本發(fā)明涉及一種用于建筑材料、汽車、火車等運(yùn)輸工具的高強(qiáng)度鋼板，更具體地，涉及一種延展性優(yōu)異的高強(qiáng)度冷軋鋼板、熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法。

背景技術(shù)：

為了通過減小鋼板的厚度來實(shí)現(xiàn)用于建筑材料、汽車、火車等交通工具的結(jié)構(gòu)件的輕量化，正在廣泛進(jìn)行旨在提高現(xiàn)有鋼材強(qiáng)度的努力。然而，發(fā)現(xiàn)提高現(xiàn)有鋼板的強(qiáng)度時(shí)延展性相對(duì)降低。

因此，廣泛地進(jìn)行了改善強(qiáng)度與延展性之間的關(guān)系的研究，結(jié)果，開發(fā)出了利用低溫組織的馬氏體、貝氏體以及殘余奧氏體相的組織轉(zhuǎn)變鋼并被應(yīng)用。

組織轉(zhuǎn)變鋼分為所謂的雙相(dp，dualphase)鋼、相變誘導(dǎo)塑性(trip，transformationinducedplasticity)鋼、復(fù)相(cp，complexphase)鋼等，這些鋼根據(jù)母相和第二相的種類和分率，具有不同的機(jī)械性質(zhì)，即拉伸強(qiáng)度和延伸率的水平不同，尤其，含有殘余奧氏體的trip鋼具有最高的拉伸強(qiáng)度和延伸率的平衡值(ts×ei)。

在如上所述的組織轉(zhuǎn)變剛中，cp鋼相比其他類型的鋼，具有低延伸率，因此只能用于輥壓成型等簡(jiǎn)單加工，具有高延展性的dp鋼和trip鋼用于冷壓成型等。

除了上述的組織轉(zhuǎn)變鋼以外，還有鋼中添加大量的碳(c)和錳(mn)而鋼的微細(xì)組織由單相奧氏體形成的孿生誘導(dǎo)塑性(twip)鋼(專利文獻(xiàn)1)，所述twip鋼的拉伸強(qiáng)度和延伸率的平衡值(ts×ei)為50,000mpa％以上，顯示出非常優(yōu)異的材質(zhì)特性。

然而，為了制造所述twip鋼，當(dāng)c的含量為0.4重量％時(shí)，要求mn含量為約25重量％以上，當(dāng)c的含量為0.6重量％時(shí)，要求mn的含量為約20重量％以上，若不滿足上述條件，則不能穩(wěn)定地確保在母相中引起孿晶(twinning)現(xiàn)象的奧氏體相，形成大大降低加工性的具有hcp結(jié)構(gòu)的ε馬氏體(ε)和具有bct結(jié)構(gòu)的馬氏體(α')，因此需要添加大量的奧氏體穩(wěn)定化元素，使奧氏體在常溫下處于穩(wěn)定狀態(tài)。如上所述，添加大量的合金成分的twip鋼，因合金成分引起的問題，難以進(jìn)行鑄造、軋制等工藝，而且在經(jīng)濟(jì)上會(huì)增加制造成本。

因此，近年來，開發(fā)了一種所謂的第三代鋼或超高強(qiáng)度鋼(x-ahss，extraadvancedhighstrengthsteel)，所述鋼的延展性高于作為所述組織轉(zhuǎn)變鋼的dp鋼和trip鋼，低于twip鋼，但是制造成本低，但是到目前為止還沒有取得明顯的成果。

作為一例，在專利文獻(xiàn)2中公開了一種作為主要組織形成殘余奧氏體和馬氏體的方法淬火配分工藝(q&p，quenchingandpartitioningprocess)，根據(jù)使用該方法的報(bào)告(非專利文獻(xiàn)1)，可以確認(rèn)當(dāng)碳的含量低而0.2％的程度時(shí)，屈服強(qiáng)度降低到約400mpa，而且最終產(chǎn)品只能獲得與現(xiàn)有trip鋼類似的延伸率。

此外，雖然獲得了通過增加碳和錳的合金量來大幅提高屈服強(qiáng)度的方法，但是在這種情況下，可能出現(xiàn)因過量添加合金成分而導(dǎo)致焊接性降低的問題。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

(專利文獻(xiàn)1)韓國(guó)公開專利公報(bào)第1994-0002370號(hào)

(專利文獻(xiàn)2)美國(guó)公開公報(bào)第2006-0011274號(hào)

