專利名稱：雙相鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種雙相鋼板及其制造方法，具體涉及一種使得用于汽車外板及內(nèi)板 的鋼板具有耐沖擊性、低屈服應(yīng)力、高Ri值(Lankford系數(shù))以及高成形性的技術(shù)。
背景技術(shù)：
由于大部分汽車用鋼板采用沖壓成形，因此要求鋼板具有良好的沖壓成形性能。 為此，需要具備強(qiáng)延展性以及高Ri值。即，用于汽車的鋼板是一種高張力鋼板，所以，延展 性強(qiáng)且Ri值高尤為重要?？墒牵瑸榱藵M足汽車用鋼板重量輕以及乘客安全性的要求，需要增加高張力鋼板 中Si及Mn等合金成分的添加量，因此出現(xiàn)了鋼板成形性及電鍍特性顯著降低等弊端。所 以，生產(chǎn)符合上述所有要求的汽車用鋼板面臨很多阻礙。而且，用于汽車的鋼板需要具備很高的耐腐蝕性。所以，一直將耐腐蝕性強(qiáng)的熱浸 鍍鋅鋼板用作汽車鋼板。熱浸鍍鋅鋼板是通過采用在同一工序中實(shí)施再結(jié)晶退火及鍍鋅的 連續(xù)熱浸鍍鋅設(shè)備制造而成的，所以，耐腐蝕性強(qiáng)，制造成本低。而且，熱浸鍍鋅之后再次加 熱而成的合金化熱浸鍍鋅鋼板具有很好的耐腐蝕性以及焊接性和成形性，從而使用范圍極 其廣泛。如上所述，要使汽車車身重量變輕同時增強(qiáng)車身強(qiáng)度，需要開發(fā)出成形性非常好 的高張力冷軋鋼板，而且需要通過連續(xù)熱浸鍍鋅步驟制造出耐腐蝕性強(qiáng)的高張力熱浸鍍鋅 鋼板。最近，在減輕汽車重量以及提高汽車質(zhì)量的過程中，正在加緊步伐提高汽車構(gòu)成 部件和汽車外板的強(qiáng)度。為了在汽車外板使用強(qiáng)度高的鋼板來降低與外部物體發(fā)生沖撞時 出現(xiàn)的外板損壞程度，需要開發(fā)出耐沖擊性優(yōu)秀的高強(qiáng)度鋼板。而且，由于汽車外觀需要精確成形，因此需要開發(fā)出一種噴涂前因硬度低易于成 形而噴涂后硬度得到增強(qiáng)的烘烤硬化鋼(BakeHardening，以下簡稱為BH鋼)。目前，BH鋼 的抗拉強(qiáng)度(TS)達(dá)到了 350 450Mpa左右。制造具備軟質(zhì)鐵素體及硬質(zhì)馬氏體雙相結(jié)構(gòu)的鋼板的方法是制造出具有良好成 形性的高張力熱浸鍍鋅鋼板的具有代表性的現(xiàn)有技術(shù)，該現(xiàn)有技術(shù)公開了提高延伸率(El) 和Ri值(Lankford系數(shù))的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法?？墒?，上述現(xiàn)有技術(shù)需要添加大量 Si而很難保證鍍鋅品質(zhì)的優(yōu)秀性，且由于需要添加大量Ti等而制造成本高。

發(fā)明內(nèi)容
為了解決上述問題，本發(fā)明的目的在于提供一種具有雙相且成形性好、烘烤硬化 性好、耐沖擊性強(qiáng)以及Ri值高、噴涂特性優(yōu)秀的高強(qiáng)度雙相鋼板及其制造方法。本發(fā)明的技術(shù)方案在于本發(fā)明雙相鋼板是一種汽車的外板及內(nèi)板材料，其特征在于該雙相鋼板由C 0. 05 0. 10 重量比(wt% ) ,Si 0. 03 0. 50 重量比、Mn 1. 50 2. 00 重量比、P:0 0. 03重量比(不包括0)、S :0 0. 003重量比(不包括0)、A1 0. 03 0. 50重量比、Cr 0. 1 0. 