擴孔率優(yōu)異的熱浸鍍鋅鋼板、合金化熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種擴孔率優(yōu)異的熱浸鍍鋅鋼板、合金化熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法。本發(fā)明涉及一種擴孔率優(yōu)異的熱浸鍍鋅鋼板，其為基礎鋼板的表面上形成有熱浸鍍鋅層的熱浸鍍鋅鋼板，其中，所述基礎鋼板，以重量％計，由碳(C)：0.02～0.08％、錳(Mn)：1.3～2.1％、硅(Si)：0.3％以下(0％除外)、鉻(Cr)：1.0％以下(0％除外)、磷(P)：0.1％以下(0％除外)、硫(S)：0.01％以下(0％除外)、氮(N)：0.01％以下(0％除外)、鋁(酸溶鋁(sol.Al))：0.02～0.06％、鉬(Mo)：0.2％以下(0％除外)、硼(B)：0.003％以下(0％除外)、余量Fe及其他不可避免的雜質(zhì)組成，所述基礎鋼板的微細組織，以面積％計，由90％以上的鐵素體、余量馬氏體以及由關系式1定義的3％以下的貝氏體組成，基礎鋼板的表層部的平均10μm以內(nèi)的基體組織內(nèi)的C+Mn濃度(a)與基礎鋼板厚度的1/4t位置處的基體組織內(nèi)的C+Mn濃度(b)的比例(a/b)為0.7以下。
【專利說明】
擴孔率優(yōu)異的熱浸媳巧鋼板、合金化熱浸媳巧鋼板及其制造 方法
技術領域
[0001] 本發(fā)明設及一種擴孔率優(yōu)異的熱浸鍛鋒鋼板等的制造，更詳細而言，設及一種由 于具有更優(yōu)異的擴孔率而能夠適用于汽車外板等的熱浸鍛鋒鋼板、合金化熱浸鍛鋒鋼板及 其制造方法。
【背景技術】
[0002] 隨著強調(diào)汽車的沖擊穩(wěn)定性規(guī)制和燃料效率的趨勢，積極使用高張力鋼，W同時 滿足汽車車身的輕量化及高強度化的需求。隨著運樣的趨勢，用于汽車外板的高強度鋼也 有所增加。目前，汽車外板大部分使用340MPa級烘烤硬化鋼，有一部分使用490MPa級鋼板， 此外，還有望使用590M化級鋼板。
[0003] 如此地，外板使用強度增加的鋼板時，雖然輕量化和耐沖擊性會提高，但是因其強 度增加而導致加工時的成形性差。不僅如此，擴孔率化ER)低時，不同加工部位的邊緣部位 經(jīng)常出現(xiàn)裂紋。因此，近年來，制造廠商要求擴孔率更優(yōu)異的鋼板，W外板使用高強度鋼的 同時彌補加工性不足。并且，用于汽車外板的鋼板應具有優(yōu)異的表面質(zhì)量，然而，由于運類 鋼板含有可硬化性、可氧化性元素(例如Si, Mn等似增加鋼板的強度，因此難W確保優(yōu)異的 鍛覆表面質(zhì)量。
[0004] 另外，為了適用于汽車的鋼板具有優(yōu)異的耐腐蝕性，因此，長期W來將具有優(yōu)異的 耐腐蝕性的熱浸鍛鋒鋼板用作汽車用鋼板。由于所述鋼板通過在相同的生產(chǎn)線上實施再結 晶退火和鍛覆的連續(xù)熱浸鍛鋒鍛覆設備來制造，因此具有可低成本制造耐腐蝕性高的 鋼板的優(yōu)點。并且，進行熱浸鍛鋒之后再次實施加熱處理的合金化熱浸鍛鋒鋼板具有優(yōu)異 的耐腐蝕性，同時焊接性或成形性也優(yōu)異，因此被廣泛使用。
[0005] 因此，為了實現(xiàn)汽車外板的輕量化W及提高加工性，需要開發(fā)成形性優(yōu)異的高張 力冷社鋼板，與此同時，也需要開發(fā)具有優(yōu)異的耐腐蝕性、焊接性W及成形性的高張力熱浸 鍛鋒鋼板。
[0006] 作為用于改善高張力鋼板的加工性的技術，在專利文獻1(日本公開專利公報第 2005-264176號）中公開了一種具有W馬氏體作為主相的復合組織的鋼板，并提出為了提高 加工性而在組織內(nèi)分散粒徑為1~lOOnm的微細的Cu析出物的高張力鋼板的制造方法。但 是，在所述專利文獻1中，為了析出微細的Cu粒子而需要添加2~5%的大量的Cu，運時會產(chǎn) 生化所帶來的紅脆性，并且制造成本過高。
[0007] 專利文獻2(日本公開專利公報第2004-292891號）中公開了一種復合組織鋼板及 改善所述鋼板的延展性和拉伸凸緣性的方法，其中，所述復合組織鋼板包含作為主相的鐵 素體、作為第二相的殘留奧氏體W及作為低溫轉變相的貝氏體和馬氏體。但是，所述專利文 獻2中，由于為了確保殘留奧氏體相而大量添加 Si和A1，因此難W確保鍛覆質(zhì)量，并且在煉 鋼及連鑄過程中難W確保表面質(zhì)量。并且，因相變誘發(fā)塑性而初始屈服強度(YS)高，因此具 有屈強比高的缺點。
[000引專利文獻3(韓國公開專利公報第2002-0073564號)公開了加工性優(yōu)異的高張力熱 浸鍛鋒鋼板的技術，即公開了一種包含軟質(zhì)鐵素體和硬質(zhì)馬氏體作為微細組織的鋼板及用 于改善其伸長率和r值(蘭克福特值;Lankford value)的制造方法。然而，該技術中，由于添 加大量的Si,因此難W確保優(yōu)異的鍛覆質(zhì)量，而且因添加了大量的Ti和Mo而導致制造成本 上升。
【發(fā)明內(nèi)容】
[0009] (一)要解決的技術問題
[0010] 因此，本發(fā)明是為了克服上述的現(xiàn)有技術的局限性而提出的，其目的在于，提供一 種適合用于汽車外板的鋼板的熱浸鍛鋒鋼板乃至合金化熱浸鍛鋒鋼板，所述鋼板是通過優(yōu) 化鋼的組成成分及制造工序來獲得，因此擴孔率優(yōu)異，并且拉伸強度為450~650MPa。
[0011] 并且，本發(fā)明的目的在于，提供一種所述熱浸鍛鋒鋼板的制造方法。
[0012] 然而，本發(fā)明所要解決的問題并不限定于W上所提到的問題，技術人員可W通過 W下記載的內(nèi)容明確理解沒有提到的其他問題。
[OOK](二很術方案
[0014]用于實現(xiàn)所述目的的本發(fā)明設及一種擴孔率優(yōu)異的熱浸鍛鋒鋼板，其為基礎鋼板 的表面上形成有熱浸鍛鋒層的熱浸鍛鋒鋼板，其中，所述基礎鋼板，W重量％計，由碳(C): 0.02 ~0.08%、儘(Mn): 1.3 ~2.1 %、娃(Si) :0.3% W 下（0% 除外）、銘(吐）：1.0% W 下（0% 除外）、憐(P):0.1%W下(0%除外）、硫(S):0.01%W下(0%除外）、氮(N):0.01%W下(0% 除外）、侶(酸溶侶（sol.Al)):0.02 ~0.06%、鋼(]?〇):0.2%^下(0%除外）、棚(8):0.003% W下（0%除外）、余量Fe及其他不可避免的雜質(zhì)組成，所述基礎鋼板的微細組織，W面積％ 計，由90% W上的鐵素體、余量馬氏體W及由W下關系式1定義的3% W下的貝氏體組成，基 礎鋼板的表層部的平均10皿W內(nèi)的基體組織內(nèi)的C+Mn濃度(a)與基礎鋼板厚度l/4t位置處 的基體組織內(nèi)的C+Mn濃度(b)的比例(a/b)為0.7 W下，
[00巧][關系式。
[0016] B( % ) = {BA/(FA+MA+BA)} X 100