(非專利文獻(xiàn)1)isijinternational，vol.51，2011，p.137-144

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

(一)要解決的技術(shù)問題

本發(fā)明的一個(gè)方面，其目的在于提供一種與現(xiàn)有的twip鋼相比能夠降低合金成本，并且具有更優(yōu)異的延展性的冷軋鋼板、利用所述冷軋鋼板來制造的熱浸鍍鋅鋼板、合金化熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法。

(二)技術(shù)方案

本發(fā)明的一個(gè)方面提供一種延展性優(yōu)異的高強(qiáng)度冷軋鋼板，包括：按重量％計(jì)，碳(c)：0.1～0.3％、硅(si)：0.1～2.0％、鋁(al)：0.005～1.5％、錳(mn)：1.5～3.0％、磷(p)：0.04％以下(0％除外)、硫(s)：0.015％以下(0％除外)、氮(n)：0.02％以下(0％除外)、余量fe以及不可避免的雜質(zhì)，所述si與al之和(si+al，重量％)滿足1.0％以上，微細(xì)組織，按面積分?jǐn)?shù)計(jì)，包括：5％以下的多邊形鐵素體，其短軸與長(zhǎng)軸之比超過0.4；70％以下的針狀鐵素體，其短軸與長(zhǎng)軸之比為0.4以下；25％以下(0％除外)的針狀殘余奧氏體；以及余量馬氏體。

本發(fā)明的另一個(gè)方面提供一種通過對(duì)所述冷軋鋼板進(jìn)行熱浸鍍鋅處理的熱浸鍍鋅鋼板和通過對(duì)所述熱浸鍍鋅鋼板進(jìn)行合金化熱處理的合金化熱浸鍍鋅鋼板。

本發(fā)明的另一個(gè)方面提供一種延展性優(yōu)異的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其包括以下步驟：在1000～1300℃溫度下對(duì)滿足上述組成成分的鋼坯進(jìn)行再加熱；在800～950℃溫度下對(duì)再加熱的所述鋼坯進(jìn)行熱精軋來制造熱軋鋼板；在750℃以下的溫度下收卷所述熱軋鋼板；對(duì)收卷的所述熱軋鋼板進(jìn)行冷軋來制造冷軋鋼板；第一次退火，在ac3以上的溫度下進(jìn)行退火并冷卻所述冷軋鋼板；以及第二次退火，在所述第一次退火后，將所述冷軋鋼板加熱并保持在ac1～ac3的溫度，并以20℃/s以上的冷卻速度冷卻至ms～mf，然后再加熱至ms以上并保持1秒以上后進(jìn)行冷卻。

本發(fā)明的另一個(gè)方面提供一種熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其除了包括上述的制造方法外還包括熱浸鍍鋅步驟；以及一種合金化熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其除了包括所述熱浸鍍鋅鋼板的制造方法外還包括合金化熱處理步驟。

(三)有益效果

根據(jù)本發(fā)明，可以提供一種相比現(xiàn)有的dp鋼或trip鋼等高延展性組織轉(zhuǎn)變鋼以及經(jīng)過q&p(quenching&partitioning)熱處理的q&p鋼，具有優(yōu)異的延展性的拉伸強(qiáng)度為780mpa以上的高強(qiáng)度冷軋鋼板、熱浸鍍鋅鋼板以及合金化熱浸鍍鋅鋼板。

此外，根據(jù)本發(fā)明的冷軋鋼板具有在建筑構(gòu)件、汽車鋼板等工業(yè)領(lǐng)域中實(shí)用性高的優(yōu)點(diǎn)。

附圖說明

圖1是示出本發(fā)明的退火工藝的一個(gè)例子的圖(圖1(b)的虛線表示合金化熱浸鍍時(shí)的熱歷史記錄)。

圖2是示出根據(jù)最終退火之前的微細(xì)組織在退火溫度下的保持期間奧氏體轉(zhuǎn)變速度的差異的圖。

圖3是觀察通過現(xiàn)有的q&p熱處理來制造的冷軋鋼板(比較例6)的微細(xì)組織的照片。

圖4是觀察通過本發(fā)明制造的冷軋鋼板(發(fā)明例12)的微細(xì)組織的照片。

最佳實(shí)施方式

本發(fā)明人對(duì)改善通過現(xiàn)有的淬火配分(q&p，quenching&partitioning)熱處理制造的高延展性、高強(qiáng)度鋼的低延展性的方案進(jìn)行了深入的研究，結(jié)果確認(rèn)，通過控制q&p熱處理前的初始組織，能夠改善最終q&p熱處理后組織的微細(xì)化及最終產(chǎn)品的物理性質(zhì)，并完成了本發(fā)明。