2重量比、Mo 0. 1 0. 20重量比、Nb 0. 02 0. 04重量比、B 0 0. 005重量比(不包 括0)、N :0 0. 01重量比(不包括0)、其余Fe以及其它必需不純物組成，且具備440 590Mpa抗拉強(qiáng)度(TS)。這里，所述雙相鋼板具有270Mpa及以上的屈服應(yīng)力(YS)、28 %延伸率(El)、 0. 15 0. 2加工硬化指數(shù)(η)以及1. 0 2. ORi值(Lankford系數(shù))。而且，本發(fā)明雙相鋼板制造方法制造汽車的外板及內(nèi)板材料，其特征在于包括 重新加熱由C 0. 05 0. 10重量比、Si 0. 03 0. 50重量比、Mn 1. 50 2. 00重量比、P 0 0.03重量比(不包括0)、S :0 0.003重量比(不包括0)、Α1 :0. 03 0. 50重量比、 Cr 0. 1 0. 2重量比、Mo 0. 1 0. 20重量比、Nb 0. 02 0. 04重量比、B :0 0. 005重 量比(不包括0)、N :0 0. 01重量比(不包括0)、其余Fe以及其它必需不純物組成的鋼 板坯的步驟、對大于所述鋼板坯實(shí)施熱軋而形成熱軋鋼卷的步驟、盤繞所述熱軋鋼板而形 成熱軋鋼卷的步驟、盤繞所述熱軋鋼卷且實(shí)施酸洗及冷軋而形成冷軋鋼板的步驟以及退火 熱處理所述冷軋鋼板而形成具備雙相的退火鋼板的步驟；該雙相鋼板制造方法實(shí)施熱浸鍍 鋅及合金化工序。這里，所述鋼板坯是先煉鋼準(zhǔn)備出熔融鋼然后再通過鑄錠或者連續(xù)鑄造而成。所 述重新加熱步驟在1150 1250°C溫度環(huán)境下加熱1. 5 3. 5小時，所述熱軋步驟在800 900°C溫度環(huán)境下分成5個階段(pass)實(shí)施。所述盤繞溫度介于550 650°C之間，所述冷 軋步驟的軋制壓縮比介于50 80%之間。而且，所述退火熱處理在連續(xù)退火步驟實(shí)施。所 述連續(xù)退火步驟包括以10 20°C /sec加熱到750 850°C且退火100秒 110秒的步驟 和實(shí)施所述退火之后立即以3 15°C /sec冷卻到460 540°C的步驟以及在上述460 540°C溫度環(huán)境下實(shí)施100秒 200秒過時效處理的步驟。實(shí)施所述退火熱處理之后，在 480 560°C溫度環(huán)境下還實(shí)施熱浸鍍鋅工序。另外，所述雙相鋼板制造方法實(shí)施所述連續(xù)退火步驟的速度(LineSpeed ;L/S)以 80 200mpm為準(zhǔn)。本發(fā)明的技術(shù)效果在于如上所述，本發(fā)明雙相鋼板具有由鐵素體和馬氏體組成的雙相且抗拉強(qiáng)度達(dá)到 440 590MPa，保證高強(qiáng)度和優(yōu)秀的成形性、烘烤硬化性及耐沖擊性。除此之外，還可以抑 制表面粗糙度的增大且提供表面沒有缺陷的噴涂特性。因此，利用本發(fā)明雙相鋼板的材料不僅可以通過減少厚度來減輕重量，還可以通 過增強(qiáng)耐沖擊性和降低彎曲發(fā)生率來提高質(zhì)量。


圖1是說明由根據(jù)本發(fā)明的雙相鋼板的組成體系而定的烘烤硬化特性的代表性 圖表；圖2是說明本發(fā)明添加Al時電鍍性(可濕潤性)效果的照片；圖3是本發(fā)明雙相鋼板退火之后的照片。