[0017] (其中，fa表示鐵素體占有面積，BA表示貝氏體占有面積，MA表示馬氏體占有面 積。）
[0018] 優(yōu)選地，本發(fā)明中所述基礎鋼板的表層部的平均10皿W內(nèi)的基體組織中的馬氏體 面積分數(shù)(C)與基礎鋼板厚度l/4t位置處的馬氏體面積分數(shù)(d)的比例(c/d)為0.8W下。
[0019] 并且，優(yōu)選地，基礎鋼板的表層部的平均10皿W內(nèi)的馬氏體相內(nèi)的C+Mn的濃度(e) 與基礎鋼板厚度l/4t位置處的馬氏體相內(nèi)的C+Mn的濃度(f)的比例(6處)為0.95W下。
[0020] 并且，優(yōu)選地，基礎鋼板的表層部的平均lOwnW內(nèi)的鐵素體晶粒大小(g)與基礎鋼 板厚度l/4t位置處的鐵素體晶粒大小化)的比例(g/h)為1.2W上。
[0021] 并且，本發(fā)明設及一種擴孔率優(yōu)異的合金化熱浸鍛鋒鋼板，所述鋼板是通過對所 述熱浸鍛鋒層實施合金化處理來制造。
[0022] 并且，本發(fā)明設及一種擴孔率優(yōu)異的熱浸鍛鋒鋼板的制造方法，其包括W下工序： 準備具有上述的鋼組成成分的鋼巧，然后對所述鋼巧進行再加熱;在Ar3+50°C~950°C的溫 度范圍對所述經(jīng)過再加熱的鋼巧進行熱精社，然后在450~750 °C進行收卷；W40~80 %的 壓下率對所述收卷的熱社鋼板進行冷社，接著，將爐內(nèi)氛圍中的氨分壓對數(shù)l〇g(P肥0/PH2) 控制在-4.0《log(PH20/PH2)《-2.0，同時對所述冷社鋼板進行連續(xù)退火，在所述連續(xù)退火 過程中，對所述冷社鋼板進行一次升溫，W4°C/sW上的平均升溫速度升溫至560°C~680°C 的溫度范圍，接著進行二次升溫，W2°C/sW下的平均升溫速度升溫至760°C~850°C的溫度 范圍；對所述經(jīng)過連續(xù)退火的鋼板進行一次冷卻，W2~8°C/s的平均冷卻速度冷卻至630~ 670°C的溫度范圍，接著進行二次冷卻，W3~10°C/s的平均冷卻速度冷卻至Ms+20°C~Ms+ 50°C的溫度范圍；W及在440~480°C的溫度范圍對所述經(jīng)過二次冷卻的鋼板進行熱浸鍛鋒 處理，然后W 4 °C /s W上的平均冷卻速度冷卻至Ms-100°C W下的溫度。
[0023] 并且，本發(fā)明設及一種擴孔率優(yōu)異的合金化熱浸鍛鋒鋼板的制造方法，其包括W 下工序：準備具有上述的鋼組成成分的鋼巧，然后對所述鋼巧進行再加熱；在Ar3+50°C~ 950°C的溫度范圍對所述經(jīng)過再加熱的鋼巧進行熱精社，然后在450~750°C進行收卷；W40 ~80%的壓下率對所述收卷的熱社鋼板進行冷社，接著，將爐內(nèi)氛圍中的氨分壓對數(shù)log (PH20/PH2)控制在-4.0《log(P肥0/P肥）《-2.0，同時對所述冷社鋼板進行連續(xù)退火，在所 述連續(xù)退火過程中，對所述冷社鋼板進行一次升溫，W4°C/sW上的平均升溫速度升溫至 560°C~680°C的溫度范圍，接著進行二次升溫，W2°C/sW下的平均升溫速度升溫至760°C ~850°C的溫度范圍；對所述經(jīng)過連續(xù)退火的鋼板進行一次冷卻，W2~8°C/s的平均冷卻速 度冷卻至630~670°C的溫度范圍，接著進行二次冷卻，W3~10°C/s的平均冷卻速度冷卻至 Ms+20°C~Ms巧0°C的溫度范圍；W及在440~480°C的溫度范圍對所述經(jīng)過二次冷卻的鋼板 進行熱浸鍛鋒處理，然后實施合金化熱處理，接著進行冷卻，W4°C/sW上的平均冷卻速度 冷卻至Ms-100°CW下的溫度。
[0024] 優(yōu)選地，構成所述熱浸鍛鋒鋼板或合金化熱浸鍛鋒鋼板的基礎鋼板，其微細組織， W面積％計，由90% W上的鐵素體、余量馬氏體W及由W下關系式1定義的3% W下的貝氏 體組成，其表層部的平均lOwnW內(nèi)的基體組織內(nèi)的C+Mn濃度(a)與基礎鋼板厚度l/4t位置 處的基體組織內(nèi)的C+Mn濃度(b)的比例(a/b)為0.7 W下，
[002引[關系式。
[0026] B( % ) = {BA/(FA+MA+BA)} X 100
[0027] (其中，F(xiàn)A表示鐵素體占有面積，BA表示貝氏體占有面積，MA表示馬氏體占有面 積。）
[0028] 優(yōu)選地，構成所述熱浸鍛鋒鋼板或者合金化熱浸鍛鋒鋼板的基礎鋼板，其表層部 的平均10皿W內(nèi)的基體組織中的馬氏體面積分數(shù)k)與基礎鋼板厚度l/4t位置處的馬氏體 面積分數(shù)(d)的比例(c/d)為0.8W下。
[0029] 并且，優(yōu)選地，基礎鋼板的表層部的平均10皿W內(nèi)的馬氏體相內(nèi)的C+Mn的濃度(e) 與基礎鋼板厚度l/4t位置處的馬氏體相內(nèi)的C+Mn的濃度(f)的比例(6處)為0.95W下。
[0030] 并且，優(yōu)選地，基礎鋼板的表層部的平均lOwnW內(nèi)的鐵素體晶粒大小(g)與基礎鋼 板厚度l/4t位置處的鐵素體晶粒大小化)的比例(g/h)為1.2W上。
[0031] 優(yōu)選地，所述氨分壓對數(shù)log(PH20/PH2)滿足-3.0《1〇旨。肥0/?肥）《-2.5的范 圍。
[00創(chuàng)（立)有益效果
[0033]具有上述構成的本發(fā)明可W提供一種能夠同時確保優(yōu)異的強度和擴孔率的熱浸 鍛鋒鋼板乃至合金化熱浸鍛鋒鋼板，并且適合用于要求高加工性的汽車外板。
【附圖說明】
[0034] 圖1是示出本發(fā)明的一個實施例的構成熱浸鍛鋒鋼板的基礎鋼板的表層部與l/4t 位置處的C、Mn的濃度比的圖表。
[0035] 圖2是示出本發(fā)明的一個實施例的構成熱浸鍛鋒鋼板的基礎鋼板的表層部及中屯、 部（l/4t位置處）的C、Mn的濃度比（TEM)的圖表。
[0036] 圖3是示出本發(fā)明的一個實施例的熱浸鍛鋒鋼板中鍛覆層和基礎鋼板的組織的掃 描電子顯微鏡(SEM)照片。
[0037] 圖4是示出本發(fā)明的一個實施例的構成熱浸鍛鋒鋼板的基礎鋼板的表層部及中屯、 部（l/4t位置處）的馬氏體相內(nèi)的C、Mn的濃度比的圖表。
[0038] 優(yōu)選實施方式
[0039] 本發(fā)明人為了提供適合用于汽車外板的鋼板，對同時確保強度和擴孔率而可成形 性優(yōu)異的鋼板進行了深入的研究，其結果，本發(fā)明人確認通過優(yōu)化合金設計和制造條件，能 夠提供滿足所需要的物理性質(zhì)的復合組織鋼板，從而完成了本發(fā)明。
[0040] W下，對本發(fā)明進行詳細的說明。
[0041] 首先，對本發(fā)明的擴孔率化ER)優(yōu)異的熱浸鍛鋒鋼板或合金化熱浸鍛鋒鋼板進行 詳細的說明。
