扩孔率优异的热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板及其制造方法

扩孔率优异的热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
【专利摘要】本发明提供一种扩孔率优异的热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板及其制造方法。本发明涉及一种扩孔率优异的热浸镀锌钢板，其为基础钢板的表面上形成有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，其中，所述基础钢板，以重量％计，由碳(C)：0.02～0.08％、锰(Mn)：1.3～2.1％、硅(Si)：0.3％以下(0％除外)、铬(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)、铝(酸溶铝(sol.Al))：0.02～0.06％、钼(Mo)：0.2％以下(0％除外)、硼(B)：0.003％以下(0％除外)、余量Fe及其他不可避免的杂质组成，所述基础钢板的微细组织，以面积％计，由90％以上的铁素体、余量马氏体以及由关系式1定义的3％以下的贝氏体组成，基础钢板的表层部的平均10μm以内的基体组织内的C+Mn浓度(a)与基础钢板厚度的1/4t位置处的基体组织内的C+Mn浓度(b)的比例(a/b)为0.7以下。
【专利说明】
扩孔率优异的热浸媳巧钢板、合金化热浸媳巧钢板及其制造 方法
技术领域
[0001] 本发明设及一种扩孔率优异的热浸锻锋钢板等的制造，更详细而言，设及一种由 于具有更优异的扩孔率而能够适用于汽车外板等的热浸锻锋钢板、合金化热浸锻锋钢板及 其制造方法。
【背景技术】
[0002] 随着强调汽车的冲击稳定性规制和燃料效率的趋势，积极使用高张力钢，W同时 满足汽车车身的轻量化及高强度化的需求。随着运样的趋势，用于汽车外板的高强度钢也 有所增加。目前，汽车外板大部分使用340MPa级烘烤硬化钢，有一部分使用490MPa级钢板， 此外，还有望使用590M化级钢板。
[0003] 如此地，外板使用强度增加的钢板时，虽然轻量化和耐冲击性会提高，但是因其强 度增加而导致加工时的成形性差。不仅如此，扩孔率化ER)低时，不同加工部位的边缘部位 经常出现裂纹。因此，近年来，制造厂商要求扩孔率更优异的钢板，W外板使用高强度钢的 同时弥补加工性不足。并且，用于汽车外板的钢板应具有优异的表面质量，然而，由于运类 钢板含有可硬化性、可氧化性元素(例如Si, Mn等似增加钢板的强度，因此难W确保优异的 锻覆表面质量。
[0004] 另外，为了适用于汽车的钢板具有优异的耐腐蚀性，因此，长期W来将具有优异的 耐腐蚀性的热浸锻锋钢板用作汽车用钢板。由于所述钢板通过在相同的生产线上实施再结 晶退火和锻覆的连续热浸锻锋锻覆设备来制造，因此具有可低成本制造耐腐蚀性高的 钢板的优点。并且，进行热浸锻锋之后再次实施加热处理的合金化热浸锻锋钢板具有优异 的耐腐蚀性，同时焊接性或成形性也优异，因此被广泛使用。
[0005] 因此，为了实现汽车外板的轻量化W及提高加工性，需要开发成形性优异的高张 力冷社钢板，与此同时，也需要开发具有优异的耐腐蚀性、焊接性W及成形性的高张力热浸 锻锋钢板。
[0006] 作为用于改善高张力钢板的加工性的技术，在专利文献1(日本公开专利公报第 2005-264176号）中公开了一种具有W马氏体作为主相的复合组织的钢板，并提出为了提高 加工性而在组织内分散粒径为1~lOOnm的微细的Cu析出物的高张力钢板的制造方法。但 是，在所述专利文献1中，为了析出微细的Cu粒子而需要添加2~5%的大量的Cu，运时会产 生化所带来的红脆性，并且制造成本过高。
[0007] 专利文献2(日本公开专利公报第2004-292891号）中公开了一种复合组织钢板及 改善所述钢板的延展性和拉伸凸缘性的方法，其中，所述复合组织钢板包含作为主相的铁 素体、作为第二相的残留奥氏体W及作为低溫转变相的贝氏体和马氏体。但是，所述专利文 献2中，由于为了确保残留奥氏体相而大量添加 Si和A1，因此难W确保锻覆质量，并且在炼 钢及连铸过程中难W确保表面质量。并且，因相变诱发塑性而初始屈服强度(YS)高，因此具 有屈强比高的缺点。
[000引专利文献3(韩国公开专利公报第2002-0073564号)公开了加工性优异的高张力热 浸锻锋钢板的技术，即公开了一种包含软质铁素体和硬质马氏体作为微细组织的钢板及用 于改善其伸长率和r值(兰克福特值;Lankford value)的制造方法。然而，该技术中，由于添 加大量的Si,因此难W确保优异的锻覆质量，而且因添加了大量的Ti和Mo而导致制造成本 上升。

【发明内容】

[0009] (一)要解决的技术问题
[0010] 因此，本发明是为了克服上述的现有技术的局限性而提出的，其目的在于，提供一 种适合用于汽车外板的钢板的热浸锻锋钢板乃至合金化热浸锻锋钢板，所述钢板是通过优 化钢的组成成分及制造工序来获得，因此扩孔率优异，并且拉伸强度为450~650MPa。