具體實(shí)施例方式目前現(xiàn)有的BH鋼是通過調(diào)整極低碳素鋼中的固溶碳(C)的含量而制成以展現(xiàn)烘 烤硬化特性的鋼材，該BH鋼的強(qiáng)度很難高于目前所能達(dá)到的抗拉強(qiáng)度(TS)440MPa。這是 因?yàn)樵揃H鋼是由鐵素體單相組成從而很難進(jìn)一步提高強(qiáng)度，而且不能只依據(jù)鐵素體單相 內(nèi)的固溶碳(C)取得較高的BH值。由于極低碳素BH鋼的BH值與汽車的體積呈反比，很難 綜合加工硬化和烘烤硬化的技術(shù)來增強(qiáng)汽車外板的強(qiáng)度，同時也不能防止由于碳(C)和氮 (N)經(jīng)過一段時間后出現(xiàn)老化的現(xiàn)象。 為了解決以上問題，本發(fā)明使用并非鐵素體單相而是共存多種相區(qū)的MP鋼 (multi-phase)。MP鋼(multi-phase)可以通過最大限度增強(qiáng)BH特性來制造出比BH鋼強(qiáng)度高且性 能更加優(yōu)秀的鋼板，它包括TRIP鋼和DP鋼?？墒?，該MP鋼主要用于結(jié)構(gòu)性部件，極少用于 汽車的外板。由于這里使用的外板的另一面將成為內(nèi)板，在此認(rèn)為外板和內(nèi)板均可以使用 該MP鋼。因此，本發(fā)明通過調(diào)整內(nèi)含在DP鋼里的組分比率且限定加工條件，從而加工出具 有良好成形性能且BH值高的高強(qiáng)度汽車外板及內(nèi)板材料。本發(fā)明最大限度降低鋼材中不純物元素中阻礙鋼板的延展性、焊接性及電鍍性 (可濕潤性)的Si的含量，且通過調(diào)整Al的含量來提高電鍍性(可濕潤性)。這里，Si是穩(wěn)定鐵素體的元素，它可能會降低機(jī)械特性。因此，將與Si的效果相 同的Al加入鋼材中，加入的量使得鑄造時不堵塞噴嘴，并且同時控制AlN的含量。添加Al 可以產(chǎn)生清理鐵素體的效果，并且通過在熱處理過程中增加碳以及其他鐵素體晶界內(nèi)的化 學(xué)成分的含量，同時通過在快速冷卻下增強(qiáng)馬氏體的淬透性來推遲奧氏體相變?yōu)橹楣怏w的 速度，從而提供了在雙向區(qū)域內(nèi)的穩(wěn)定的奧氏體和鐵素體部分。而且，可以通過添加Mo來提高鐵素體的細(xì)化程度以及強(qiáng)度。這里，可以進(jìn)一步添 加Al和Cr來取得更穩(wěn)定的鐵素體及馬氏體相區(qū)。因此，本發(fā)明雙相鋼板具備符合要求的 物理特性，并且成形性得以提高。另外，將N控制在0 0.01(不包括0)重量比(wt%)范圍內(nèi)時，該元素可以穩(wěn)定 奧氏體，從而在冷卻過程中促進(jìn)馬氏體相變，且通過提高含在馬氏體內(nèi)的N來提高強(qiáng)度，從 而在保持相同強(qiáng)度的同時還可以提高鋼的延伸率。而且，噴涂之后，通過固溶N也可以增強(qiáng) 烘烤硬化性。本發(fā)明將N控制在0 0.01 (不包括0)重量比范圍內(nèi)，抑制了由于添加大量 Al而形成AlN的現(xiàn)象并使經(jīng)熱軋之后的強(qiáng)度提高，保證了用于需要具備高強(qiáng)度及高韌性的 汽車外板。本發(fā)明將適量N添加到鋼板中以增強(qiáng)烘烤硬化性且提高BH值，從而制造出具有 優(yōu)異的成形性和烘烤硬化性的鋼板。以下參考附表及附圖詳細(xì)說明本發(fā)明雙相鋼板及其制造方法。本發(fā)明雙相鋼板由以下化學(xué)成分組成，從而提高了屈服應(yīng)力(YS)、抗拉強(qiáng)度(TS) 及延伸率(El)等物理特性。本發(fā)明中鋼的組成成分如下。主要化學(xué)成分-碳(C):0· 05 0. 