[0042] 本發(fā)明的熱浸鍛鋒鋼板，W重量％計，由碳（0:0.02~0.08%、儘(Mn ):1.3~ 2.1%、娃(51):0.3%^下(0%除外）、銘(吐）：1.0%^下(0%除外）、憐。）：0.1%^下(0% 除外）、硫(S):0.01%W下(0%除外）、氮(N):0.01%W下(0%除外）、酸溶侶（sol.Al):0.02 ~0.06%、鋼(Mo) :0.2% W下（0%除外）、棚(8):0.003% W下（0%除外）、余量Fe及其他不 可避免的雜質(zhì)組成。
[0043] 下面，對W如上所述的方式限制本發(fā)明的熱浸鍛鋒鋼板或合金化熱浸鍛鋒鋼板的 合金成分的理由進行詳細的說明。此時，除非另有說明，各成分的含量均指的是重量％。
[0044] C :0.02 ~0.08 %
[0045] 碳(C)是用于制造具有復合組織的鋼板的重要的成分，是形成二相組織之一的馬 氏體從而有利于確保強度的元素。通常，隨著C的含量增加，容易形成馬氏體，從而有利于制 造復合組織鋼，但是為了控制所意圖的強度和屈強比(YS/TS)，需要將碳的含量控制在適當 的水平。
[0046] 尤其是，隨著C的含量增加，在退火后進行冷卻時，同時出現(xiàn)貝氏體的相變，因此呈 現(xiàn)鋼的屈強比上升的傾向。在本發(fā)明中，重要的是盡可能使貝氏體的形成最少化，并且形成 適當水平的馬氏體，從而確保所目的的材質(zhì)特性。
[0047] 因此，優(yōu)選將C的含量優(yōu)選控制在0.02% W上。當C的含量小于0.02%時，難W確保 本發(fā)明中所目的的450MPa級的強度，并且難W形成適當水平的馬氏體。另一方面，當C的含 量大于0.08%時，在退火后進行冷卻時，促進晶界貝氏體的形成，從而屈服強度上升，由此 導致屈強比(YS/TS)升高，并且在加工汽車零部件時，容易產(chǎn)生彎曲和表面缺陷。因此，本發(fā) 明中優(yōu)選將C的含量控制在0.02~0.08 %，為了確保適當?shù)膹姸?，更?yōu)選將C的含量控制在 0.03 ~0.06%。
[0048] Mn :1.3 ~2.1 %
[0049] 儘(Mn)是提高具有復合組織的鋼板的澤硬性的元素，尤其是形成馬氏體的重要元 素?，F(xiàn)有的固溶強化鋼中，由于具有固溶強化效果，因此有效提高強度，并且將鋼中不可避 免地被添加的SWMnS的形式析出，從而起到進行熱社時抑制由S導致的板斷裂及高溫脆化 現(xiàn)象的重要作用。
[0050] 本發(fā)明中，優(yōu)選將所述Mn添加1.3% W上，當Mn的含量小于1.3%時，無法形成馬氏 體而難W制造復合組織鋼，另一方面，當含量大于2.1%時，形成過多的馬氏體而導致材質(zhì) 不穩(wěn)定，并且因組織內(nèi)形成Mn氧化物的帶(Mn-Band)而產(chǎn)生加工裂紋和板斷裂的危險性增 大。并且，退火時Mn氧化物溶出在表面上，從而大幅降低鍛覆性。因此，本發(fā)明中，優(yōu)選將Mn 的含量限制在1.3~2.1%，更優(yōu)選將Mn的含量限制在1.4~1.8%。
[0化1] Cr:1.0%W 下（0% 除外）
[0052] 銘(Cr)是具有與所述Mn類似的特性的成分，是為了提高鋼的澤硬性并確保高強度 而添加的元素。所述&有效促進馬氏體的形成，在熱社過程中形成諸如Cr23C6的粗大的&系 碳化物，從而將鋼中固溶的C含量析出至適當水平W下，從而抑制發(fā)生屈服延伸(YP-EI)而 有利于制造屈強比低的復合組織鋼的元素。并且，與強度上升相比，使伸長率的下降最小 化，從而有利于制造具有高延展性的復合組織鋼。
[0053] 本發(fā)明中，所述Cr通過提高澤硬性，使得馬氏體的形成變得容易，但是，當其含量 大于1.0%時，使馬氏體的形成比例過度地增加，導致強度和伸長率下降。因此，本發(fā)明中， 優(yōu)選將Cr的含量限制在1.0% W下，考慮到在制造過程中不可避免地被添加的量，將0%除 外。
[0化4] Si:0.3%W 下（0% 除外）
[0055] 通常，娃(Si)是在退火冷卻時形成適當水平的殘留奧氏體而大幅提高伸長率的元 素，但是，當C的含量達到0.6%程度的高含量時發(fā)揮其特性。并且，已知所述Si通過固溶強 化效果起到提高鋼的強度的作用，或者，在含量達到適當水平W上時，提高熱浸鍛鋒鋼板的 表面特性。
[0056] 本發(fā)明中，將所述Si的含量限制在0.3% W下(0%除外），運是為了確保強度W及 改善伸長率。但是，即使不添加所述Si,對確保物理性質(zhì)沒有太大問題，然而考慮到在制造 過程中不可避免地被添加的量，將0%除外。當Si的含量大于0.3%時，鍛覆表面特性會變 差，對形成復合組織鋼幾乎沒有效果。
[0化7] P:〇.l%W 下（0% 除外）
[0058] 鋼中的憐(P)是幾乎不破壞成形性的同時確保強度的最有利的元素，但是P的添加 量過高時，產(chǎn)生脆性破壞的可能性顯著增加，因此在熱社過程中板巧的板斷裂的可能性會 增加，并且起到降低鍛覆表面特性的作用。
[0059] 因此，本發(fā)明中將所述P的含量限制在0.1% W下，但是，考慮到在制造過程中不可 避免地被添加的量，將0 %除外。
[0060] S:0.01%w 下(0% 除外）
[0061] 硫(S)是鋼中的雜質(zhì)元素，是不可避免地被添加的元素，因此重要的是將其含量限 制在盡可能低。尤其是，由于鋼中的S有提高產(chǎn)生紅脆性的可能性，因此將其含量優(yōu)選控制 在0.01 % W下。但是，考慮到在制造過程中不可避免地被添加的量，將0%除外。
[0062] N:0.01%W 下(0% 除外）
[0063] 氮(N)是鋼中的雜質(zhì)元素，是不可避免地被添加的元素。重要的是將所述N的含量 限制在盡可能低，但是存在鋼的精煉費用會急劇上升的問題，因此將其含量優(yōu)選控制在能 夠進行加工工序的范圍即0.01% W下。但是，考慮到在制造過程中不可避免地被添加的量， 將0 %除外。
[0064] sol.Al:0.02 ~0.06%
[0065] 酸溶侶(sol.A1)是為了細化鋼的粒度W及實現(xiàn)脫氧而被添加的元素，當其含量小 于0.02%時，無法W通常的穩(wěn)定的狀態(tài)制造侶鎮(zhèn)靜(A1 Killed)鋼，另一方面，當其含量大 于0.06%時，由于具有晶粒細化效果而有利于提高強度，但在煉鋼的連鑄作業(yè)過程中因形 成過多的夾雜物而產(chǎn)生表面缺陷的可能性增大，而且導致制造成本上升。因此，優(yōu)選地，本 發(fā)明中將sol. A1的含量控制在0.02~0.06%。
[0066] M〇:0.2%W 下（0% 除外）
[0067] 鋼(Mo)是為了延遲奧氏體相變?yōu)殍F素體的同時細化鐵素體及提高強度而被添加 的元素。所述Mo具有提高鋼的澤硬性，并且在晶界(grain boundary)形成微細馬氏體而能 夠控制屈強比的優(yōu)點。但是，所述鋼是昂貴元素，其含量越高，越不利于制造。因此，優(yōu)選地， 對其含量進行適當?shù)目刂啤?br>[0068] 優(yōu)選地，為了獲得上述效果，最多添加至0.2%，當所述Mo的含量大于0.2%時，導 致合金成本的急劇上升而經(jīng)濟性下降且鋼的延展性反而降低。在本發(fā)明中Mo的最合適的水 平為0.05%，但即使不添加也能確保所目的的物理性質(zhì)。但是，考慮到在制造過程中不可避 免地被添加的量，將0 %除外。