下面將對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)的說明。

本發(fā)明的一個(gè)方面的延展性優(yōu)異的高強(qiáng)度冷軋鋼板，包括：碳(c)：0.1～0.3％、硅(si)：0.1～2.0％、鋁(al)：0.005～1.5％、錳(mn)：1.5～3.0％、磷(p)：0.04％以下(0％除外)、硫(s)：0.015％以下(0％除外)、氮(n)：0.02％以下(0％除外)、余量fe以及不可避免的雜質(zhì)，所述si與al之和(si+al，重量％)優(yōu)選滿足1.0％以上。

以下將詳細(xì)說明如上所述限制本發(fā)明中提供的冷軋鋼板的合金成分組成的原因。此時(shí)，除非另有說明，各成分的含量是指重量％。

c：0.1～0.3％

碳(c)是強(qiáng)化鋼的有效元素，在本發(fā)明中為了使殘余奧氏體的穩(wěn)定化及確保強(qiáng)度而添加的重要元素。為了獲得所述效果，優(yōu)選添加0.1％以上的c，但是當(dāng)其含量超過0.3％時(shí)，會(huì)導(dǎo)致增加鋼坯缺陷的風(fēng)險(xiǎn)，并且顯著降低焊接性。因此，在本發(fā)明中，將c的含量?jī)?yōu)選限制為0.1～0.3％。

si：0.1～2.0％

硅(si)是抑制碳化物在鐵素體內(nèi)析出，促使鐵素體中含有的碳擴(kuò)散到奧氏體中，從而有助于殘余奧氏體的穩(wěn)定化的元素。為了獲得所述效果優(yōu)選添加0.1％以上的si，但當(dāng)其含量超過2.0％時(shí)，其熱軋和冷軋性顯著劣化，并且因?yàn)樵阡摫砻嫔闲纬裳趸?，?dǎo)致鍍覆性降低。因此，在本發(fā)明中，將si的含量?jī)?yōu)選限制為0.1～2.0％。

al：0.005～1.5％

鋁(al)是與鋼中含有的氧結(jié)合以起脫氧作用的元素，為此，優(yōu)選將al含量保持在0.005％以上。另外，al如同所述si，通過抑制鐵素體中的碳化物的生成，有助于殘余奧氏體的穩(wěn)定化。當(dāng)所述al的含量超過1.5％時(shí)，在鑄造時(shí)與保護(hù)渣(moldflux)反應(yīng)，難以制造正常的板坯，并且由于表面上同樣形成氧化物，會(huì)降低鍍覆性。因此，在本發(fā)明中，將al含量?jī)?yōu)選限制為0.005～1.5％。

如上所述，si和al都是有助于殘余奧氏體的穩(wěn)定化的元素，為了有效地實(shí)現(xiàn)所述效果，si與al的含量之和(si+al，重量％)優(yōu)選滿足1.0％以上。

mn：1.5～3.0％

錳(mn)是抑制鐵素體相變的同時(shí)對(duì)殘余奧氏體的形成和穩(wěn)定化有效的元素。當(dāng)所述mn的含量小于1.5％時(shí)，發(fā)生大量鐵素體相變，難以確保目標(biāo)強(qiáng)度，另一方面，當(dāng)mn的含量超過3.0％時(shí)，本發(fā)明的第二次退火熱處理步驟的相變延遲過長(zhǎng)，形成大量的馬氏體，從而難以確保所期望的延展性。因此，在本發(fā)明中，將mn的含量?jī)?yōu)選限制為1.5～3.0％。

p：0.04％以下(0％除外)

磷(p)是能夠獲得固溶強(qiáng)化效果的元素，但當(dāng)其含量超過0.04％時(shí)，焊接性降低，并且發(fā)生鋼的脆性(brittleness)的風(fēng)險(xiǎn)增加。因此，在本發(fā)明中，將p的含量?jī)?yōu)選限制為0.04％以下，更優(yōu)選為0.02％以下。

s：0.015％以下(0％除外)

硫(s)是鋼中不可避免地含有的雜質(zhì)元素，優(yōu)選盡量抑制其含量。雖然理論上將s的含量限制為0％比較有利，但是在制造工藝中不可避免地含有，因此重要的是控制好上限，當(dāng)其含量超過0.015％時(shí)，阻礙鋼板的延展性和焊接性的可能性很高。因此，在本發(fā)明中，將s的含量?jī)?yōu)選限制為0.015％以下。

n：0.02％以下(0％除外)