10 重量比碳(C)是穩(wěn)定奧氏體的元素，使熱軋鋼卷中珠光體組織及鐵素體內(nèi)的碳化物達(dá)到 最低且使晶粒細(xì)化。部分熔融且在冷軋鋼板的退火過程中再次溶解的復(fù)合沉淀物變成了10 30μm的細(xì)晶粒或者晶界。另外，建議將馬氏體(Martensite)限制在20%以下?？?以改進(jìn)結(jié)構(gòu)以提供良好的可成形性的最佳碳含量介于0. 05 0. 10重量比之間。碳(C)的含量未達(dá)到0.05重量比時，由于不能在臨界溫度范圍內(nèi)獲得穩(wěn)定的奧氏 體，從而冷卻之后不能產(chǎn)生適量馬氏體成分而很難保證強(qiáng)度。碳(C)的含量超過0.10重 量比時，不能保證延展性并且會降低焊接性。因此，優(yōu)選地，本發(fā)明將碳(C)的含量限制在 0. 05 0. 10重量比范圍內(nèi)。-硅(Si)0. 03 0. 50 重量比硅(Si)是穩(wěn)定鐵素體的元素。硅通過強(qiáng)化固溶來提高鋼的強(qiáng)度。當(dāng)以640 820°C溫度進(jìn)行退火處理時，硅抑制了滲碳體沉析且促進(jìn)了奧氏體中的碳的提高，從而在冷 卻時提高了馬氏體的成形率，同時提高了延展性。硅(Si)的含量未達(dá)到0. 03重量比時，會降低上述穩(wěn)定奧氏體的效果，而硅(Si) 的含量超過0. 50重量比時，會降低表面粗糙度從而更容易形成Si氧化物，明顯降低了可焊 接性和可濕潤性。因此，優(yōu)選地，本發(fā)明將Si的含量限制在0. 03 0. 50重量比范圍內(nèi)。-錳(Mn):1· 50 2. 00 重量比錳(Mn)是穩(wěn)定奧氏體的成分，當(dāng)退火處理之后冷卻到460 540°C時，可以阻礙奧 氏體相變?yōu)橹楣怏w，因此，冷卻到常溫時可以形成穩(wěn)定的馬氏體組織。該成分通過強(qiáng)化固溶 來提高強(qiáng)度的同時，在鋼中與硫(S)結(jié)合而形成MnS內(nèi)含物，從而防止鋼板坯產(chǎn)生熱裂。錳(Mn)的添加量未達(dá)到1.50重量比時，很難阻礙奧氏體相變?yōu)橹楣怏w (pearlite)，而錳(Mn)的添加量超過2. 0重量比時，會明顯地提高鋼板的價格，同時也會降 低焊接性、成形性和電鍍性。因此，優(yōu)選地，本發(fā)明將錳(Mn)的含量限制在1. 50 2. 00重 量比范圍內(nèi)。-鉻(Cr):0· 1 0. 2 重量比鉻(Cr)是通過提高淬透性來有效地形成穩(wěn)定低溫相變狀態(tài)的元素。鉻(Cr)元素 還可以使碳化物細(xì)化、使球體的形成速度減緩、抑制晶粒擴(kuò)大、增強(qiáng)鐵素體性能等。除此之 外，還可以在焊接時有效地抑制熱影響區(qū)(HAZ)的軟化。鉻(Cr)的添加量未達(dá)到0. 1重量比時，由于與碳(C)之間的結(jié)合過少，很難實(shí)施 再固溶。鉻(Cr)的添加量超過0.2重量比時，熱影響區(qū)的硬度會過高。因此，優(yōu)選地，本發(fā) 明將鉻(Cr)的添加量限制在0. 10 0. 20重量比范圍內(nèi)。-鋁(Al)0. 03 0. 50 重量比鋁(Al)用于脫氧，是一種與硅(Si) —樣用于抑制滲碳體的沉析且穩(wěn)定奧氏體的 元素。由于該元素可以使熱軋鋼卷的晶界和碳化物細(xì)化，并且可以將鋼中不需要的固溶氮 (N)沉析成A1N，因此可以提高鋼板強(qiáng)度。鋁(Al)的添加量未達(dá)到0. 03重量比時，不能起到穩(wěn)定奧氏體的效果。如果鋁(Al) 的添加量超過0. 