[0069] B:0.003%W 下(0% 除外）
[0070] 鋼中的棚(B)是為了防止因 P的添加所導致的二次加工脆性而添加的元素。當所述 B的含量大于0.003 %時，導致伸長率降低，因此將所述B的含量控制在0.003 % W下，此時考 慮到不可避免地被添加的量，將0 %除外。
[0071] 本發(fā)明的鋼板除了包含上述成分之外還可W包含余量Fe及其他不可避免的雜質(zhì)。
[0072] 滿足上述的組成成分的本發(fā)明的熱浸鍛鋒鋼板乃至合金化熱浸鍛鋒鋼板，優(yōu)選包 含主相鐵素體和余量馬氏體作為其基礎鋼板的微細組織，此時可W包含一部分貝氏體，優(yōu) 選將貝氏體的量盡可能地降到最低程度或不包含貝氏體。因此，優(yōu)選地，構成本發(fā)明的熱浸 鍛鋒鋼板的基礎鋼板，W面積％計，由90% W上的鐵素體、余量馬氏體W及由下述的關系式 1定義的3% W下的貝氏體(B)組成。
[0073] 此時，優(yōu)選地，W基礎鋼板的總厚度t為基準，在l/4t位置處由W面積％計的鐵素 體分率為90% W上組成，并且包括余量馬氏體和貝氏體的二相組織的分率滿足1~10%。當 所述二相組織的分率小于1%時，難W形成復合組織鋼而難W獲得屈強比低的鋼板，另一方 面，當所述二相組織的分率大于10%時，因強度過高而難W確保所需的加工性。
[0074] 根據(jù)本發(fā)明人的實驗結果，基礎鋼板l/4t位置處的更優(yōu)選的馬氏體組織的分率為 2~5%。運是通過控制最佳的微細馬氏體含量來確保低屈強比和優(yōu)異的延展性的最佳條 件。而且，如下述的關系式1所示，可W不包含貝氏體，但在不可避免地形成的情況下優(yōu)選為 3% W下。當大于3%時，因貝氏體周圍的C的濃度增加而使延展性變差且使屈強比上升，因 此有可能不適合于本發(fā)明，
[007引[關系式。
[0076] B( % ) = {BA/(FA+MA+BA)} X 100
[0077] (其中，F(xiàn)A表示鐵素體占有面積，BA表示貝氏體占有面積，MA表示馬氏體占有面 積。）
[0078] 本發(fā)明中，重要的是將整體二相組織中的貝氏體的面積比控制在低的程度，運是 因為對貝氏體與馬氏體進行比較時，存在于貝氏體晶粒內(nèi)的作為固溶元素的C和N容易固著 在位錯上，妨礙位錯的移動，表現(xiàn)出不連續(xù)的屈服特性，從而顯著增加屈強比。
[0079] 因此，當整體二相組織中的貝氏體的面積比為3% W下時，可W將調(diào)質(zhì)社制前的屈 強比控制在0.57W下，之后進行調(diào)質(zhì)社制，從而能夠將屈強比控制在適當?shù)乃?。當所述?氏體的面積比大于3%時，因調(diào)質(zhì)社制前的屈強比大于0.57而難W制造具有低屈強比的復 合組織鋼板，并且導致延展性下降。
[0080] 并且，優(yōu)選地，本發(fā)明的熱浸鍛鋒鋼板，在其基礎鋼板的表層部的平均10皿W內(nèi)的 由鐵素體和第二相構成的所有基體組織內(nèi)的C+Mn的濃度(a)與鋼板厚度l/4t位置處的基體 組織內(nèi)的C+Mn濃度(b)的比例(a/b)為0.7 W下。
[0081] 運是用于制造具有更優(yōu)異的擴孔率化ER)的復合組織鋼的方法，隨著汽車用加工 配件的形狀越來越復雜，因加工邊緣部的擴孔率的不足而經(jīng)常產(chǎn)生加工裂紋。運是因為裂 紋產(chǎn)生始發(fā)點從鋼板的表層部逐漸向中屯、部發(fā)展。根據(jù)本發(fā)明人的研究結果，確認如果適 當?shù)乜刂苹A鋼板的表層部和l/4t位置處的C+Mn的濃度比，則能夠抑制上述的裂紋擴展， 從而改善擴孔率。
[0082] 優(yōu)選地，基礎鋼板的表層部的平均lOwnW內(nèi)的由鐵素體和第二相構成的所有基體 組織內(nèi)的C+Mn的濃度(a)與鋼板厚度l/4t位置處的基體組織內(nèi)的C+Mn濃度(b)的比例(a/b) 為0.7W下，所述比例越低越改善擴孔率，但不限制其下限值。當其比例(a/b)大于0.7時，擴 孔率并沒有顯著改善，因此限制其上限值。
[0083] 并且，就本發(fā)明的熱浸鍛鋒鋼板或合金化熱浸鍛鋒鋼板而言，優(yōu)選將基礎鋼板的 表層lOwnW內(nèi)的整體組織作為基準的馬氏體分率(C)與l/4t位置處的馬氏體分率(d)的比 例（c/d)為0.8W下。運也是為了通過盡可能地抑制表層部馬氏體的形成來改善擴孔率，馬 氏體含量越低，由于鐵素體與馬氏體的硬度差得到改善而能夠改善表層部的擴孔率。在運 種情況下也不限制其下限值，但是，當所述比例（c/d)大于0.別寸，鋼板的表層部與l/4t位置 處的馬氏體形成比例沒有很大的差距，因此有可能不具有擴孔率的改善效果。
[0084] 進一步而言，就本發(fā)明的熱浸鍛鋒鋼板乃至合金化熱浸鍛鋒鋼板而言，優(yōu)選將基 礎鋼板的表層部的平均10皿W內(nèi)的馬氏體相內(nèi)的C+Mn的濃度(e)與基礎鋼板厚度l/4t位置 處的馬氏體相內(nèi)的C+Mn的濃度(f)的比例(6處)控制在0.95W下。運也是為了通過將馬氏體 相內(nèi)C+Mn的濃度比降到盡可能低的程度而將馬氏體相的硬度降到盡可能低的程度，由此通 過減少馬氏體與作為基體組織的鐵素體的硬度差來改善擴孔率。但是，當所述比例(e/f)大 于0.95時，中屯、部即l/4t位置處與馬氏體相沒有硬度差距，因此擴孔率的改善效果會減少。
[0085] 另外，就本發(fā)明的熱浸鍛鋒鋼板乃至合金化熱浸鍛鋒鋼板而言，優(yōu)選將基礎鋼板 的表層部的平均10皿W內(nèi)的鐵素體晶粒大小(g)與基礎鋼板厚度的l/4t位置處的鐵素體晶 粒大小化）的比例(g/h)控制在1.2W上。運是因為表層部的脫碳反應使得C的量減少，從而 導致鐵素體晶粒的粗大化，由此提高表層部的延展性，從而帶來擴孔率的改善效果。但是， 當其比例（g/h)小于1.2時，與基礎鋼板厚度的l/4t位置處相比，因晶粒的大小類似而無法 獲得擴孔率的改善效果。
[0086] 如上所述，本發(fā)明中，通過表層部鐵素體的粗大化來增加材質(zhì)延展性、W及通過適 當控制所有基體組織(F+M)內(nèi)的C+Mn的濃度比，尤其是馬氏體相中的C+Mn的濃度比，從而減 少鋼板表層部的相間(鐵素體、馬氏體)硬度差，從而能夠提供優(yōu)異的擴孔率。
[0087] 接著，對本發(fā)明的擴孔率優(yōu)異且具有低屈強比的熱浸鍛鋒鋼板乃至合金化熱浸鍛 鋒鋼板的制造方法進行詳細的說明。
[0088] 首先，本發(fā)明中，準備具有如上所述的鋼的組成成分的鋼巧，然后對所述鋼巧進行 再加熱。所述再加熱工序是為了順利地實施后續(xù)的熱社工序且充分獲得所目的的鋼板的物 理性質(zhì)而實施的。本發(fā)明不會特別限制所述再加熱條件，只要是普通的條件即可。例如，可 W在1100~1300°C的溫度范圍實施再加熱工序。