氮(n)是有效地穩(wěn)定奧氏體的元素，但是當(dāng)其含量超過0.02％時(shí)，發(fā)生鋼的脆性的風(fēng)險(xiǎn)增加，并且與al反應(yīng)而析出過量的aln，導(dǎo)致連鑄的質(zhì)量降低。因此，在本發(fā)明中，將n含量?jī)?yōu)選限制為0.02％以下。

為了提高強(qiáng)度，除了上述的成分以外，本發(fā)明的冷軋鋼板還可以包括ti、nb、v、zr及w中的一種以上。

ti：0.005～0.1％，nb：0.005～0.1％，v：0.005～0.1％，zr：0.005～0.1％以及w：0.005～0.5％中的一種以上。

鈦(ti)、鈮(nb)、釩(v)、鋯(zr)、鎢(w)是對(duì)鋼板的析出強(qiáng)化以及晶粒微細(xì)化有效的元素，當(dāng)其含量分別少于0.005％時(shí)，難以確保所述效果。但是，當(dāng)ti、nb、v及zr的含量超過0.1％且w的含量超過0.5％時(shí)，所述效果會(huì)飽和制造成本大大增加，并且由于形成過多的析出物，反而會(huì)導(dǎo)致其延展性大大降低。

此外，本發(fā)明的冷軋鋼板還可以包括mo、ni、cu和cr中的一種以上。

mo：1％以下(0％除外)、ni：1％以下(0％除外)、cu：0.5％以下(0％除外)及cr：1％以下(0％除外)中的一種以上。

鉬(mo)、鎳(ni)、銅(cu)和鉻(cr)是有助于殘余奧氏體的穩(wěn)定化的元素，這些元素與c、si、mn、al等元素復(fù)合作用而有助于奧氏體的穩(wěn)定化。當(dāng)這些元素中mo、ni和cr的含量超過1.0％且cu的含量超過0.5％時(shí)，制造成本過度增加，因此，優(yōu)選控制其含量不超過所述含量。

此外，添加cu時(shí)，在熱軋時(shí)可能會(huì)引發(fā)脆性，因此，更優(yōu)選的是cu與ni一起添加。

同時(shí)，本發(fā)明的冷軋鋼板還可以包括sb、ca、bi及b中的一種以上。

sb：0.04％以下(0％除外)、ca：0.01％以下(0％除外)、bi：0.1％以下(0％除外)及b：0.01％以下(0％除外)中的一種以上。

銻(sb)和鉍(bi)是通過阻礙如si和al等的表面氧化元素通過晶界偏析的移動(dòng)而有效改善鍍覆表面質(zhì)量的元素，當(dāng)sb的含量超過0.04％，bi的含量超過0.1％時(shí)，所述效果會(huì)飽和，因此，優(yōu)選添加0.04％以下的sb和0.1％以下的bi。

鈣(ca)是通過控制硫化物的形態(tài)而有利于提高加工性的元素，當(dāng)其含量超過0.01％時(shí)，所述效果會(huì)飽和，因此，優(yōu)選添加0.01％以下的ca。

硼(b)通過與mn和cr的復(fù)合效果提高淬透性，從而有效地抑制軟質(zhì)鐵素體在高溫下的相變，但是當(dāng)其含量超過0.01％時(shí)，在進(jìn)行鍍覆時(shí)，過量的b可能集中在鋼的表面，導(dǎo)致鍍覆粘附力劣化。因此，優(yōu)選添加0.01％以下的b。

本發(fā)明中其余的成分為鐵(fe)。然而，雜質(zhì)有可能在一般的鋼鐵制造過程中，從原料或周圍環(huán)境無意地被混入進(jìn)去，因此無法排除。對(duì)于一般的鋼鐵制造過程中的技術(shù)人員來說是能夠知曉所述雜質(zhì)，因此在本說明書中沒有特別地提及其全部?jī)?nèi)容。

優(yōu)選地，滿足所述成分組成的本發(fā)明的冷軋鋼板，作為微細(xì)組織，以面積分?jǐn)?shù)計(jì)，包含：5％以下的多邊形(polygonal)鐵素體，其短軸與長(zhǎng)軸之比超過0.4；70％以下(0％除外)的針狀(accicular)鐵素體，其短軸與長(zhǎng)軸之比為0.4以下；25％以下(0％除外)的針狀殘余奧氏體；以及余量馬氏體。

