的量加入，優(yōu)選0. 005重量％或更多，以通過大體上抑制 鋼材表面形成的氧化物來改善涂層特性。當不加入Sb時，氧化物在整個表面上形成，使得 鍍鋅過程中可潤濕性降低，因而極有可能會產(chǎn)生未涂布的部分。但是，由于過量加入Sb會 增加制造成本，Sb的上限限制為0. 1重量％，優(yōu)選0. 05重量％。V、Ti和/或Nb是用于增加鋼板強度并細化晶粒直徑的元素。當加入這些元素時， N會在鋼材內(nèi)部先于C形成沉淀，使得這些元素具有細化晶粒并保持碳的作用。此外，由于 即使在較高溫度進行熱軋時這些元素也可細化晶粒，因而以0. 001重量％加入它們。但是， 當這些元素的含量超過0. 1重量％時，制造成本增加，并且鐵素體的延性會由于過量沉淀 而降低。因此，這些元素的上限限制為0.1重量％。V起著與Nb類似的作用。當單獨加入 V時，應確保V含量為0. 04%或更高，以使其沉淀。當V以與Nb的復合物形式加入時，V可 以復合物形式沉淀。在這種情況下，V的加入范圍限制為0. 001-0. 1%。Ca與非金屬夾雜物例如MnO、MnS等在熔融鋼內(nèi)形成化合物，使所述非金屬夾雜物 球形化和增加柱狀晶體晶界的破壞強度，并且還抑制鋼板的裂紋產(chǎn)生和增加鋼板的孔膨脹 比。因此，Ca的加入水平為0. 0001-0. 03重量％，優(yōu)選0. 0005-0. 003重量％。由上述組分體系形成的鋼的精細結構的特征在于，鐵素體為70%或更高，其余為 環(huán)繞鐵素體的晶粒周圍的貝氏體-奧氏體復合組織(部分為碳化物)。復合組織中的奧氏 體對于提高可加工性起著重要作用。就此而言，奧氏體組織可具有長徑比(axis ratio)為 2或更高的長型。下文將對本發(fā)明的制造條件作詳細說明。當固化前在熔融鋼的制造過程中鋼中Al含量低時，CO氣體在固化過程中沸騰，并 且連續(xù)鑄造變得困難。因此，通常在普通鋼中加入Al以在熔融鋼狀態(tài)形成氧和鋁，使得CO 氣體的產(chǎn)生受到抑制。此外，沒有與氧結合的殘留Al在固化后與鋼中的N結合而形成A1N。 這種反應使得普通鋼沒有時效特性，因而使得處理后的表面變得精致，但本發(fā)明的鋼材應 充分利用可溶N的作用。因而，應減少固化后引入的Al量。因此，根據(jù)本發(fā)明，作為一種改進可成形性的方法，使固化后Al含量最小化是非 常重要的。這種方法難以在生產(chǎn)普通鋼材的過程使用，但可用于含大量Si的相變誘導塑性 鋼，在相變誘導塑性鋼中氧通過與Si結合為SiO2形式而消失(圖5)?；谏鲜鲈?，不應 加入Al，即便加入，Al也應在0. 005%或更低的有限范圍內(nèi)使用，這一含量使得在鋼制造過 程中在固化后不會留下5ppm或更多的氧。將具有上述構成的鋼板坯在1100-1250°C的溫度再熱。當再熱溫度低于1100°C 時，均勻結構及可再溶解的Ti和Nb不足。當再熱溫度大于1250°C時，氧化鐵皮及大量的氧 化物例如Si02、Mn0和Al2O3在與金屬的邊界及金屬內(nèi)產(chǎn)生，使得表面質(zhì)量下降。因此，再熱溫度限制在1100-1250°C的范圍內(nèi)。之后，在Ar3轉變點至950°C的溫度范圍結束熱精軋。在低于Ar3轉變點的溫度時， 熱轉變抗性極有可能快速增加，制造過程可能出現(xiàn)問題。在高于950°C的溫度時，可能生成 很厚的氧化鐵皮，并且鋼板結構可能粗化。進行熱精軋后，在450-700°C的溫度下卷取鋼板。當卷取的溫度條件超過700°C時， 熱軋材料表面上的氧化物的量增加，因而表面質(zhì)量可能下降。