[0089] 接著，本發(fā)明中，在Ar3+50°C~950°C的溫度范圍對所述經(jīng)過再加熱的鋼巧進行熱 精社。此時，優(yōu)選地，本發(fā)明中在由下述的關系式2定義的Ar3+50°C~950°C的溫度范圍對所 述經(jīng)過再加熱鋼巧進行熱精社。就熱精社而言，一般情況下，在奧氏體系單相區(qū)實施為有 利。運是因為在奧氏體單相區(qū)進行精社，從而在基本上由單相晶粒構成的組織中施加更加 均勻的變形，從而能夠增加組織內(nèi)的均勻性。當熱精社溫度低于Ar3+50°C時，因鐵素體+奧 氏體的二相區(qū)社制可能性高而有可能帶來材質(zhì)的不均勻性。另一方面，當熱精社溫度高于 95(TC時，由于高溫熱社所帶來的異常粗大的晶粒的形成，導致材質(zhì)不均勻，因此進行熱社 冷卻時有可能產(chǎn)生卷板扭曲現(xiàn)象。
[0090] [關系式2]
[0091 ] Ar3 = 910-310*C-80*Mn-20*Cu-15*Cr-55*Ni-80*Mo
[0092] (其中，Ar3指理論溫度。）
[0093] 而且，本發(fā)明中，在450°C~700°C的溫度范圍對所述經(jīng)過熱精社的熱社板進行收 卷。當收卷溫度低于45(TC時，生成過多的馬氏體或貝氏體而導致熱社鋼板的強度上升過 大，因此在進行后續(xù)的冷社時有可能產(chǎn)生負荷所導致的形狀不良等問題。另一方面，當收卷 溫度高于700°C時，鋼中的Si、Mn、B等降低熱浸鍛鋒鋼板的潤濕性的元素所導致的表面濃縮 會更加嚴重。因此，考慮到運些問題，將收卷溫度優(yōu)選控制在450~700°C。接著，能夠W通常 的條件對所述收卷的熱社板實施酸洗處理。
[0094] 接著，本發(fā)明中，W40~80%的壓下率對所述收卷的熱社鋼板進行冷社。在進行所 述冷社過程中優(yōu)選W40~80%的壓下率實施，當冷社壓下率小于40%時，難W確保所預期 的厚度且鋼板的形狀矯正困難，另一方面，當冷社壓下率大于80%時，在鋼板的邊緣(edge) 部分產(chǎn)生裂紋的可能性高，并且會帶來冷社的負荷。
[0095] 接著，本發(fā)明中將爐內(nèi)氛圍中的氨分壓對數(shù)log(PH20/PH2)控制在-4.0《log (PH20/P肥）《-2.0,同時對所述冷社鋼板進行一次升溫，W4°C/sW上的平均升溫速度升溫 至560°C~680°C的溫度范圍，然后進行二次升溫，W2°C/sW下的平均升溫速度升溫至760 °C~850°C的溫度范圍。
[0096] 本發(fā)明中，所述連續(xù)退火工序，例如在連續(xù)退火爐或合金化鍛覆連續(xù)爐中實施，運 是對升溫溫度、升溫速度W及爐內(nèi)的氨氣分壓進行控制，W充分地進行基礎鋼板表層部的 脫碳反應的重要因素。即，對根據(jù)退火溫度的升溫速度進行控制，W盡可能地增加表層部的 脫碳反應。
[0097]具體而言，本發(fā)明中，對所述冷社鋼板進行一次升溫，W4°C/sW上的平均升溫速 度升溫至560°C~680°C的溫度范圍，運些條件從生產(chǎn)性W及脫碳反應的方面考慮是最佳的 條件。當所述一次升溫溫度低于560°C時，即使升溫速度緩慢也因組織內(nèi)C的活躍度低而不 容易發(fā)生充分的脫碳反應，而且即使在低溫環(huán)境下提高升溫速度也對生產(chǎn)性的提高沒有任 何幫助。另一方面，當所述一次升溫溫度高于680°C時，雖然有利于表層部的脫碳反應，但是 在前面提及的4°C/sW上的升溫速度下的脫碳反應有可能不充分。
[009引另外，從生產(chǎn)性方面考慮，所述一次升溫速度的增加越高越有利，因此不會特別地 限定其上限，但是當其下限小于4°C/s時，因生產(chǎn)性低而經(jīng)濟效益不好。
[0099] 本發(fā)明中，所述一次升溫的溫度范圍W及升溫速度是為了在后續(xù)的二次升溫工序 中提高退火時的脫碳反應和生產(chǎn)性而進行快速加熱而設定的。
[0100] 接著，本發(fā)明中，對所述經(jīng)過一次升溫的冷社鋼板進行二次升溫，W2°C/sW下的 平均升溫速度升溫至760°C~850°C的溫度范圍。所述二次升溫工序用于實現(xiàn)再結晶的同時 形成鐵素體和奧氏體并進行碳的分配，當此時溫度低于76(TC時，不僅無法實現(xiàn)充分的再結 晶，而且難W形成充分的奧氏體，因此難W確保本發(fā)明中所預期的強度。另一方面，當溫度 高于850°C時，生產(chǎn)性降低，并且因生成過多的奧氏體而在進行冷卻之后會包含貝氏體，因 此鋼板的延展性會降低。
[0101] 因此，考慮到運些問題，優(yōu)選地，本發(fā)明中將所述二次升溫的溫度范圍控制在760 ~850°C，從而在退火過程中確保充分的表層部脫碳時間。更優(yōu)選地，在770~810°C的溫度 范圍內(nèi)進行二次升溫。所述溫度區(qū)間均為二相區(qū)(鐵素體+奧氏體)溫度區(qū)間，但是，優(yōu)選地， 盡可能在包含更多的鐵素體區(qū)的溫度區(qū)間實施。在二相區(qū)退火溫度下初始鐵素體越多，退 火后晶粒的生長越容易，因此延展性會變得優(yōu)異。并且，由于奧氏體內(nèi)的C的濃度(古斗五） 增加而馬氏體的轉變開始(Ms)溫度降低，從而在后續(xù)的鍛槽中實施熱浸鍛鋒處理之后進行 最終冷卻時能夠形成馬氏體，由此使大量的微細馬氏體均勻分布于晶粒中，從而能夠制造 具有優(yōu)異的延展性和低屈強比的鋼板。所述二次升溫的溫度范圍越低，越有利于鐵素體內(nèi) 的C向奧氏體擴散(相比鐵素體，奧氏體內(nèi)的C的飽和度高），并且C的濃度高的奧氏體的含量 越多，越容易形成微細的馬氏體從而能夠制造具有高延展性的鋼。
[0102] 本發(fā)明中，所述二次升溫是W2°C/sW下的速度升溫至760°C~850°C的溫度范圍， 運是為了在退火過程中確保充分的表層部脫碳時間。當升溫速度大于2°C/s時，速度快，導 致不會發(fā)生充分的脫碳反應，因此優(yōu)選將其上限值限制在2°C/sW下。
[0103] 另外，本發(fā)明中，在由所述一次升溫和二次升溫組成的連續(xù)退火工序中，優(yōu)選將爐 內(nèi)氛圍中的氨分壓對數(shù)log(P肥0/PH2)控制在-4.0《1 og(P肥0/P肥）《-2.0的范圍，運是為 了在連續(xù)退火過程中使表層部的脫碳反應充分。更優(yōu)選地，將所述氨分壓對數(shù)l〇g(PH20/ PH2)控制在-3.0《1 og(PH20/PH2)《-2.5的范圍。W運種條件控制爐內(nèi)的氧(0)的氛圍，從 而使氧與鋼板表層部的C反應而能夠促進脫碳反應。當所述氨分壓對數(shù)小于-4時，由于爐內(nèi) 的氧(0)的含量不足而與C反應的0不足，因此不能發(fā)生充分的脫碳反應，另一方面，當所述 氨分壓對數(shù)大于-2.0時，由于爐內(nèi)的氧的量過多而雖然有利于脫碳反應，但同時與存在于 基礎鋼板內(nèi)的Si、Mn等發(fā)生反應并W氧化物的形式沉積在表層，因此延遲合金化，并且對化 學轉化處理性有負面影響，可能導致鍛覆表面特性變差。