此時(shí)，優(yōu)選地，冷軋鋼板以面積分?jǐn)?shù)計(jì)包含：60％以上的所述針狀鐵素體和所述針狀殘余奧氏體的混合物；40％以下的所述馬氏體。如果所述針狀鐵素體與所述針狀殘余奧氏體的分?jǐn)?shù)之和小于60％，則馬氏體的分?jǐn)?shù)相對(duì)快速增加，有利于確保鋼的強(qiáng)度，但是無法確保足夠的延展性。

所述針狀鐵素體和所述針狀殘余奧氏體是本發(fā)明的主要組織，是有利于確保強(qiáng)度和延展性的組織。在本發(fā)明中，在后述的制造工藝中，因熱處理而包含部分馬氏體，因此，所述針狀鐵素體和所述針狀殘余奧氏體的分?jǐn)?shù)為兩相之和為95％以下。

尤其，所述針狀殘余奧氏體是有利地確保強(qiáng)度和延展性的平衡的必不可少的組織，當(dāng)其分?jǐn)?shù)過大而超過25％時(shí)，隨著碳分散和擴(kuò)散，殘余奧氏體不能充分穩(wěn)定。因此，在本發(fā)明中，針狀殘余奧氏體的分?jǐn)?shù)優(yōu)選滿足25％以下(0％除外)。

另外，在本發(fā)明中，所述針狀鐵素體是指包含在第二次退火熱處理時(shí)形成的貝氏體相的針狀鐵素體。更具體地，在本發(fā)明中，由鋼成分中的si和al，會(huì)形成與普通貝氏體不同的、未析出碳化物(carbide)的貝氏體相，實(shí)際上，未析出碳化物的貝氏體很難與針狀鐵素體區(qū)分開。在此，所述針狀鐵素體是在第二次退火熱處理的初始熱處理工藝中形成，未析出碳化物的所述貝氏體是在第二次退火熱處理的再加熱后的熱處理工藝中形成。

由于所述多邊形鐵素體起到降低鋼的屈服強(qiáng)度的作用，因此優(yōu)選限制在5％以下。

滿足上述的微細(xì)組織的本發(fā)明的冷軋鋼板的拉伸強(qiáng)度為750mpa以上，相比通過現(xiàn)有的q&p熱處理制造的鋼板能夠確保優(yōu)異的延展性。

另一方面，本發(fā)明的冷軋鋼板是通過后述的制造工藝制造，此時(shí)，第一次退火步驟之后的微細(xì)組織，即第二次退火步驟之前的微細(xì)組織優(yōu)選由面積分?jǐn)?shù)為90％以上的貝氏體和馬氏體構(gòu)成。

這是為了確保通過最終的第二次退火步驟制造的冷軋鋼板具有優(yōu)異的強(qiáng)度和延展性，如果在第一次退火步驟后確保的低溫組織相的面積分?jǐn)?shù)小于90％，則可能無法獲得如上所述的由鐵素體、殘余奧氏體及低溫組織相構(gòu)成的本發(fā)明的冷軋鋼板。

本發(fā)明的另一個(gè)方面的熱浸鍍鋅鋼板是在上述的本發(fā)明的冷軋鋼板上進(jìn)行熱浸鍍鋅處理而形成，包括熱浸鍍鋅層。

另外，本發(fā)明提供一種合金化熱浸鍍鋅鋼板，其通過對(duì)熱浸鍍鋅鋼板進(jìn)行合金化熱處理而形成，包括合金化熱浸鍍鋅層。

以下，將詳細(xì)說明根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)方面的冷軋鋼板的制造方法。

根據(jù)本發(fā)明的冷軋鋼板，可以通過對(duì)滿足本發(fā)明中提出的成分組成的鋼坯進(jìn)行再加熱-熱軋-收卷-冷軋-退火工藝來制造，下面將詳細(xì)說明所述每個(gè)工藝的條件。

(再加熱鋼坯)

在本發(fā)明中，在進(jìn)行熱軋之前，優(yōu)選實(shí)施對(duì)鋼坯進(jìn)行再加熱來進(jìn)行同質(zhì)化處理的工藝，更優(yōu)選所述工藝是在1000～1300℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行。

在進(jìn)行所述再加熱時(shí)，如果溫度低于1000℃，則導(dǎo)致急劇增加軋制負(fù)荷，相反，如果溫度高于1300℃，則不僅導(dǎo)致能量成本增加，而且會(huì)形成過多的表面氧化皮。因此，在本發(fā)明中，再加熱工藝是優(yōu)選在1000～～1300℃的溫度下進(jìn)行。

(熱軋)