50重量比，在制造鋼板時會發(fā)生噴嘴堵塞的問題，且在鑄造時由于Al氧化 物等會產(chǎn)生熱脆，從而導(dǎo)致產(chǎn)生龜裂且降低了延展性。因此，優(yōu)選地，本發(fā)明將鋁(Al)的含量限制在0.03 0.50重量比范圍內(nèi)，以便在 高溫區(qū)域內(nèi)產(chǎn)生晶界隔離。-磷(P)0. 03重量比及以下磷(P)通過強(qiáng)化固溶提高強(qiáng)度。如果與Si同時添加，在實(shí)施退火的過程中維持640 820°C時，可以抑制滲碳體的沉析且促進(jìn)奧氏體內(nèi)碳的增多。該元素要添加0. 03重 量比及以下。此時，上述“以下”表示存在最少添加量，意指“超過0”。磷⑵的含量超過0.03 重量比時，會引起是否需要2次加工的問題，且降低鍍鋅的粘附性和合金特性。因此，本發(fā) 明將磷(P)的含量限制在0.03重量比及以下。-鉬(Mo)0. 10 0. 20 重量比鉬(Mo)在熱軋之后的冷卻過程中實(shí)施復(fù)合沉析。由于熔融溫度低，因此加入鉬可 以使得與鉬結(jié)合在一起的碳再次熔融并在退火的過程中再次溶解于復(fù)合沉淀物中。鉬(Mo) 可以使鐵素體晶粒細(xì)化的同時，在雙相區(qū)域形成鐵素體晶界，并且在穩(wěn)定區(qū)域內(nèi)形成增多 了的馬氏體，從而形成活動的位錯。而且，鉬可以通過使晶粒細(xì)化的過程中對于強(qiáng)度的形成 產(chǎn)生影響，從而即使使晶粒細(xì)化，也不會降低延展性，同時可以保證強(qiáng)度。因此，鉬(Mo)的含量未達(dá)到0. 10重量比時，不會產(chǎn)生上述效果。鉬(Mo)的含量 超過0. 20重量比時，不僅制造費(fèi)用變高，還給鑄造帶來阻礙。-鈮(Nb):0· 02 0. 04 重量比鈮(Nb)用于熱軋和冷軋之后實(shí)施退火過程中進(jìn)行再熔解，使得與鈮(Nb)結(jié)合的 碳再次溶解在復(fù)合沉析物中，從而使晶粒細(xì)化且通過形成復(fù)合沉析物而形成馬氏體。因此，鈮(Nb)的含量低于0. 02重量比時不能取得上述效果。鈮(Nb)的含量超過
0.04重量比時，制造費(fèi)用變高且馬氏體的形成率低于復(fù)合碳化物的形成率，在制造雙相鋼 時會面臨阻礙。-硼(B):0. 005重量比及以下硼(B)是形成馬氏體的元素，該元素添加少量也可以提高淬透性。此時，上述“以 下”表示存在最少添加量，意指“超過0”。因此，如果硼(B)的含量超過0.005重量比，則會形成大量馬氏體，從而很難確保 所期望的延展性。具有上述組分的鋼板坯通過先煉鋼準(zhǔn)備出熔融鋼然后再通過鑄錠或者連續(xù)鑄造 而成。通過熱軋工序、盤繞工序、冷軋工序、退火工序及熱浸鍍鋅工序?qū)⑸鲜鲣摪迮髦谱鞒?具有目標(biāo)特性的鋼板。以下具體說明各個工序應(yīng)具備的制造條件。熱軋工序熱軋上述鋼板坯時，首先，優(yōu)選地，將鋼板坯在1150 1250°C溫度環(huán)境下再加熱
1.5 3. 5小時。完成熱軋的溫度要達(dá)到Ar3變形溫度以下。完成熱軋之后，通過冷卻使熱軋組織 細(xì)化。這里，優(yōu)選地，當(dāng)在Ar3變形溫度或以下完成熱軋時，以本發(fā)明適用的完成熱軋溫度 910°C為準(zhǔn)，介于800 900°C溫度范圍之內(nèi)。而且，優(yōu)選地，分成5個階段(pass)實(shí)施。如果完成軋鋼的溫度低，熱軋會在奧氏體區(qū)域或更小的區(qū)域內(nèi)完成，從而由于晶 粒的非對稱使得拉拔性能降低。