[0104] 另外，本發(fā)明中，對所述經(jīng)過連續(xù)退火的鋼板進行一次冷卻，~8°C/s的平均冷 卻速度冷卻至630~670°C的溫度范圍。本發(fā)明中越是提高所述一次冷卻溫度或者W很慢的 速度進行冷卻，鐵素體變得更均勻的同時粗大化的傾向高，從而有利于提高延展性。并且， 在一次冷卻過程中給予微量的C能夠向奧氏體系擴散的充分的時間，運在本發(fā)明中意義很 大。詳細而言，在二相區(qū)中C總是可流動地向C的濃度高的奧氏體系進行擴散移動，溫度越高 和時間越長，C的擴散速度會增加。因此，所述一次冷卻溫度很重要，當?shù)陀?30°C時，因溫度 過低而C的擴散活躍度低，因此不能充分地向奧氏體系擴散，導致鐵素體內(nèi)的C的濃度高，因 此不利于確保延展性。并且，當溫度高于670°C時，從上述提及的特性方面考慮是有利的，但 是有可能產(chǎn)生在后續(xù)的冷卻工序中需要W很高的速度進行冷卻的問題。
[0105] 另外，優(yōu)選將一次冷卻速度限制在2~8°C/s范圍內(nèi)，運是由于一次冷卻速度小于2 °C/s時，因冷卻速度過慢而在生產(chǎn)性方面存在問題，當一次冷卻速度大于8°C/s時，C能夠向 奧氏體擴散的時間不充分。
[0106] 接著，本發(fā)明中，對所述經(jīng)過一次冷卻的鋼板進行二次冷卻，W3~10°C/s的平均 冷卻速度冷卻至Ms+20°C~Ms巧0°C的溫度范圍。其中，Ms可W由下面的關系式3來定義。
[0107] [關系式3]
[0108] Ms(°C)= 539-423C-30.4Mn-l2.lCr-17.7Ni-7.5Mo
[0109] (其中，Ms表示生成M相的理論溫度。）
[0110] 根據(jù)研究成果，如果鋼板在通過熱浸鍛鋒槽的通常的溫度范圍的440~480°C之前 生成馬氏體相，則具有馬氏體相最終會變得粗大的傾向，因此不能獲得低屈強比。因此，本 發(fā)明中，將所述二次冷卻的溫度范圍限制在Ms+20°C~Ms巧0°C，在所述溫度條件下需要盡 可能地進行緩慢冷卻而抑制馬氏體相的生成。當溫度低于Ms+20°C時，能夠生成馬氏體相， 當溫度高于Ms巧0°C時，之后的冷卻速度反而會提高，因此在后續(xù)的浸潰在鍛槽之前形成馬 氏體相的可能性有可能增加。
[0111] 另外，優(yōu)選將所述二次冷卻時的冷卻速度限制在3~10°C/s，運是由于當冷卻速度 小于：rc/s時，雖然不會形成馬氏體相，但在生產(chǎn)性方面存在問題，當冷卻速度大于10°C/s 時，因鋼板的整體的進給速度會加快而有可能產(chǎn)生板的形狀彎曲等問題。
[0112] 接著，本發(fā)明中，在440~480°C的溫度范圍對所述經(jīng)過二次冷卻的鋼板實施熱浸 鍛鋒處理，然后W4°C/sW上的平均冷卻速度冷卻至Ms-100°CW下的溫度。
[0113] 本發(fā)明中，所述熱浸鍛鋒處理可W通過在作為通常的溫度范圍的440~480°C的溫 度區(qū)將經(jīng)過二次冷卻的鋼板浸潰在鍛槽(Pot)內(nèi)來實施。本發(fā)明中，不受運種具體的熱浸鍛 鋒處理條件的限制，但是，優(yōu)選將所述經(jīng)過二次冷卻的鋼板到達所述溫度范圍的鍛槽之前 的平均冷卻速度設在4~8°C/s的范圍。將所述平均冷卻速度控制在4~8°C/s，從而在到達 鍛槽之前在鋼板上不會形成馬氏體組織。具體而言，當冷卻速度小于4°C/s時，雖然不會形 成馬氏體，但生產(chǎn)性變差，因此不適合，當冷卻速度大于8°C/s時，晶粒內(nèi)形成一部分馬氏 體，而且還會形成貝氏體，因此有可能屈服強度上升且延展性變差。
[0114] 接著，本發(fā)明中，W4°C/sW上的平均冷卻速度將在表面上進行熱浸鍛鋒處理的鋼 板冷卻至Ms-100°CW下的溫度，從而在最終步驟中能夠制造具有微細的馬氏體的熱浸鍛鋒 鋼板。在高于Ms-100°C的溫度條件下，除非W很快的冷卻速度進行冷卻，不僅無法獲得微細 的馬氏體相，而且有可能產(chǎn)生板形狀不良問題。
[0115] 因此，本發(fā)明中，熱浸鍛鋒鋼板W4°C/sW上的平均冷卻速度冷卻至Ms-100°CW下 的溫度。當冷卻速度小于4°C/s時，因冷卻速度很慢而在晶界或晶粒內(nèi)形成有不規(guī)則的馬氏 體，而且晶界馬氏體與晶粒中馬氏體的比例會低，因此不能制造具有低屈強比的鋼，并且生 產(chǎn)性也會變差。
[0116] 另外，本發(fā)明中，在進行上述的熱浸鍛鋒處理之后，為了實現(xiàn)合金化，在通常的熱 處理溫度下進行再加熱處理，然后W4°C/秒W上的平均冷卻速度最終冷卻至Ms-100°CW下 的溫度，從而也能夠制造合金化熱浸鍛鋒鋼板。其他條件與形成上述的熱浸鍛鋒鋼板的情 況相同。
【具體實施方式】
[0117] W下，通過實施例對本發(fā)明進行更加詳細的說明。
[011引（實施例）
[0119] 準備具有下述表1中所示的鋼的組成成分的鋼巧，然后利用下述表2中所示的制造 工序來制造熱浸鍛鋒鋼板。下述表1中，鋼種1、2、4W及5用于制造合金化熱浸鍛鋒鋼板 (GA)，鋼種3和6用于制造熱浸鍛鋒鋼板(GI)。而且，鋼種7和8均用于制造合金化熱浸鍛鋒鋼 板(GA)。
[0120] 對通過如上所述的方法制造的熱浸鍛鋒鋼板的物理性質(zhì)等進行評價并示于下述 表3中，此時，本發(fā)明的目標在于，在沒有進行調(diào)質(zhì)社制的狀態(tài)下制造具有0.57W下的屈強 比W及80% W上的擴孔率的鋼板。
[0121] 此時，對于各個試片的拉伸試驗是按照JIS標準并沿著C方向實施，就微細組織的 分率而言，對經(jīng)過退火處理的鋼板的板厚度l/4t位置處的基體組織進行分析并利用了其結 果。具體而言，首先利用光學顯微鏡通過Lepelar腐蝕方法來計算馬氏體和貝氏體的面積分 數(shù)，然后再利用掃描式電子顯微鏡（SEM)(3000倍)進行觀察，然后通過累積計點法(Count 化int)作業(yè)來進行準確的測定。
[0122] 另外，通過W下方法來測定基礎鋼板的基體組織內(nèi)的鐵素體和馬氏體內(nèi)的C、Mn的 濃度比：利用聚焦離子束(FIB;Focus Ion Beam)在不損壞組織的情況下對從鍛層的表面到 基礎鐵的內(nèi)部的l/4t位置處進行瓣射（sputtering)而切割。接著，利用透射電子顯微鏡 (TEM)的能譜化DS，Energy Dispersive Spectroscopy)分析法并W線(Xine)和點（Point) 的方式對存在于各相的C和Mn的濃度比進行定量評價。另外，通過W下方法測定擴孔率 化ole expansion ratio):通過進行銳削（Milling)加工來形成10mm的孔，然后利用圓錐 (Cone)形沖壓機(punch)從下部往上推到開始產(chǎn)生表層部裂紋的始點后停止，然后將孔 化ole)的初始直徑與產(chǎn)生裂紋前的直徑進行比較，計算出其比例。