當卷取在低于450°C的溫度下 進行時，熱軋材料的材質(zhì)過分硬化，使得冷軋過程的負荷增加太大，冷軋是下一道工序。將如上所述制得的鋼板經(jīng)酸洗過程和冷軋過程，形成目標厚度，然后在750-830°C 的溫度下退火，以進行重結晶和精細結構控制。在退火過程中，鋼中的碳和氧主要集中于奧 氏體部分。特別是，在750-830°C的低溫退火條件下，可獲得抑制Si組分的表面偏析的效 果，所述Si組分的表面偏析在涂布加Si鋼時最容易成問題。但是，當退火溫度低于750°C， 在退火過程中，碳化物的再溶不能合適地進行，使得C不能被充分利用來表現(xiàn)出足夠的相 變誘導塑性。另一方面，當退火在超過830°C的溫度下進行時，大量的Si、Mn等的氧化物在 表層形成，使得涂層附著性降低，在對涂層進行鍍鋅層擴散退火處理時產(chǎn)生問題。此外，由 于Si表面偏析反應是一種擴散反應，具有熱活化特性，在超過830°C的溫度時可能出現(xiàn)非 涂布現(xiàn)象。此外，還需要在退火工序以及退火工序之后涂布之前的熱處理工序中對氣氛進行 控制，這意味著在退火過程之后應施加還原氣氛。還原氣氛可通過熱處理爐內(nèi)的氫氣密度 和水分含量(露點)來控制。水蒸氣分壓隨露點而改變(圖3)。此外，可使用數(shù)學式1來 評價還原傾向。數(shù)學式1Q ^ G^^RTLn(PB/P Ηβ其中，G 自由能，G0 鋼基板的標準自由能，R 氣體常數(shù)，T 退火溫度(絕對溫度， K), LnO 自然對數(shù)函數(shù)，Ph2 氫氣分壓(atm)，Ph2。水蒸氣分壓，增加時，表面涂層特性改善 (參見圖9)。因此，使用滿足上述條件的熱處理對由根據(jù)本發(fā)明的組分和組織形成的鋼板 進行熱浸鍍鋅及鍍鋅層擴散退火處理。為了形成數(shù)學式1的還原氣氛，需要將露點控制為低于-10°C并注入5%或更多的 氫氣。此外，隨著PH2/PH2。的比例增大，表面涂層特性改善(參見圖9)。因此，使用滿足上述條 件的熱處理對由根據(jù)本發(fā)明的組分和組織形成的鋼板進行熱浸鍍鋅及鍍鋅層擴散退火處理。在這種情況下，相變誘導塑性的普通鋼應在520°C或更低的低溫下進行鍍鋅(優(yōu) 選地，鍍鋅_鍍鋅層擴散退火處理)，以維持作為伸長率改善機制的相變誘導塑性特性，但 是本發(fā)明將可加工性優(yōu)異區(qū)域擴展至560°C的鍍鋅層擴散退火處理溫度。將退火鋼板以1-10°C /秒的冷卻速率緩慢冷卻至650_750°C的溫度區(qū)域，以便不 產(chǎn)生涂層形狀控制問題，并快速冷卻至300-450°C、優(yōu)選350-400°C的溫度范圍，使溫度維 持不變，以使鋼材內(nèi)的C再次集中于奧氏體區(qū)域。此外，恒溫貝氏體反應在300-450°C的溫 度條件下進行。通過該恒溫貝氏體反應，鋼材的馬氏體轉變溫度落在室溫以下或更低，使得 本發(fā)明的鋼材具有含殘留馬氏體的精細結構。此外，為了在涂布鋼板的過程中加快鍍鋅層擴散退火處理，可在退火爐入口側進行除油過程后進行一種或兩種或更多種選自以下的退火預處理刷涂過程、使用80-85% 鹽酸溶液的酸洗過程以及密度為4-12%的S-涂布過程。進行所述預處理時，可獲得使鍍鋅 層擴散退火處理溫度降低15°C或更多的效果，從而有助于確保甚至在鍍鋅層擴散退火處理 過程中的伸長率。之后，進行冷卻并使鋼板經(jīng)過涂布過程，從而制得涂層鋼板。由于涂布熔池溫度和 鍍鋅層擴散退火處理溫度是降低相變誘導塑性效果的因素，因而需使熱史盡可能地小。下文將參照實施例對本發(fā)明進行更詳細說明。(實施例)將如下表1中所示的鋼板坯加熱至1200°C的溫度范圍以對其進行提煉，并將所述 鋼板坯在上述條件下進行處理。此外，為評價對高強度的影響，添加氮的效果由表2的組分 體系獲得。表1