將對(duì)再加熱的所述鋼坯進(jìn)行熱軋而制造熱軋鋼板，此時(shí)，熱精軋優(yōu)選在800～950℃的溫度下進(jìn)行。

在進(jìn)行所述熱精軋時(shí)，如果軋制溫度低于800℃，則導(dǎo)致軋制負(fù)荷大大增加而難以進(jìn)行軋制，相反，如果熱精軋溫度高于950℃，則導(dǎo)致軋輥的熱疲勞大大增加而降低其壽命。因此，在本發(fā)明中，熱軋時(shí)的熱精軋的溫度優(yōu)選限制為800～950℃。

(收卷)

將如上所述制造的熱軋鋼板進(jìn)行收卷，此時(shí)收卷溫度優(yōu)選為750℃以下。

當(dāng)收卷時(shí)的收卷溫度過高時(shí)，在熱軋鋼板的表面上會(huì)形成過多的氧化皮，引發(fā)表面缺陷，導(dǎo)致鍍覆性能劣化。因此，收卷工藝優(yōu)選在750℃以下進(jìn)行。此時(shí)，沒有特別限定收卷溫度的下限，但是考慮到基于馬氏體形成的熱軋鋼板的強(qiáng)度過度增加而難以進(jìn)行后續(xù)冷軋，收卷工藝優(yōu)選在ms(馬氏體相變開始溫度)～750℃下進(jìn)行。

(冷軋)

優(yōu)選地，將對(duì)收卷的所述熱軋鋼板進(jìn)行酸洗處理來除去氧化層，然后進(jìn)行冷軋以固定鋼板的形狀和厚度，由此制造冷軋鋼板。

通常，冷軋是為了確?？蛻羲蟮暮穸榷鴮?shí)施，此時(shí)，雖然對(duì)壓下率沒有做限制，但是為了抑制后續(xù)的退火工藝中的再結(jié)晶時(shí)生成粗大的鐵素體晶粒，優(yōu)選以25％以上的冷軋壓下率實(shí)施。

(退火)

本發(fā)明的目的是制造作為最終微細(xì)組織的主相包括短軸與長(zhǎng)軸之比為0.4以下的針狀鐵素體和針狀殘余奧氏體相的冷軋鋼板。為了得到所述冷軋鋼板，重要的是對(duì)后續(xù)的退火工藝進(jìn)行控制。尤其，本發(fā)明的特征在于，為了在退火時(shí)通過諸如碳和錳元素的再分配(partitioning)來確保目標(biāo)微細(xì)組織，在一般的冷軋之后，不進(jìn)行q&p連續(xù)退火工藝，而是通過如下所述的第一次退火來確保低溫組織，接著在進(jìn)行第二次退火時(shí)進(jìn)行q&p熱處理。

第一次退火

首先，優(yōu)選進(jìn)行將制造的所述冷軋鋼板以ac3以上的溫度進(jìn)行退火后進(jìn)行冷卻的第一次退火熱處理(參照?qǐng)D1(a))。

這是為了得到作為經(jīng)過第一次退火后的冷軋鋼板的微細(xì)組織的主相的面積分?jǐn)?shù)為90％以上的貝氏體和馬氏體，當(dāng)退火溫度達(dá)不到ac3時(shí)，形成大量的軟質(zhì)多邊形鐵素體，因此在后續(xù)的第二次退火熱處理時(shí)的兩相區(qū)域退火時(shí)，已形成的多邊形鐵素體導(dǎo)致獲得最終微細(xì)組織的效果降低。

第二次退火

在完成所述第一次退火熱處理后，優(yōu)選在ac1～ac3的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行加熱并保持后進(jìn)行冷卻的第二次退火熱處理(q&p熱處理)(參照?qǐng)D1(b))。

在本發(fā)明中，在ac1～ac3的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行加熱的目的是通過在退火時(shí)向奧氏體分配合金元素來確保奧氏體的穩(wěn)定性，在常溫下的最終微細(xì)組織中確保殘余奧氏體，從而可通過將冷軋鋼板加熱后保持其溫度來誘導(dǎo)在第一次退火熱處理后形成的低溫組織相(貝氏體和馬氏體)的逆轉(zhuǎn)變以及碳、錳等合金元素的再分配。此時(shí)的再分配稱為第一次再分配。

此時(shí)，為了保持合金元素的第一次再分配的時(shí)間，只要使合金元素向奧氏體充分?jǐn)U散即可，對(duì)其時(shí)間并沒有特別限制。但是，若保持時(shí)間過長(zhǎng)，則可能會(huì)導(dǎo)致生產(chǎn)性降低，并且再分配效果也會(huì)飽和，因此考慮到這些因素，優(yōu)選實(shí)施2分鐘以下。