因此，需要以適當(dāng)?shù)能堜摐囟葘?shí)施熱軋以獲得超細(xì)的熱軋組 織。熱軋之后，優(yōu)選地，使用高壓除鱗裝置或者采用性能較強(qiáng)的酸進(jìn)行酸洗從而為表面除鱗。盤繞工序本發(fā)明在550 650°C溫度環(huán)境下盤繞上述熱軋鋼板，且在盤繞狀態(tài)下平穩(wěn)地形 成碳化物來最大限度降低固溶碳且沉析A1N，從而使固溶氮的形成達(dá)到最小化。所述盤繞溫度是實(shí)施冷軋及再結(jié)晶熱處理之后取得最佳機(jī)械性物理特性的溫度。該盤繞溫度低于 550°C時，由于貝氏體或者馬氏體組織，很難實(shí)施冷軋。而該盤繞溫度超過650°C時，由于最 終超細(xì)組織變粗糙，很難制造出高強(qiáng)度鋼板。冷軋工序本發(fā)明將上述熱軋鋼卷展開并進(jìn)行酸洗之后實(shí)施冷軋。此時，優(yōu)選地，將冷軋沖壓 率設(shè)定為50 80%。冷軋改變熱軋組織，而其變形能量將成為再結(jié)晶過程的能量。冷軋 沖壓率未達(dá)到50%時，上述變形效果不顯著，而冷軋沖壓率高于80%時，很難實(shí)施冷軋。而 且，在實(shí)施軋鋼的過程中，從熱軋鋼卷分離出復(fù)合沉析物且在再結(jié)晶初始過程進(jìn)一步提高 集合組織結(jié)構(gòu)的性能。因此，可能會降低拉伸性能，使鋼板的邊緣出現(xiàn)龜裂，出現(xiàn)鋼板破裂 的可能性增高。因此，優(yōu)選地，本發(fā)明將沖壓率限制在50 80%范圍內(nèi)。退火熱處理及熱浸鍍鋅工序本發(fā)明實(shí)施冷軋之后，對于已軋鋼的鋼板實(shí)施再結(jié)晶退火處理。此時，優(yōu)選地，在 連續(xù)退火生產(chǎn)線上(CAL Continuous Annealing Line)實(shí)施退火。這里，連續(xù)退火生產(chǎn)線 可以是包括連續(xù)鍍鋅生產(chǎn)線(CGL Continuous Galvanizing Line)或者連續(xù)立式鍍鋅生產(chǎn) 線(CVGL :Continuous Vertical Galvanizing Line)的復(fù)合生產(chǎn)線。退火通過提高再結(jié)晶和晶粒的性能來提高組織結(jié)構(gòu)的性能，從而提高拉伸性能， 同時通過對超細(xì)的復(fù)合沉析物再熔融進(jìn)而分離出固溶碳。退火熱處理在Acl變形溫度和 Ac3變形溫度之間的某一溫度下實(shí)施，從而形成具有鐵素體和奧氏體的雙相結(jié)構(gòu)。符合以上條件的連續(xù)退火步驟包括以10 20°C /sec的加熱速度加熱到750 850°C為止且退火處理100 110秒的步驟、在實(shí)施退火的過程中以3 15°C /sec的冷卻 速度冷卻到460 540°C的步驟以及在上述460 540°C溫度環(huán)境下實(shí)施100 200秒過 時效處理的步驟。其次，實(shí)施退火熱處理工序之后，還可以實(shí)施熱浸鍍鋅工序。優(yōu)選地，該步驟在 480 560°C溫度環(huán)境下實(shí)施為宜。上述連續(xù)退火步驟的合金化度(Fe% )只有在480 560°C熱浸鍍鋅溫度范圍內(nèi) 才能達(dá)到8 15%范圍。此時，合金化時間要限制在2分鐘以內(nèi)。合金化時間超過2分鐘時，貝氏體或者碳化物的過量沉析會降低物理特性。合金 化度(Fe% )未達(dá)到8%時會失去熱浸鍍鋅工序的實(shí)施意義。