[0123] 表1
[0124]
[C
[C
[0127]表3 [012 引
[0129] *表3中，①表示組織內(nèi)的馬氏體(M)的分率（％)，
[0130] ②表示組織內(nèi)的貝氏體(B)的分率（％)，
[0131 ]③表示鋼板表層的平均lOwnW內(nèi)的由鐵素體和第二相構成的所有基體組織內(nèi)的C +Mn的濃度(a)與鋼板厚度l/4t位置處的基體組織內(nèi)的C+Mn濃度(b)的比例(a/b)，
[0132] ④表示鋼板表層的平均10微米W內(nèi)的整體組織的馬氏體分率(C)與l/4t位置處的 馬氏體分率(d)的比例(c/d)，
[0133] ⑤表示鋼板表層的平均10皿W內(nèi)的馬氏體相內(nèi)的C+Mn的濃度(e)與鋼板厚度1 /41 位置處的馬氏體相內(nèi)的C+Mn的濃度(f)的比例(6處），
[0134] ⑥表示鋼板表層的平均10皿W內(nèi)的鐵素體的晶粒大小(g)與l/4t位置處的鐵素體 的晶粒大小化)的比例(g/h)，
[01巧]⑦表示屈強比YS/TS。
[0136]如所述表1至表3所示，全部滿足本發(fā)明的鋼的組成成分W及制造工序條件的發(fā)明 例1至16,不僅拉伸強度在450~650MPa的范圍，而且屈強比YS/TS為0.57W下，可W確認在 本發(fā)明的拉伸強度的范圍基本上確保80% W上的擴孔率。
[0137] 另外，圖1示出對應于本發(fā)明例1的合金化熱浸鍛鋒鋼板的基礎鋼板表層的10皿W 內(nèi)與基礎鋼板厚度l/4t位置處的C、Mn濃度比，是利用透射電子顯微鏡（TEM)的每秒計數(shù) (CPS，Count化int Sec)并按照線化ine)分析方式來進行分析的。如圖1所示，可W確認與 鋼板厚度l/4t位置處相比，表層的C、Mn的濃度比顯著減小。圖2示出基礎鋼板表層部和中屯、 部（1 /41)的C、Mn的濃度比，可知與表層相比，1 /41位置處的C+Mn的濃度比相對高。即，從表 層部與l/4t位置處的C、Mn的濃度比（單位:CPS)的分析結果可知，就本發(fā)明的熱浸鍛鋒鋼板 而言，基礎鋼板的表層部的C、Mn的濃度比比厚度l/4t位置處減少，運是由于爐內(nèi)發(fā)生脫碳、 脫儘反應而導致表層部C、Mn的濃度比減小，與此同時，C、Mn也向鍛層擴散而使表層部的濃 度降低。由此，由于基礎鋼板表層部晶粒粗大化及其表層部的馬氏體相數(shù)量降低，其表層區(qū) 域延展性增加，結果，鐵素體與馬氏體相之間的硬度差會減小，因此基礎鋼板的擴孔率提 局。
[0138] 圖3是將包括本發(fā)明的熱浸鍛鋒鋼板的基礎鋼板表層部的10皿W內(nèi)的表層部和中 屯、部進行放大，并利用對其進行組織觀察的照片，可W確認表層部的鐵素體組織粗大， 尤其，晶界馬氏體數(shù)量顯著減少。
[0139] 另外，圖4示出圖1的合金化熱浸鍛鋒鋼板的基礎鋼板表層部和中屯、部（l/4t)位置 處的馬氏體相內(nèi)的C、Mn的濃度比，馬氏體相內(nèi)的C、Mn的濃度比在表層部顯示得小。表層部 與l/4t位置處的馬氏體相內(nèi)的C、Mn的濃度比進行比較時，相比于l/4t位置處，表層部的馬 氏體相內(nèi)的C、Mn的濃度比的降低，導致用于形成馬氏體相的驅動力的減小，從而減少馬氏 體相的生成。并且，馬氏體相內(nèi)的C、Mn的濃度比也會相對減小，即使是相同的馬氏體相，相 比于l/4t位置處的馬氏體相，表層部的馬氏體更加軟質(zhì)化，從而鐵素體與馬氏體相間的硬 度差降低，因此基礎鋼板的擴孔率提高。
[0140] 與此相反，就鋼的組成成分在本發(fā)明范圍內(nèi)，但制造工序條件超出本發(fā)明的范圍 的比較例1至比較例5而言，基礎鋼板表層部的C、Mn的濃度比基本上高于l/4t位置處，或者， 馬氏體相內(nèi)表層部的C、Mn的濃度比也高于l/4t位置處。表層部的延展性幾乎沒有被提高， 因此無法確保本發(fā)明中所預期的擴孔率。
[0141] 并且，就鋼的組成成分超出本發(fā)明的范圍的比較例6至8而言，基礎鋼板表層部的 C、Mn的濃度比基本上高于l/4t位置處，或者，馬氏體相內(nèi)表層部的C、Mn的濃度比高于l/4t 位置處，表層部的延展性幾乎沒有被提高，因此無法確保本發(fā)明中所預期的擴孔率。
[0142] 具體地，就鋼種4的比較例1而言，由于升溫速度慢且退火溫度低，因此在二相區(qū)溫 度區(qū)間奧氏體的含量低，結果，基礎鋼板的最終組織中B的分率超過3%，其擴孔率不足。
[0143] 并且，就鋼種7-8而言，Mn的含量低，通過添加化來促進馬氏體的形成，但是基礎鋼 板表層部的平均10皿W內(nèi)的基體組織內(nèi)的C+Mn的濃度(a)與基礎鋼板厚度l/4t位置處的基 體組織內(nèi)的C+Mn的濃度(b)的比例(a/b)為0.7 W上，表層部的平均1 Own W內(nèi)的基體組織中 的馬氏體的面積分數(shù)k)與基礎鋼板厚度l/4t位置處的馬氏體面積分數(shù)(d)的比例(c/d)為 0.8W上，結果擴孔率降低。即，可W得知即使對鋼中7、鋼種8適用最佳的退火溫度W及升溫 速度等工序條件，在基本的成分體系超出本發(fā)明的情況下無法獲得預期的擴孔率。此時，測 量C+Mn的濃度的方法如下：利用透射電子顯微鏡(TEM)并W線剖面化ine Profile)為基準， 利用每秒計數(shù)(CPS，count per sec)法檢測出的所述成分在各個位置的峰值(Peak)數(shù)并進 行分析。
[0144] 另外，比較例2是退火溫度超出本發(fā)明的范圍的情形，可W得知雖然奧氏體增加， 但因屈強比高而擴孔率不足。
[0145] W上，參照實施例對本發(fā)明進行了說明，但本發(fā)明所屬技術領域的技術人員可W 理解為，在不脫離權利要求書中記載的本發(fā)明的思想和領域的范圍內(nèi)，可W對本發(fā)明進行 各種修改W及變更。
【主權項】