[0011] 并且，本发明的目的在于，提供一种所述热浸锻锋钢板的制造方法。
[0012] 然而，本发明所要解决的问题并不限定于W上所提到的问题，技术人员可W通过 W下记载的内容明确理解没有提到的其他问题。
[OOK](二很术方案
[0014]用于实现所述目的的本发明设及一种扩孔率优异的热浸锻锋钢板，其为基础钢板 的表面上形成有热浸锻锋层的热浸锻锋钢板，其中，所述基础钢板，W重量％计，由碳(C): 0.02 ~0.08%、儘(Mn): 1.3 ~2.1 %、娃(Si) :0.3% W 下（0% 除外）、铭(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）、侣(酸溶侣（sol.Al)):0.02 ~0.06%、钢(]?〇):0.2%^下(0%除外）、棚(8):0.003% W下（0%除外）、余量Fe及其他不可避免的杂质组成，所述基础钢板的微细组织，W面积％ 计，由90% W上的铁素体、余量马氏体W及由W下关系式1定义的3% W下的贝氏体组成，基 础钢板的表层部的平均10皿W内的基体组织内的C+Mn浓度(a)与基础钢板厚度l/4t位置处 的基体组织内的C+Mn浓度(b)的比例(a/b)为0.7 W下，
[00巧][关系式。
[0016] B( % ) = {BA/(FA+MA+BA)} X 100
[0017] (其中，fa表示铁素体占有面积，BA表示贝氏体占有面积，MA表示马氏体占有面 积。）
[0018] 优选地，本发明中所述基础钢板的表层部的平均10皿W内的基体组织中的马氏体 面积分数(C)与基础钢板厚度l/4t位置处的马氏体面积分数(d)的比例(c/d)为0.8W下。
[0019] 并且，优选地，基础钢板的表层部的平均10皿W内的马氏体相内的C+Mn的浓度(e) 与基础钢板厚度l/4t位置处的马氏体相内的C+Mn的浓度(f)的比例(6处)为0.95W下。
[0020] 并且，优选地，基础钢板的表层部的平均lOwnW内的铁素体晶粒大小(g)与基础钢 板厚度l/4t位置处的铁素体晶粒大小化)的比例(g/h)为1.2W上。
[0021] 并且，本发明设及一种扩孔率优异的合金化热浸锻锋钢板，所述钢板是通过对所 述热浸锻锋层实施合金化处理来制造。
[0022] 并且，本发明设及一种扩孔率优异的热浸锻锋钢板的制造方法，其包括W下工序： 准备具有上述的钢组成成分的钢巧，然后对所述钢巧进行再加热;在Ar3+50°C~950°C的溫 度范围对所述经过再加热的钢巧进行热精社，然后在450~750 °C进行收卷；W40~80 %的 压下率对所述收卷的热社钢板进行冷社，接着，将炉内氛围中的氨分压对数l〇g(P肥0/PH2) 控制在-4.0《log(PH20/PH2)《-2.0，同时对所述冷社钢板进行连续退火，在所述连续退火 过程中，对所述冷社钢板进行一次升溫，W4°C/sW上的平均升溫速度升溫至560°C~680°C 的溫度范围，接着进行二次升溫，W2°C/sW下的平均升溫速度升溫至760°C~850°C的溫度 范围；对所述经过连续退火的钢板进行一次冷却，W2~8°C/s的平均冷却速度冷却至630~ 670°C的溫度范围，接着进行二次冷却，W3~10°C/s的平均冷却速度冷却至Ms+20°C~Ms+ 50°C的溫度范围；W及在440~480°C的溫度范围对所述经过二次冷却的钢板进行热浸锻锋 处理，然后W 4 °C /s W上的平均冷却速度冷却至Ms-100°C W下的溫度。
[0023] 并且，本发明设及一种扩孔率优异的合金化热浸锻锋钢板的制造方法，其包括W 下工序：准备具有上述的钢组成成分的钢巧，然后对所述钢巧进行再加热；在Ar3+50°C~ 950°C的溫度范围对所述经过再加热的钢巧进行热精社，然后在450~750°C进行收卷；W40 ~80%的压下率对所述收卷的热社钢板进行冷社，接着，将炉内氛围中的氨分压对数log (PH20/PH2)控制在-4.0《log(P肥0/P肥）《-2.0，同时对所述冷社钢板进行连续退火，在所 述连续退火过程中，对所述冷社钢板进行一次升溫，W4°C/sW上的平均升溫速度升溫至 560°C~680°C的溫度范围，接着进行二次升溫，W2°C/sW下的平均升溫速度升溫至760°C ~850°C的溫度范围；对所述经过连续退火的钢板进行一次冷却，W2~8°C/s的平均冷却速 度冷却至630~670°C的溫度范围，接着进行二次冷却，W3~10°C/s的平均冷却速度冷却至 Ms+20°C~Ms巧0°C的溫度范围；W及在440~480°C的溫度范围对所述经过二次冷却的钢板 进行热浸锻锋处理，然后实施合金化热处理，接着进行冷却，W4°C/sW上的平均冷却速度 冷却至Ms-100°CW下的溫度。
[0024] 优选地，构成所述热浸锻锋钢板或合金化热浸锻锋钢板的基础钢板，其微细组织， W面积％计，由90% W上的铁素体、余量马氏体W及由W下关系式1定义的3% W下的贝氏 体组成，其表层部的平均lOwnW内的基体组织内的C+Mn浓度(a)与基础钢板厚度l/4t位置 处的基体组织内的C+Mn浓度(b)的比例(a/b)为0.7 W下，