如果合金化度超過15 %，加工時會出現(xiàn)粉末化(Powdering)和剝落情況 (Flaking)變嚴(yán)重的現(xiàn)象。如上所述，優(yōu)選地，將本發(fā)明連續(xù)退火步驟的實(shí)施速度(LineSpeed ；L/S)設(shè)定在 80 200mpm范圍內(nèi)。實(shí)施連續(xù)退火步驟的速度未達(dá)到SOmpm時，由于制造速度過于緩慢很 難形成馬氏體，而實(shí)施連續(xù)退火步驟的速度超過200mpm時，由于制造速度過塊，實(shí)施熱浸 鍍鋅之后進(jìn)行加熱時，Zn-Fe的擴(kuò)散狀態(tài)不良。而且，由于可以通過一個生產(chǎn)線中完成連續(xù)退火和熱浸鍍鋅(CAL/CGL)，因此控制 熱處理時間和溫度的復(fù)合步驟實(shí)施起來更容易。以下進(jìn)一步詳細(xì)說明上述工序中退火工序。首先，用SS(SoakingSecti0n)表示 實(shí)施退火工序的步驟，用SPM(Skin Pass Mill)表示實(shí)施平整軋制的工序，用GJS(Gas Jet Section)表示1次冷卻工序步驟，用RQS(Roll Quenching Section)表示2次冷卻工序步驟，用OAS (OverAging Section)表示過時效處理步驟，用GA (Galvannealed)表示熱浸鍍鋅步驟。經(jīng)過上述步驟制造出鍍鋅粘附性及表面特性優(yōu)秀且鋼鐵組織中馬氏體的體積率 介于5 20%范圍并具有440 590Mpa級別抗拉強(qiáng)度(TS)、28 32%延伸率(El)及 0. 15 0. 2Ri值等優(yōu)異特性的雙相鋼合金化熱浸鍍鋅鋼板。以下將通過上述工序得到的由雙相鋼板制成的經(jīng)退火的鋼板以及經(jīng)熱浸鍍鋅的
鋼板稱作“熱處理鋼板”。表1列出了本發(fā)明熱處理材料的化學(xué)成分特性。
權(quán)利要求
1. 一種雙相鋼板，其特征在于，該雙相鋼板作為汽車外板及內(nèi)板材料，包括的組分及相 應(yīng)的重量比為 C 0. 05 0. 10、Si 0. 03 0. 50、Mn 1. 50 2. 00、P :0 0. 03 (不包括 0)、S :0 0. 003 (不包括 0)、A1 0. 03 0. 50,Cr 0. 1 0. 2、Mo 0. 1 0. 20,Nb 0. 02 0. 04、B :0 0. 005 (不包括0)、N :0 0. 01 (不包括0)、其余Fe以及其它必需不純物；該 雙相鋼板的抗拉強(qiáng)度為440 590Mpa，且主相是鐵素體，第二相是容積比為5 20%的馬 氏體，且內(nèi)含容積比為0%以上(不包括0)且5%以內(nèi)的貝氏體。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的雙相鋼板，其特征在于，所述雙相鋼板的屈服應(yīng)力是270Mpa 及以上。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的雙相鋼板，其特征在于，所述雙相鋼板的延伸率是28%及以上。
4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的雙相鋼板，其特征在于，所述雙相鋼板的加工硬化指數(shù)介于 0. 15 0. 20范圍之內(nèi)。
5.根據(jù)權(quán)利要求1所述的雙相鋼板，其特征在于，所述雙相鋼板的Ri值介于1.0 2. 0 范圍之內(nèi)。