表2
表1中各鋼板的實施例結果示于圖6中，表2中各鋼板的實施例結果示于圖7中。 參照圖6，甚至在熱浸鍍鋅(GI)溫度為560°C時，發(fā)明鋼在拉伸強度約590MPa條件下可確 保約30%或更高的伸長率。此外，圖7還示出對于氮處理的鋼板，伸長率水平相對于溫度 的增加而言較高，或者說伸長率的下降幅度相對于對比鋼而言較小。此外，圖7中Nb處理的鋼是一個示例說明Nb處理的發(fā)明鋼中發(fā)明鋼7的反應特 性的實例。與高溫鍍鋅層擴散退火處理過程中未使用氮的組分體系相比，使用氮時顯示出 優(yōu)異的特性。根據(jù)上述方法，可制得具有優(yōu)異涂層特性和可加工性、同時還維持足夠強度的高 強度鍍鋅鋼板。
權利要求
一種冷軋鋼板，其包括以重量％計，C0.04 0.25％、N70 300ppm、N 14/27Al70ppm或更多、Mn0.2 3.0％、Si0.5 2.0％、P0.01 0.1％、Al0.005％或更少、Sb0.001 0.05％、S0.02％或更少，余量為Fe及其它不可避免的雜質(zhì)。
2.權利要求1的冷軋鋼板，還包括一種或兩種或更多種選自以下的組分Co: 0. 01-1. 0%,Mo 0. 005-0. 05%,Ti :0· 001-0. l%,Nb :0· 001-0. 1%,V 0. 001-0. 和 Ca 0. 0001-0. 03%。
3.權利要求1或2的冷軋鋼板，其中所述鋼板的精細結構部分包括70%或更高的鐵 素體結構，其余為貝氏體和奧氏體復合結構。
4.一種制造冷軋鋼板的方法，所述方法包括于1100-1250°C的溫度下再熱鋼板坯，所述鋼板坯包括以重量％計，C 0. 04-0. 25%, N :70-300ppm、N-14/27A1 :70ppm 或更多、Mn 0. 2-3. 0%, Si 0. 5-2. 0%, P 0. 01-0. 1%, Al 0. 005%或更少、Sb 0. 001-0. 05%, S 0. 02%或更少，余量為Fe及其它不可避免的雜 質(zhì)；于Ar3-950°C的溫度下終止熱精軋；于450-700°C的溫度下卷取熱軋鋼板；酸洗并冷軋所述熱軋鋼板至目標厚度；以及使冷軋鋼板于750-830°C的溫度下退火。
5.權利要求4的方法，其中所述鋼板坯還包括一種或兩種或更多種選自以下的組分 Co 0. 01-1. 0%,Mo 0. 005-0. 05%, Ti :0· 001-0. l%,Nb :0· 001-0. 1%, V 0. 001-0. 和 Ca 0. 0001-0. 03%。
6.權利要求4的方法，其中所述退火在滿足下述等式的還原氣氛下進行G = G、RTIMP HJP Ηρ)其中，G 自由能，G0 鋼基板的標準自由能，R 氣體常數(shù)，T 退火溫度(絕對溫度，K)， Ln:自然對數(shù)函數(shù)，Ph2 氫氣分壓(約0.05atm或更高)，PH2()水蒸氣分壓(atm 對應于 約-io°c或更低露點的水分量)。
7.—種通過在冷軋鋼板上實施鍍鋅過程而獲得的鍍鋅鋼板，所述冷軋鋼板包括以 重量％計，C 0. 04-0. 25%, N :70-300ppm、N-14/27A1 :70ppm 或更多、Mn 0. 2-3. 0%, Si 0. 5-2. 0%, P 0. 01-0. 1%, Al 0. 005%或更少、Sb 0. 001-0. 05%, S 0. 02%或更少，余量 為Fe及其它不可避免的雜質(zhì)。