[002引[关系式。
[0026] B( % ) = {BA/(FA+MA+BA)} X 100
[0027] (其中，FA表示铁素体占有面积，BA表示贝氏体占有面积，MA表示马氏体占有面 积。）
[0028] 优选地，构成所述热浸锻锋钢板或者合金化热浸锻锋钢板的基础钢板，其表层部 的平均10皿W内的基体组织中的马氏体面积分数k)与基础钢板厚度l/4t位置处的马氏体 面积分数(d)的比例(c/d)为0.8W下。
[0029] 并且，优选地，基础钢板的表层部的平均10皿W内的马氏体相内的C+Mn的浓度(e) 与基础钢板厚度l/4t位置处的马氏体相内的C+Mn的浓度(f)的比例(6处)为0.95W下。
[0030] 并且，优选地，基础钢板的表层部的平均lOwnW内的铁素体晶粒大小(g)与基础钢 板厚度l/4t位置处的铁素体晶粒大小化)的比例(g/h)为1.2W上。
[0031] 优选地，所述氨分压对数log(PH20/PH2)满足-3.0《1〇旨。肥0/?肥）《-2.5的范 围。
[00创（立)有益效果
[0033]具有上述构成的本发明可W提供一种能够同时确保优异的强度和扩孔率的热浸 锻锋钢板乃至合金化热浸锻锋钢板，并且适合用于要求高加工性的汽车外板。
【附图说明】
[0034] 图1是示出本发明的一个实施例的构成热浸锻锋钢板的基础钢板的表层部与l/4t 位置处的C、Mn的浓度比的图表。
[0035] 图2是示出本发明的一个实施例的构成热浸锻锋钢板的基础钢板的表层部及中屯、 部（l/4t位置处）的C、Mn的浓度比（TEM)的图表。
[0036] 图3是示出本发明的一个实施例的热浸锻锋钢板中锻覆层和基础钢板的组织的扫 描电子显微镜(SEM)照片。
[0037] 图4是示出本发明的一个实施例的构成热浸锻锋钢板的基础钢板的表层部及中屯、 部（l/4t位置处）的马氏体相内的C、Mn的浓度比的图表。
[0038] 优选实施方式
[0039] 本发明人为了提供适合用于汽车外板的钢板，对同时确保强度和扩孔率而可成形 性优异的钢板进行了深入的研究，其结果，本发明人确认通过优化合金设计和制造条件，能 够提供满足所需要的物理性质的复合组织钢板，从而完成了本发明。
[0040] W下，对本发明进行详细的说明。
[0041] 首先，对本发明的扩孔率化ER)优异的热浸锻锋钢板或合金化热浸锻锋钢板进行 详细的说明。
[0042] 本发明的热浸锻锋钢板，W重量％计，由碳（0:0.02~0.08%、儘(Mn ):1.3~ 2.1%、娃(51):0.3%^下(0%除外）、铭(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）、酸溶侣（sol.Al):0.02 ~0.06%、钢(Mo) :0.2% W下（0%除外）、棚(8):0.003% W下（0%除外）、余量Fe及其他不 可避免的杂质组成。
[0043] 下面，对W如上所述的方式限制本发明的热浸锻锋钢板或合金化热浸锻锋钢板的 合金成分的理由进行详细的说明。此时，除非另有说明，各成分的含量均指的是重量％。
[0044] C :0.02 ~0.08 %
[0045] 碳(C)是用于制造具有复合组织的钢板的重要的成分，是形成二相组织之一的马 氏体从而有利于确保强度的元素。通常，随着C的含量增加，容易形成马氏体，从而有利于制 造复合组织钢，但是为了控制所意图的强度和屈强比(YS/TS)，需要将碳的含量控制在适当 的水平。
[0046] 尤其是，随着C的含量增加，在退火后进行冷却时，同时出现贝氏体的相变，因此呈 现钢的屈强比上升的倾向。在本发明中，重要的是尽可能使贝氏体的形成最少化，并且形成 适当水平的马氏体，从而确保所目的的材质特性。
[0047] 因此，优选将C的含量优选控制在0.02% W上。当C的含量小于0.02%时，难W确保 本发明中所目的的450MPa级的强度，并且难W形成适当水平的马氏体。另一方面，当C的含 量大于0.08%时，在退火后进行冷却时，促进晶界贝氏体的形成，从而屈服强度上升，由此 导致屈强比(YS/TS)升高，并且在加工汽车零部件时，容易产生弯曲和表面缺陷。因此，本发 明中优选将C的含量控制在0.02~0.08 %，为了确保适当的强度，更优选将C的含量控制在 0.03 ~0.06%。
[0048] Mn :1.3 ~2.1 %
[0049] 儘(Mn)是提高具有复合组织的钢板的泽硬性的元素，尤其是形成马氏体的重要元 素。现有的固溶强化钢中，由于具有固溶强化效果，因此有效提高强度，并且将钢中不可避 免地被添加的SWMnS的形式析出，从而起到进行热社时抑制由S导致的板断裂及高溫脆化 现象的重要作用。
[0050] 本发明中，优选将所述Mn添加1.3% W上，当Mn的含量小于1.3%时，无法形成马氏 体而难W制造复合组织钢，另一方面，当含量大于2.1%时，形成过多的马氏体而导致材质 不稳定，并且因组织内形成Mn氧化物的带(Mn-Band)而产生加工裂纹和板断裂的危险性增 大。并且，退火时Mn氧化物溶出在表面上，从而大幅降低锻覆性。因此，本发明中，优选将Mn 的含量限制在1.3~2.1%，更优选将Mn的含量限制在1.4~1.8%。