1. 一種擴孔率優(yōu)異的熱浸鍍鋅鋼板，其為基礎鋼板的表面上形成有熱浸鍍鋅層的熱浸 鍍鋅鋼板，其中，所述基礎鋼板，以重量％計，由碳(c):0.02~0.08%、錳(Mn ):1.3~2.1%、 硅(31):0.3%以下(0%除外）、鉻(0):1.0%以下(0%除外）、磷(？）：0.1%以下(0%除外）、 硫(S) :0.01 %以下(0%除外）、氮(N) :0.01 %以下(0%除外）、鋁(酸溶鋁（sol. Al) ):0.02~ 0.06%、鉬(]?〇):0.2%以下（0%除外）、硼(8):0.003%以下（0%除外）、余量?6及其他不可 避免的雜質(zhì)組成， 所述基礎鋼板的微細組織，以面積％計，由90%以上的鐵素體、余量馬氏體以及由以下 關系式1定義的3%以下的貝氏體組成， 基礎鋼板的表層部的平均ΙΟμπι以內(nèi)的基體組織內(nèi)的C+Mn濃度(a)與基礎鋼板厚度的1/ 4t位置處的基體組織內(nèi)的C+Mn濃度(b)的比例(a/b)為0.7以下， [關系式1] B(% ) = {BA/(FA+MA+BA)}X100 其中，F(xiàn)A表示鐵素體占有面積，BA表示貝氏體占有面積，ΜΑ表示馬氏體占有面積。2. 根據(jù)權利要求1所述的擴孔率優(yōu)異的熱浸鍍鋅鋼板，其特征在于，所述基礎鋼板的表 層部的平均ΙΟμπι以內(nèi)的基體組織中的馬氏體面積分數(shù)(c)與基礎鋼板厚度l/4t位置處的馬 氏體面積分數(shù)(d)的比例(c/d)為0.8以下。3. 根據(jù)權利要求1所述的擴孔率優(yōu)異的熱浸鍍鋅鋼板，其特征在于，所述基礎鋼板的表 層部的平均ΙΟμπι以內(nèi)的馬氏體相內(nèi)的C+Mn的濃度(e)與基礎鋼板厚度的1 /4t位置處的馬氏 體相內(nèi)的C+Mn的濃度(f)的比例(e/f)為0.95以下。4. 根據(jù)權利要求1所述的擴孔率優(yōu)異的熱浸鍍鋅鋼板，其特征在于，所述基礎鋼板的表 層部的平均ΙΟμπι以內(nèi)的鐵素體晶粒大小(g)與基礎鋼板厚度的l/4t位置處的鐵素體晶粒大 小(h)的比例(g/h)為1.2以上。5. -種擴孔率優(yōu)異的合金化熱浸鍍鋅鋼板，所述鋼板通過對權利要求1至4中任一項所 述的熱浸鍍鋅鋼板的熱浸鍍鋅層實施合金化處理工藝來制造。6. -種擴孔率優(yōu)異的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其包括以下工序： 準備具有如下鋼組成成分的鋼坯，然后對所述鋼坯進行再加熱，所述鋼坯的組成成分， 以重量％計，包含：碳(C) :0.02~0.08%、錳(Μη): 1.3~2.1%、硅（Si) :0.3%以下（0%除 外）、鉻(Cr):1.0%以下(0%除外）、磷(P):0.1%以下(0%除外）、硫(S):0.01%以下(0%除 外）、氮0) :〇.〇1%以下（〇%除外）、鋁（酸溶鋁（8〇1.厶1)):〇.〇2~〇.〇6%、鉬(]\1〇):〇.2%以 下(〇%除外）、硼(B) :0.003%以下(0%除外）、余量Fe及其他不可避免的雜質(zhì)； 在Ar3+50°C~950°C的溫度范圍對所述經(jīng)過再加熱的鋼坯進行熱精乳，然后在450~ 750 °C進行收卷； 以40~80%的壓下率對所述收卷的熱乳鋼板進行冷乳，接著，將爐內(nèi)環(huán)境中的氫分壓 對數(shù)l〇g(PH20/PH2)控制在-4.0彡log(PH20/PH2)彡-2.0，同時對所述冷乳鋼板進行連續(xù)退 火，在所述連續(xù)退火過程中，對所述冷乳鋼板進行一次升溫，以4°C/s以上的平均升溫速度 升溫至560°C~680°C的溫度范圍，接著進行二次升溫，以2°C/s以下的平均升溫速度升溫至 760°C~850°C的溫度范圍； 對所述經(jīng)過連續(xù)退火的鋼板進行一次冷卻，以2~8°C/s的平均冷卻速度冷卻至630~ 670°C的溫度范圍，接著進行二次冷卻，以3~10°C/s的平均冷卻速度冷卻至Ms+20°C~Ms+ 50°C的溫度范圍；以及 在440~480 °C的溫度范圍對所述經(jīng)過二次冷卻的鋼板進行熱浸鍍鋅處理，然后以4 °C / s以上的平均冷卻速度冷卻至Ms-100°C以下的溫度。7. 根據(jù)權利要求6所述的擴孔率優(yōu)異的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，構成所 述熱浸鍍鋅鋼板的基礎鋼板，其微細組織，以面積％計，由90%以上的鐵素體、余量馬氏體 以及由以下關系式1定義的3%以下的貝氏體組成，其表層部的平均ΙΟμπι以內(nèi)的基體組織內(nèi) 的C+Mn濃度(a)與基礎鋼板厚度1 /4t位置處的基體組織內(nèi)的C+Mn濃度(b)的比例（a/b)為 0.7以下， [關系式1] B(% ) = {BA/(FA+MA+BA)}X100 其中，F(xiàn)A表示鐵素體占有面積，BA表示貝氏體占有面積，ΜΑ表示馬氏體占有面積。8. 根據(jù)權利要求6所述的擴孔率優(yōu)異的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，構成所 述熱浸鍍鋅鋼板的基礎鋼板的表層部的平均1〇μπι以內(nèi)的基體組織中的馬氏體面積分數(shù)(c) 與基礎鋼板厚度l/4t位置處的馬氏體面積分數(shù)(d)的比例(c/d)為0.8以下。9. 根據(jù)權利要求6所述的擴孔率優(yōu)異的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，構成所 述熱浸鍍鋅鋼板的基礎鋼板的表層部的平均ΙΟμπι以內(nèi)的馬氏體相內(nèi)的C+Mn的濃度(e)與基 礎鋼板厚度1 /4t位置處的馬氏體相內(nèi)的C+Mn的濃度(f)的比例(e/f)為0.95以下。10. 根據(jù)權利要求6所述的擴孔率優(yōu)異的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，構成 所述熱浸鍍鋅鋼板的基礎鋼板的表層部的平均ΙΟμπι以內(nèi)的鐵素體晶粒大小(g)與基礎鋼板 厚度l/4t位置處的鐵素體晶粒大小(h)的比例(g/h)為1.2以上。11. 根據(jù)權利要求6所述的擴孔率優(yōu)異的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，所述 氫分壓對數(shù) 1 〇g (PH20/PH2)滿足-3.0 < 1 og (PH20/PH2 )< -2.5 的范圍。12. -種擴孔率優(yōu)異的合金化熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其包括以下工序:在權利要求 6至11中任一項所述的方法中，進行所述熱浸鍍鋅處理之后實施合金化熱處理工藝。
【文檔編號】C22C38/38GK106062232SQ201580011403
【公開日】2016年10月26日
【申請日】2015年5月8日 公開號201580011403.9, CN 106062232 A, CN 106062232A, CN 201580011403, CN-A-106062232, CN106062232 A, CN106062232A, CN201580011403, CN201580011403.9, PCT/2015/4592, PCT/KR/15/004592, PCT/KR/15/04592, PCT/KR/2015/004592, PCT/KR/2015/04592, PCT/KR15/004592, PCT/KR15/04592, PCT/KR15004592, PCT/KR1504592, PCT/KR2015/004592, PCT/KR2015/04592, PCT/KR2015004592, PCT/KR201504592
【發(fā)明人】韓箱浩, 韓成豪
【申請人】Posco公司