8.權利要求7的鍍鋅鋼板，還包括一種或兩種或更多種選自以下的組分Co 0. 01-1. 0%,Mo 0. 005-0. 05%,Ti :0· 001-0. l%,Nb :0· 001-0. 1%,V 0. 001-0. 禾口 Ca 0. 0001-0. 03%。
9.權利要求7或8的鍍鋅鋼板，其中所述鍍鋅鋼板的精細結構部分包括70%或更高 的鐵素體結構，其余為貝氏體和奧氏體復合結構。
10.權利要求7或8的鍍鋅鋼板，其中所述鍍鋅過程包括熱浸鍍鋅過程。
11.一種制造鍍鋅鋼板的方法，所述方法包括于1100-1250°C的溫度下再熱鋼板坯，所述鋼板坯包括以重量％計，C 0. 04-0. 25%, N :70-300ppm、N-14/27A1 :70ppm 或更多、Mn 0. 2-`3. 0%, Si 0. 5-2. 0%, P 0. 01-0. 1%,Al 0. 005%或更少、Sb 0. 001-0. 05%, S 0. 02%或更少，余量為Fe及其它不可避免的雜 質(zhì)；于Ar3-950°C的溫度下終止熱精軋；于450-700°C的溫度下卷取熱軋鋼板；酸洗并冷軋所述熱軋鋼板至目標厚度；使冷軋鋼板于750-830°C下的溫度退火；使退火鋼板以1-10°C /秒的冷卻速率冷卻至650-750°C的溫度范圍，接著使退火鋼板 快速冷卻至300-450°C的溫度范圍；以及將冷卻的鋼板鍍鋅并進行鍍鋅層擴散退火處理。
12.權利要求11的方法，其中所述鋼板坯還包括一種或兩種或更多種選自以下 的組分:Co 0. 01-1. 0 Mo :0. 005-0. 05 Ti :0· 001-0. 1 Nb :0· 001-0. 1 V 0. 001-0. 和 Ca :0. 0001-0. 03%。
13.權利要求11的方法，其中所述退火在滿足下述式的還原氣氛下進行G = G^ETljngp HjP φ其中，G 自由能，G0 鋼基板的標準自由能，R 氣體常數(shù)，T 退火溫度(絕對溫度，K)， Ln:自然對數(shù)函數(shù)，Ph2 氫氣分壓(約0.05atm或更高)，Ph2。水蒸氣分壓(atm 對應于 約-io°c或更低露點的水分量)。
14.權利要求11的方法，其中所述鍍鋅在低于560°C的溫度下進行。
15.權利要求11的方法，還包括在退火爐入口側進行除油過程后，進行一種或兩種或 更多種選自以下的退火預處理刷涂過程、使用80-85%鹽酸溶液的酸洗過程，以及密度為 4-12%的S-涂布過程。
全文摘要
本發(fā)明提供一種冷軋鋼板、一種通過對該冷軋鋼板鍍鋅而獲得的鍍鋅鋼板，及其制備方法。所述冷軋鋼板包括以重量％計，C0.04-0.25％、N70-300ppm、N-14/27Al70ppm或更多、Mn0.2-3.0％、Si0.5-2.0％、P0.01-0.1％、Al0.005％或更少、Sb0.001-0.05％、S0.02％或更少，余量為Fe及其它不可避免的雜質(zhì)，所述冷軋鋼板還可包括一種或兩種或更多種選自以下的組分Co0.01-1.0％、Mo0.005-0.05％、Ti0.001-0.1％、Nb0.001-0.1％、V0.001-0.1％和Ca0.0001-0.03％。當制造利用相變誘導塑性的涂層鋼板時，相變誘導塑性甚至在鍍鋅層擴散退火處理過程中仍可得到維持，從而可制得具有優(yōu)異伸長率并且鋼板材料質(zhì)量沒有降低的經(jīng)鍍鋅層擴散退火處理的鍍鋅鋼板。此外，鋼板的可成形性亦可改善。
文檔編號C22C38/00GK101910441SQ200880124797
公開日2010年12月8日 申請日期2008年8月8日 優(yōu)先權日2007年12月20日
發(fā)明者姜秀昌, 李承福, 洪榮洸, 陳光根 申請人:Posco公司