[0化1] Cr:1.0%W 下（0% 除外）
[0052] 铭(Cr)是具有与所述Mn类似的特性的成分，是为了提高钢的泽硬性并确保高强度 而添加的元素。所述&有效促进马氏体的形成，在热社过程中形成诸如Cr23C6的粗大的&系 碳化物，从而将钢中固溶的C含量析出至适当水平W下，从而抑制发生屈服延伸(YP-EI)而 有利于制造屈强比低的复合组织钢的元素。并且，与强度上升相比，使伸长率的下降最小 化，从而有利于制造具有高延展性的复合组织钢。
[0053] 本发明中，所述Cr通过提高泽硬性，使得马氏体的形成变得容易，但是，当其含量 大于1.0%时，使马氏体的形成比例过度地增加，导致强度和伸长率下降。因此，本发明中， 优选将Cr的含量限制在1.0% W下，考虑到在制造过程中不可避免地被添加的量，将0%除 外。
[0化4] Si:0.3%W 下（0% 除外）
[0055] 通常，娃(Si)是在退火冷却时形成适当水平的残留奥氏体而大幅提高伸长率的元 素，但是，当C的含量达到0.6%程度的高含量时发挥其特性。并且，已知所述Si通过固溶强 化效果起到提高钢的强度的作用，或者，在含量达到适当水平W上时，提高热浸锻锋钢板的 表面特性。
[0056] 本发明中，将所述Si的含量限制在0.3% W下(0%除外），运是为了确保强度W及 改善伸长率。但是，即使不添加所述Si,对确保物理性质没有太大问题，然而考虑到在制造 过程中不可避免地被添加的量，将0%除外。当Si的含量大于0.3%时，锻覆表面特性会变 差，对形成复合组织钢几乎没有效果。
[0化7] P:〇.l%W 下（0% 除外）
[0058] 钢中的憐(P)是几乎不破坏成形性的同时确保强度的最有利的元素，但是P的添加 量过高时，产生脆性破坏的可能性显著增加，因此在热社过程中板巧的板断裂的可能性会 增加，并且起到降低锻覆表面特性的作用。
[0059] 因此，本发明中将所述P的含量限制在0.1% W下，但是，考虑到在制造过程中不可 避免地被添加的量，将0 %除外。
[0060] S:0.01%w 下(0% 除外）
[0061] 硫(S)是钢中的杂质元素，是不可避免地被添加的元素，因此重要的是将其含量限 制在尽可能低。尤其是，由于钢中的S有提高产生红脆性的可能性，因此将其含量优选控制 在0.01 % W下。但是，考虑到在制造过程中不可避免地被添加的量，将0%除外。
[0062] N:0.01%W 下(0% 除外）
[0063] 氮(N)是钢中的杂质元素，是不可避免地被添加的元素。重要的是将所述N的含量 限制在尽可能低，但是存在钢的精炼费用会急剧上升的问题，因此将其含量优选控制在能 够进行加工工序的范围即0.01% W下。但是，考虑到在制造过程中不可避免地被添加的量， 将0 %除外。
[0064] sol.Al:0.02 ~0.06%
[0065] 酸溶侣(sol.A1)是为了细化钢的粒度W及实现脱氧而被添加的元素，当其含量小 于0.02%时，无法W通常的稳定的状态制造侣镇静(A1 Killed)钢，另一方面，当其含量大 于0.06%时，由于具有晶粒细化效果而有利于提高强度，但在炼钢的连铸作业过程中因形 成过多的夹杂物而产生表面缺陷的可能性增大，而且导致制造成本上升。因此，优选地，本 发明中将sol. A1的含量控制在0.02~0.06%。
[0066] M〇:0.2%W 下（0% 除外）
[0067] 钢(Mo)是为了延迟奥氏体相变为铁素体的同时细化铁素体及提高强度而被添加 的元素。所述Mo具有提高钢的泽硬性，并且在晶界(grain boundary)形成微细马氏体而能 够控制屈强比的优点。但是，所述钢是昂贵元素，其含量越高，越不利于制造。因此，优选地， 对其含量进行适当的控制。
[0068] 优选地，为了获得上述效果，最多添加至0.2%，当所述Mo的含量大于0.2%时，导 致合金成本的急剧上升而经济性下降且钢的延展性反而降低。在本发明中Mo的最合适的水 平为0.05%，但即使不添加也能确保所目的的物理性质。但是，考虑到在制造过程中不可避 免地被添加的量，将0 %除外。
[0069] B:0.003%W 下(0% 除外）
[0070] 钢中的棚(B)是为了防止因 P的添加所导致的二次加工脆性而添加的元素。当所述 B的含量大于0.003 %时，导致伸长率降低，因此将所述B的含量控制在0.003 % W下，此时考 虑到不可避免地被添加的量，将0 %除外。
[0071] 本发明的钢板除了包含上述成分之外还可W包含余量Fe及其他不可避免的杂质。
[0072] 满足上述的组成成分的本发明的热浸锻锋钢板乃至合金化热浸锻锋钢板，优选包 含主相铁素体和余量马氏体作为其基础钢板的微细组织，此时可W包含一部分贝氏体，优 选将贝氏体的量尽可能地降到最低程度或不包含贝氏体。因此，优选地，构成本发明的热浸 锻锋钢板的基础钢板，W面积％计，由90% W上的铁素体、余量马氏体W及由下述的关系式 1定义的3% W下的贝氏体(B)组成。