6.一種雙相鋼板制造方法，其特征在于制造汽車的外板及內(nèi)板材料，包括重新加熱 由C 0. 05 0. 10重量比、Si 0. 03 0. 50重量比、Mn 1. 50 2. 00重量比、P 0 0. 03 重量比(不包括0)、S :0 0. 003重量比(不包括0)、A1 0. 03 0. 50重量比、Cr 0. 1 0. 2重量比、Mo 0. 1 0. 20重量比、Nb 0. 02 0. 04重量比、B 0. 005重量比以下、N 0 0.01重量比(不包括0)、其余Fe以及其它必需不純物組成的鋼板坯的步驟、對所述鋼板坯 實(shí)施熱軋而形成熱軋鋼卷的步驟、盤繞所述熱軋鋼板而形成熱軋鋼卷的步驟、盤繞所述熱 軋鋼卷且實(shí)施酸洗及冷軋而形成冷軋鋼板的步驟以及退火熱處理所述冷軋鋼板而形成具 備雙相的退火鋼板的步驟；所述退火熱處理在連續(xù)退火步驟實(shí)施，而所述連續(xù)退火步驟以 10 20°C /sec的加熱速度加熱到750 850°C且退火100 110秒的步驟、實(shí)施退火之后 立即以3 15°C /sec的冷卻速度冷卻到460 540°C的步驟以及在上述460 540°C溫度 環(huán)境下實(shí)施100 200秒過時效處理的步驟。
7.根據(jù)權(quán)利要求6所述的雙相鋼板制造方法，其特征在于，所述鋼板坯通過澆鑄或者 連續(xù)鑄造煉鋼工序中的溶鋼制造后所述鋼錠而成。
8.根據(jù)權(quán)利要求6所述的雙相鋼板制造方法，其特征在于，所述再加熱步驟在1150 1250°C溫度環(huán)境下維持1. 5 3. 5小時。
9.根據(jù)權(quán)利要求6所述的雙相鋼板制造方法，其特征在于，所述熱軋步驟在800 900°C溫度范圍內(nèi)分成5個階段實(shí)施。
10.根據(jù)權(quán)利要求6所述的雙相鋼板制造方法，其特征在于，所述盤繞溫度介于550 650°C溫度范圍之內(nèi)。
11.根據(jù)權(quán)利要求6所述的雙相鋼板制造方法，其特征在于，所述冷軋步驟的沖壓率介 于50 80%范圍之內(nèi)。
12.根據(jù)權(quán)利要求6所述的雙相鋼板制造方法，其特征在于，實(shí)施所述退火熱處理之 后，在480 560°C溫度環(huán)境下還實(shí)施熱浸鍍鋅工序。
13.根據(jù)權(quán)利要求6所述的雙相鋼板制造方法，其特征在于，所述雙相鋼板制造方法實(shí) 施所述連續(xù)退火步驟的速度以80 200mpm為準(zhǔn)。
全文摘要
本發(fā)明涉及一種具有雙相且成形性、烘烤硬化性、耐沖擊性強(qiáng)以及Ri值高、噴涂特性優(yōu)秀的高強(qiáng)度雙相鋼板及其制造方法，該雙相鋼板包括C0.05～0.10重量比、Si0.03～0.50重量比、Mn1.50～2.00重量比、P～0.03重量比(不包括0)、S0～0.003重量比(不包括0)、Al0.03～0.50重量比、Cr0.1～0.2重量比、Mo0.1～0.20重量比、Nb0.02～0.04重量比、B0～0.005重量比(不包括0)、N0～0.01重量比(不包括0)、其余Fe以及其它必需不純物組成，且實(shí)施冷軋之后進(jìn)行熱處理及熱浸鍍鋅。
文檔編號C22C38/38GK102002639SQ20101020836
公開日2011年4月6日 申請日期2010年6月24日 優(yōu)先權(quán)日2009年8月31日
發(fā)明者吳鉉云, 文萬彬, 樸振圣, 林熙重, 金東垠 申請人:現(xiàn)代Hysco株式會社