如上所述，在完成合金元素的第一次再分配后，將冷軋鋼板冷卻至ms(馬氏體相變開始溫度)～mf(馬氏體相變結(jié)束溫度)的溫度范圍，然后優(yōu)選將其以ms以上的溫度下進(jìn)行再加熱，以重新誘導(dǎo)合金元素的再分配，將此時(shí)的再分配稱為第二次再分配。

在進(jìn)行所述冷卻時(shí)的平均冷卻速度優(yōu)選為20℃/s以上，這是為了在冷卻時(shí)抑制多邊形鐵素體的形成。

當(dāng)所述冷卻后進(jìn)行再加熱時(shí)的溫度超過500℃并保持長(zhǎng)時(shí)間時(shí)，奧氏體相會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，無法確保所需的微細(xì)組織。因此，優(yōu)選在再加熱時(shí)將冷軋鋼板加熱至500℃以下的溫度。但是，當(dāng)進(jìn)行熔融合金化熱處理時(shí)，冷軋鋼板不可避免地需要被加熱到超過500℃的溫度，并且1分鐘以內(nèi)進(jìn)行的熔融合金化熱處理不會(huì)大大降低所期望的物理性質(zhì)。

另一方面，為了抑制退火后進(jìn)行冷卻時(shí)的鋼板的蛇行，可以使鋼板退火后立即通過緩慢冷卻區(qū)間，但是在這樣的緩慢冷卻區(qū)間中，只有盡可能抑制多邊形鐵素體的轉(zhuǎn)變，才能確保本發(fā)明中所期望的微細(xì)組織和物理性質(zhì)。

在應(yīng)用本發(fā)明的退火工藝時(shí)，與以往的退火工藝即冷軋后進(jìn)行連續(xù)退火工藝的情況相比，向奧氏體的逆轉(zhuǎn)變速度增加，因此，不僅能夠減少退火時(shí)間，而且由于組織的微細(xì)化而有利于確保強(qiáng)度和延展性。

這可以通過圖2來確認(rèn)。圖2示出了在退火時(shí)的退火溫度保持期間，向奧氏體轉(zhuǎn)變的時(shí)間函數(shù)，并且可以看出，與使用現(xiàn)有的冷軋鋼板的連續(xù)退火工藝(紅線)相比，如本發(fā)明，在第一次退火步驟中確保低溫組織，并且進(jìn)行附加退火工藝(第二次退火步驟)時(shí)(綠線)，可以在更短的時(shí)間內(nèi)完成向奧氏體的轉(zhuǎn)變。

因此，本發(fā)明將在第一次退火步驟后形成的低溫組織在ac1～ac3溫度范圍內(nèi)進(jìn)行加熱并保持，以誘導(dǎo)快速逆轉(zhuǎn)變以及碳、錳等合金元素的第一次再分配，然后再次進(jìn)行冷卻、再加熱，誘導(dǎo)合金元素的第二次再分配，從而與通過現(xiàn)有的q&p熱處理獲得的組織相比，能夠確保微細(xì)的組織和優(yōu)異的延展性。

(鍍覆)

鍍覆鋼板可通過對(duì)經(jīng)過第一次和第二次退火熱處理的所述冷軋鋼板進(jìn)行鍍覆處理來制造。此時(shí)，優(yōu)選使用熱浸鍍覆法或合金化熱浸鍍覆法進(jìn)行鍍覆，并且由此形成的鍍覆層優(yōu)選為鋅基。

在使用所述熱浸鍍覆法時(shí)，將冷軋鋼板浸漬在鍍鋅浴中來制造熱浸鍍覆鋼板，在使用合金化熱浸鍍覆法時(shí)，對(duì)冷軋鋼板進(jìn)行通常的合金化熱浸鍍覆處理來制造合金化熱浸鍍覆鋼板。

下面，將通過實(shí)施例更具體地說明本發(fā)明。但是，需要注意的是，下述實(shí)施例僅僅是為了更具體地說明本發(fā)明而例示的，其并不限定本發(fā)明的權(quán)利范圍。本發(fā)明的權(quán)利范圍是根據(jù)權(quán)利要求書中記載的內(nèi)容和由此合理推導(dǎo)的內(nèi)容決定。

具體實(shí)施方式

(實(shí)施例)