[0073] 此时，优选地，W基础钢板的总厚度t为基准，在l/4t位置处由W面积％计的铁素 体分率为90% W上组成，并且包括余量马氏体和贝氏体的二相组织的分率满足1~10%。当 所述二相组织的分率小于1%时，难W形成复合组织钢而难W获得屈强比低的钢板，另一方 面，当所述二相组织的分率大于10%时，因强度过高而难W确保所需的加工性。
[0074] 根据本发明人的实验结果，基础钢板l/4t位置处的更优选的马氏体组织的分率为 2~5%。运是通过控制最佳的微细马氏体含量来确保低屈强比和优异的延展性的最佳条 件。而且，如下述的关系式1所示，可W不包含贝氏体，但在不可避免地形成的情况下优选为 3% W下。当大于3%时，因贝氏体周围的C的浓度增加而使延展性变差且使屈强比上升，因 此有可能不适合于本发明，
[007引[关系式。
[0076] B( % ) = {BA/(FA+MA+BA)} X 100
[0077] (其中，FA表示铁素体占有面积，BA表示贝氏体占有面积，MA表示马氏体占有面 积。）
[0078] 本发明中，重要的是将整体二相组织中的贝氏体的面积比控制在低的程度，运是 因为对贝氏体与马氏体进行比较时，存在于贝氏体晶粒内的作为固溶元素的C和N容易固着 在位错上，妨碍位错的移动，表现出不连续的屈服特性，从而显著增加屈强比。
[0079] 因此，当整体二相组织中的贝氏体的面积比为3% W下时，可W将调质社制前的屈 强比控制在0.57W下，之后进行调质社制，从而能够将屈强比控制在适当的水平。当所述贝 氏体的面积比大于3%时，因调质社制前的屈强比大于0.57而难W制造具有低屈强比的复 合组织钢板，并且导致延展性下降。
[0080] 并且，优选地，本发明的热浸锻锋钢板，在其基础钢板的表层部的平均10皿W内的 由铁素体和第二相构成的所有基体组织内的C+Mn的浓度(a)与钢板厚度l/4t位置处的基体 组织内的C+Mn浓度(b)的比例(a/b)为0.7 W下。
[0081] 运是用于制造具有更优异的扩孔率化ER)的复合组织钢的方法，随着汽车用加工 配件的形状越来越复杂，因加工边缘部的扩孔率的不足而经常产生加工裂纹。运是因为裂 纹产生始发点从钢板的表层部逐渐向中屯、部发展。根据本发明人的研究结果，确认如果适 当地控制基础钢板的表层部和l/4t位置处的C+Mn的浓度比，则能够抑制上述的裂纹扩展， 从而改善扩孔率。
[0082] 优选地，基础钢板的表层部的平均lOwnW内的由铁素体和第二相构成的所有基体 组织内的C+Mn的浓度(a)与钢板厚度l/4t位置处的基体组织内的C+Mn浓度(b)的比例(a/b) 为0.7W下，所述比例越低越改善扩孔率，但不限制其下限值。当其比例(a/b)大于0.7时，扩 孔率并没有显著改善，因此限制其上限值。
[0083] 并且，就本发明的热浸锻锋钢板或合金化热浸锻锋钢板而言，优选将基础钢板的 表层lOwnW内的整体组织作为基准的马氏体分率(C)与l/4t位置处的马氏体分率(d)的比 例（c/d)为0.8W下。运也是为了通过尽可能地抑制表层部马氏体的形成来改善扩孔率，马 氏体含量越低，由于铁素体与马氏体的硬度差得到改善而能够改善表层部的扩孔率。在运 种情况下也不限制其下限值，但是，当所述比例（c/d)大于0.別寸，钢板的表层部与l/4t位置 处的马氏体形成比例没有很大的差距，因此有可能不具有扩孔率的改善效果。
[0084] 进一步而言，就本发明的热浸锻锋钢板乃至合金化热浸锻锋钢板而言，优选将基 础钢板的表层部的平均10皿W内的马氏体相内的C+Mn的浓度(e)与基础钢板厚度l/4t位置 处的马氏体相内的C+Mn的浓度(f)的比例(6处)控制在0.95W下。运也是为了通过将马氏体 相内C+Mn的浓度比降到尽可能低的程度而将马氏体相的硬度降到尽可能低的程度，由此通 过减少马氏体与作为基体组织的铁素体的硬度差来改善扩孔率。但是，当所述比例(e/f)大 于0.95时，中屯、部即l/4t位置处与马氏体相没有硬度差距，因此扩孔率的改善效果会减少。
[0085] 另外，就本发明的热浸锻锋钢板乃至合金化热浸锻锋钢板而言，优选将基础钢板 的表层部的平均10皿W内的铁素体晶粒大小(g)与基础钢板厚度的l/4t位置处的铁素体晶 粒大小化）的比例(g/h)控制在1.2W上。运是因为表层部的脱碳反应使得C的量减少，从而 导致铁素体晶粒的粗大化，由此提高表层部的延展性，从而带来扩孔率的改善效果。但是， 当其比例（g/h)小于1.2时，与基础钢板厚度的l/4t位置处相比，因晶粒的大小类似而无法 获得扩孔率的改善效果。
[0086] 如上所述，本发明中，通过表层部铁素体的粗大化来增加材质延展性、W及通过适 当控制所有基体组织(F+M)内的C+Mn的浓度比，尤其是马氏体相中的C+Mn的浓度比，从而减 少钢板表层部的相间(铁素体、马氏体)硬度差，从而能够提供优异的扩孔率。
[0087] 接着，对本发明的扩孔率优异且具有低屈强比的热浸锻锋钢板乃至合金化热浸锻 锋钢板的制造方法进行详细的说明。
[0088] 首先，本发明中，准备具有如上所述的钢的组成成分的钢巧，然后对所述钢巧进行 再加热。所述再加热工序是为了顺利地实施后续的热社工序且充分获得所目的的钢板的物 理性质而实施的。本发明不会特别限制所述再加热条件，只要是普通的条件即可。例如，可 W在1100~1300°C的溫度范围实施再加热工序。
[0089] 接着，本发明中，在Ar3+50°C~950°C的溫度范围对所述经过再加热的钢巧进行热 精社。此时，优选地，本发明中在由下述的关系式2定义的Ar3+50°C~950°C的溫度范围对所 述经过再加热钢巧进行热精社。就热精社而言，一般情况下，在奥氏体系单相区实施为有 利。运是因为在奥氏体单相区进行精社，从而在基本上由单相晶粒构成的组织中施加更加 均匀的变形，从而能够增加组织内的均匀性。当热精社溫度低于Ar3+50°C时，因铁素体+奥 氏体的二相区社制可能性高而有可能带来材质的不均匀性。另一方面，当热精社溫度高于 95(TC时，由于高溫热社所带来的异常粗大的晶粒的形成，导致材质不均匀，因此进行热社 冷却时有可能产生卷板扭曲现象。
[0090] [关系式2]
[0091 ] Ar3 = 910-310*C-80*Mn-20*Cu-15*Cr-55*Ni-80*Mo
[0092] (其中，Ar3指理论溫度。）
[0093] 而且，本发明中，在450°C~700°C的溫度范围对所述经过热精社的热社板进行收 卷。当收卷溫度低于45(TC时，生成过多的马氏体或贝氏体而导致热社钢板的强度上升过 大，因此在进行后续的冷社时有可能产生负荷所导致的形状不良等问题。另一方面，当收卷 溫度高于700°C时，钢中的Si、Mn、B等降低热浸锻锋钢板的润湿性的元素所导致的表面浓缩 会更加严重。因此，考虑到运些问题，将收卷溫度优选控制在450~700°C。接着，能够W通常 的条件对所述收卷的热社板实施酸洗处理。
[0094] 接着，本发明中，W40~80%的压下率对所述收卷的热社钢板进行冷社。在进行所 述冷社过程中优选W40~80%的压下率实施，当冷社压下率小于40%时，难W确保所预期 的厚度且钢板的形状矫正困难，另一方面，当冷社压下率大于80%时，在钢板的边缘(edge) 部分产生裂纹的可能性高，并且会带来冷社的负荷。
[0095] 接着，本发明中将炉内氛围中的氨分压对数log(PH20/PH2)控制在-4.0《log (PH20/P肥）《-2.0,同时对所述冷社钢板进行一次升溫，W4°C/sW上的平均升溫速度升溫 至560°C~680°C的溫度范围，然后进行二次升溫，W2°C/sW下的平均升溫速度升溫至760 °C~850°C的溫度范围。
[0096] 本发明中，所述连续退火工序，例如在连续退火炉或合金化锻覆连续炉中实施，运 是对升溫溫度、升溫速度W及炉内的氨气分压进行控制，W充分地进行基础钢板表层部的 脱碳反应的重要因素。即，对根据退火溫度的升溫速度进行控制，W尽可能地增加表层部的 脱碳反应。
[0097]具体而言，本发明中，对所述冷社钢板进行一次升溫，W4°C/sW上的平均升溫速 度升溫至560°C~680°C的溫度范围，运些条件从生产性W及脱碳反应的方面考虑是最佳的 条件。当所述一次升溫溫度低于560°C时，即使升溫速度缓慢也因组织内C的活跃度低而不 容易发生充分的脱碳反应，而且即使在低溫环境下提高升溫速度也对生产性的提高没有任 何帮助。另一方面，当所述一次升溫溫度高于680°C时，虽然有利于表层部的脱碳反应，但是 在前面提及的4°C/sW上的升溫速度下的脱碳反应有可能不充分。
[009引另外，从生产性方面考虑，所述一次升溫速度的增加越高越有利，因此不会特别地 限定其上限，但是当其下限小于4°C/s时，因生产性低而经济效益不好。
[0099] 本发明中，所述一次升溫的溫度范围W及升溫速度是为了在后续的二次升溫工序 中提高退火时的脱碳反应和生产性而进行快速加热而设定的。
[0100] 接着，本发明中，对所述经过一次升溫的冷社钢板进行二次升溫，W2°C/sW下的 平均升溫速度升溫至760°C~850°C的溫度范围。所述二次升溫工序用于实现再结晶的同时 形成铁素体和奥氏体并进行碳的分配，当此时溫度低于76(TC时，不仅无法实现充分的再结 晶，而且难W形成充分的奥氏体，因此难W确保本发明中所预期的强度。另一方面，当溫度 高于850°C时，生产性降低，并且因生成过多的奥氏体而在进行冷却之后会包含贝氏体，因 此钢板的延展性会降低。
[0101] 因此，考虑到运些问题，优选地，本发明中将所述二次升溫的溫度范围控制在760 ~850°C，从而在退火过程中确保充分的表层部脱碳时间。更优选地，在770~810°C的溫度 范围内进行二次升溫。所述溫度区间均为二相区(铁素体+奥氏体)溫度区间，但是，优选地， 尽可能在包含更多的铁素体区的溫度区间实施。在二相区退火溫度下初始铁素体越多，退 火后晶粒的生长越容易，因此延展性会变得优异。并且，由于奥氏体内的C的浓度(古斗五） 增加而马氏体的转变开始(Ms)溫度降低，从而在后续的锻槽中实施热浸锻锋处理之后进行 最终冷却时能够形成马氏体，由此使大量的微细马氏体均匀分布于晶粒中，从而能够制造 具有优异的延展性和低屈强比的钢板。所述二次升溫的溫度范围越低，越有利于铁素体内 的C向奥氏体扩散(相比铁素体，奥氏体内的C的饱和度高），并且C的浓度高的奥氏体的含量 越多，越容易形成微细的马氏体从而能够制造具有高延展性的钢。