將具有下表1所示的成分組成的熔融金屬通過真空熔煉制成厚度為90mm、寬度為175mm的鋼錠，之后將該鋼錠在1200℃下再加熱1小時(shí)以使其同質(zhì)化，然后在ar3以上的溫度的900℃以上的溫度下進(jìn)行熱精軋來制造熱軋鋼板。隨后，通過冷卻所述熱軋鋼板，投入到預(yù)先加熱至600℃的爐中并保持1小時(shí)，之后進(jìn)行爐冷來模擬熱軋收卷。將經(jīng)過熱軋的板材，以50％～60％的冷壓下率進(jìn)行冷軋，然后在下述表2的條件下進(jìn)行退火熱處理，制造最終冷軋鋼板。測(cè)定各冷軋鋼板的組織面積分?jǐn)?shù)、屈服強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度以及延伸率，將測(cè)定結(jié)果示于下述的表2。

表1

(在上述表1中，bs＝830-270c-90mn-37ni-70cr-83mo，ms＝539-423c-30.4mn-12.1cr-17.7ni-7.5mo，ac1＝723-10.7mn-16.9ni+29.1si+16.9cr+290as+6.38w，ac3＝910-203√c-15.2ni+44.7si+104v+31.5mo+13.1w-30mn-11cr-20cu+700p+400al+120as+400ti。其中，化學(xué)元素表示所添加的元素的重量％，bs表示貝氏體相變開始溫度，ms表示馬氏體相變開始溫度，ac1表示升溫時(shí)的奧氏體相變開始溫度，ac3表示升溫時(shí)的單相奧氏體熱處理開始溫度。)

表2

(在上述表2的最終退火前的組織中，‘m’表示馬氏體，‘b’表示貝氏體。并且，在組織面積分?jǐn)?shù)中，‘pf’表示多邊形鐵素體，‘lf’表示針狀形鐵素體，‘la’表示針狀形殘余奧氏體，并且‘m’包括在q&p熱處理時(shí)產(chǎn)生的回火(tempered)馬氏體和在最終冷卻過程中產(chǎn)生的新鮮(fresh)馬氏體。在這里，為了明確區(qū)分回火馬氏體和新鮮馬氏體，需要使用顯微鏡的精確觀察，因此在本實(shí)施例中統(tǒng)一表述。

并且，在所述表2中，在最終退火前的微細(xì)組織為‘冷軋組織’的實(shí)施例中，在冷軋后進(jìn)行最終退火(q&p熱處理)，并且在最終退火前的微細(xì)組織為‘m’或‘b’的實(shí)施例中，利用本發(fā)明提出的退火工藝，即第一退火步驟(用于確保低溫組織的熱處理工藝)。

并且，在所述表2中，冷卻溫度表示在最終退火(表示本發(fā)明的第二次退火步驟)時(shí)，在ms至mf的溫度范圍內(nèi)冷卻的溫度，再加熱溫度表示為了第二次再分配所提升的溫度。所述過時(shí)效溫度表示為‘無’的實(shí)施例是利用一般連續(xù)退火工藝的過時(shí)效處理的實(shí)施例。)

如所述表2所示，可以確認(rèn)，即使是具有相同的成分系的鋼種，與對(duì)冷軋組織進(jìn)行q&p熱處理的情況相比，在通過第一次退火轉(zhuǎn)變?yōu)榈蜏亟M織后進(jìn)行最終退火時(shí)，其延伸率提高。

如圖3和圖4所示，這是由于通過極大地抑制一般的q&p熱處理時(shí)形成的多邊形鐵素體的面積分?jǐn)?shù)的本發(fā)明的退火工藝，能夠確保針狀鐵素體和針狀殘余奧氏體。

另外，可以看出，即使利用本發(fā)明的退火工藝，在成分組成中碳的量不足時(shí)(比較鋼1)，難以確保目標(biāo)強(qiáng)度，并且在mn的含量過高時(shí)(比較鋼2和比較鋼3)，由于通過由過量的mn引起的相變的延遲而形成的大量馬氏體的相變，導(dǎo)致延展性大幅下降，確保了比較鋼的延展性水平。尤其，包含大量奧氏體區(qū)域膨脹元素mn的比較鋼3的情況，由于鐵素體和奧氏體共存的ac1和ac3的溫度范圍非常窄，因此難以確保退火加工性。

鑒于所述結(jié)果，根據(jù)本發(fā)明制造的冷軋鋼板可以確保780mpa以上的拉伸強(qiáng)度和優(yōu)異的延伸率，因此與通過現(xiàn)有的q&p熱處理工藝制造的鋼材相比，容易實(shí)施用于結(jié)構(gòu)件的冷成形。