[0102] 本发明中，所述二次升溫是W2°C/sW下的速度升溫至760°C~850°C的溫度范围， 运是为了在退火过程中确保充分的表层部脱碳时间。当升溫速度大于2°C/s时，速度快，导 致不会发生充分的脱碳反应，因此优选将其上限值限制在2°C/sW下。
[0103] 另外，本发明中，在由所述一次升溫和二次升溫组成的连续退火工序中，优选将炉 内氛围中的氨分压对数log(P肥0/PH2)控制在-4.0《1 og(P肥0/P肥）《-2.0的范围，运是为 了在连续退火过程中使表层部的脱碳反应充分。更优选地，将所述氨分压对数l〇g(PH20/ PH2)控制在-3.0《1 og(PH20/PH2)《-2.5的范围。W运种条件控制炉内的氧(0)的氛围，从 而使氧与钢板表层部的C反应而能够促进脱碳反应。当所述氨分压对数小于-4时，由于炉内 的氧(0)的含量不足而与C反应的0不足，因此不能发生充分的脱碳反应，另一方面，当所述 氨分压对数大于-2.0时，由于炉内的氧的量过多而虽然有利于脱碳反应，但同时与存在于 基础钢板内的Si、Mn等发生反应并W氧化物的形式沉积在表层，因此延迟合金化，并且对化 学转化处理性有负面影响，可能导致锻覆表面特性变差。
[0104] 另外，本发明中，对所述经过连续退火的钢板进行一次冷却，~8°C/s的平均冷 却速度冷却至630~670°C的溫度范围。本发明中越是提高所述一次冷却溫度或者W很慢的 速度进行冷却，铁素体变得更均匀的同时粗大化的倾向高，从而有利于提高延展性。并且， 在一次冷却过程中给予微量的C能够向奥氏体系扩散的充分的时间，运在本发明中意义很 大。详细而言，在二相区中C总是可流动地向C的浓度高的奥氏体系进行扩散移动，溫度越高 和时间越长，C的扩散速度会增加。因此，所述一次冷却溫度很重要，当低于630°C时，因溫度 过低而C的扩散活跃度低，因此不能充分地向奥氏体系扩散，导致铁素体内的C的浓度高，因 此不利于确保延展性。并且，当溫度高于670°C时，从上述提及的特性方面考虑是有利的，但 是有可能产生在后续的冷却工序中需要W很高的速度进行冷却的问题。
[0105] 另外，优选将一次冷却速度限制在2~8°C/s范围内，运是由于一次冷却速度小于2 °C/s时，因冷却速度过慢而在生产性方面存在问题，当一次冷却速度大于8°C/s时，C能够向 奥氏体扩散的时间不充分。
[0106] 接着，本发明中，对所述经过一次冷却的钢板进行二次冷却，W3~10°C/s的平均 冷却速度冷却至Ms+20°C~Ms巧0°C的溫度范围。其中，Ms可W由下面的关系式3来定义。
[0107] [关系式3]
[0108] Ms(°C)= 539-423C-30.4Mn-l2.lCr-17.7Ni-7.5Mo
[0109] (其中，Ms表示生成M相的理论溫度。）
[0110] 根据研究成果，如果钢板在通过热浸锻锋槽的通常的溫度范围的440~480°C之前 生成马氏体相，则具有马氏体相最终会变得粗大的倾向，因此不能获得低屈强比。因此，本 发明中，将所述二次冷却的溫度范围限制在Ms+20°C~Ms巧0°C，在所述溫度条件下需要尽 可能地进行缓慢冷却而抑制马氏体相的生成。当溫度低于Ms+20°C时，能够生成马氏体相， 当溫度高于Ms巧0°C时，之后的冷却速度反而会提高，因此在后续的浸溃在锻槽之前形成马 氏体相的可能性有可能增加。
[0111] 另外，优选将所述二次冷却时的冷却速度限制在3~10°C/s，运是由于当冷却速度 小于：rc/s时，虽然不会形成马氏体相，但在生产性方面存在问题，当冷却速度大于10°C/s 时，因钢板的整体的进给速度会加快而有可能产生板的形状弯曲等问题。
[0112] 接着，本发明中，在440~480°C的溫度范围对所述经过二次冷却的钢板实施热浸 锻锋处理，然后W4°C/sW上的平均冷却速度冷却至Ms-100°CW下的溫度。
[0113] 本发明中，所述热浸锻锋处理可W通过在作为通常的溫度范围的440~480°C的溫 度区将经过二次冷却的钢板浸溃在锻槽(Pot)内来实施。本发明中，不受运种具体的热浸锻 锋处理条件的限制，但是，优选将所述经过二次冷却的钢板到达所述溫度范围的锻槽之前 的平均冷却速度设在4~8°C/s的范围。将所述平均冷却速度控制在4~8°C/s，从而在到达 锻槽之前在钢板上不会形成马氏体组织。具体而言，当冷却速度小于4°C/s时，虽然不会形 成马氏体，但生产性变差，因此不适合，当冷却速度大于8°C/s时，晶粒内形成一部分马氏 体，而且还会形成贝氏体，因此有可能屈服强度上升且延展性变差。
[0114] 接着，本发明中，W4°C/sW上的平均冷却速度将在表面上进行热浸锻锋处理的钢 板冷却至Ms-100°CW下的溫度，从而在最终步骤中能够制造具有微细的马氏体的热浸锻锋 钢板。在高于Ms-100°C的溫度条件下，除非W很快的冷却速度进行冷却，不仅无法获得微细 的马氏体相，而且有可能产生板形状不良问题。
[0115] 因此，本发明中，热浸锻锋钢板W4°C/sW上的平均冷却速度冷却至Ms-100°CW下 的溫度。当冷却速度小于4°C/s时，因冷却速度很慢而在晶界或晶粒内形成有不规则的马氏 体，而且晶界马氏体与晶粒中马氏体的比例会低，因此不能制造具有低屈强比的钢，并且生 产性也会变差。
[0116] 另外，本发明中，在进行上述的热浸锻锋处理之后，为了实现合金化，在通常的热 处理溫度下进行再加热处理，然后W4°C/秒W上的平均冷却速度最终冷却至Ms-100°CW下 的溫度，从而也能够制造合金化热浸锻锋钢板。其他条件与形成上述的热浸锻锋钢板的情 况相同。
【具体实施方式】
[0117] W下，通过实施例对本发明进行更加详细的说明。
[011引（实施例）
[0119] 准备具有下述表1中所示的钢的组成成分的钢巧，然后利用下述表2中所示的制造 工序来制造热浸锻锋钢板。下述表1中，钢种1、2、4W及5用于制造合金化热浸锻锋钢板 (GA)，钢种3和6用于制造热浸锻锋钢板(GI)。而且，钢种7和8均用于制造合金化热浸锻锋钢 板(GA)。
[0120] 对通过如上所述的方法制造的热浸锻锋钢板的物理性质等进行评价并示于下述 表3中，此时，本发明的目标在于，在没有进行调质社制的状态下制造具有0.57W下的屈强 比W及80% W上的扩孔率的钢板。
[0121] 此时，对于各个试片的拉伸试验是按照JIS标准并沿着C方向实施，就微细组织的 分率而言，对经过退火处理的钢板的板厚度l/4t位置处的基体组织进行分析并利用了其结 果。具体而言，首先利用光学显微镜通过Lepelar腐蚀方法来计算马氏体和贝氏体的面积分 数，然后再利用扫描式电子显微镜（SEM)(3000倍)进行观察，然后通过累积计点法(Count 化int)作业来进行准确的测定。
[0122] 另外，通过W下方法来测定基础钢板的基体组织内的铁素体和马氏体内的C、Mn的 浓度比：利用聚焦离子束(FIB;Focus Ion Beam)在不损坏组织的情况下对从锻层的表面到 基础铁的内部的l/4t位置处进行瓣射（sputtering)而切割。接着，利用透射电子显微镜 (TEM)的能谱化DS，Energy Dispersive Spectroscopy)分析法并W线(Xine)和点（Point) 的方式对存在于各相的C和Mn的浓度比进行定量评价。另外，通过W下方法测定扩孔率 化ole expansion ratio):通过进行锐削（Milling)加工来形成10mm的孔，然后利用圆锥 (Cone)形冲压机(punch)从下部往上推到开始产生表层部裂纹的始点后停止，然后将孔 化ole)的初始直径与产生裂纹前的直径进行比较，计算出其比例。
[0123] 表1
[0124]
[C
[C
[0127]表3 [012 引
[0129] *表3中，①表示组织内的马氏体(M)的分率（％)，
[0130] ②表示组织内的贝氏体(B)的分率（％)，
[0131 ]③表示钢板表层的平均lOwnW内的由铁素体和第二相构成的所有基体组织内的C +Mn的浓度(a)与钢板厚度l/4t位置处的基体组织内的C+Mn浓度(b)的比例(a/b)，
[0132] ④表示钢板表层的平均10微米W内的整体组织的马氏体分率(C)与l/4t位置处的 马氏体分率(d)的比例(c/d)，
[0133] ⑤表示钢板表层的平均10皿W内的马氏体相内的C+Mn的浓度(e)与钢板厚度1 /41 位置处的马氏体相内的C+Mn的浓度(f)的比例(6处），
[0134] ⑥表示钢板表层的平均10皿W内的铁素体的晶粒大小(g)与l/4t位置处的铁素体 的晶粒大小化)的比例(g/h)，
[01巧]⑦表示屈强比YS/TS。
[0136]如所述表1至表3所示，全部满足本发明的钢的组成成分W及制造工序条件的发明 例1至16,不仅拉伸强度在450~650MPa的范围，而且屈强比YS/TS为0.57W下，可W确认在 本发明的拉伸强度的范围基本上确保80% W上的扩孔率。
[0137] 另外，图1示出对应于本发明例1的合金化热浸锻锋钢板的基础钢板表层的10皿W 内与基础钢板厚度l/4t位置处的C、Mn浓度比，是利用透射电子显微镜（TEM)的每秒计数 (CPS，Count化int Sec)并按照线化ine)分析方式来进行分析的。如图1所示，可W确认与 钢板厚度l/4t位置处相比，表层的C、Mn的浓度比显著减小。图2示出基础钢板表层部和中屯、 部（1 /41)的C、Mn的浓度比，可知与表层相比，1 /41位置处的C+Mn的浓度比相对高。即，从表 层部与l/4t位置处的C、Mn的浓度比（单位:CPS)的分析结果可知，就本发明的热浸锻锋钢板 而言，基础钢板的表层部的C、Mn的浓度比比厚度l/4t位置处减少，运是由于炉内发生脱碳、 脱儘反应而导致表层部C、Mn的浓度比减小，与此同时，C、Mn也向锻层扩散而使表层部的浓 度降低。由此，由于基础钢板表层部晶粒粗大化及其表层部的马氏体相数量降低，其表层区 域延展性增加，结果，铁素体与马氏体相之间的硬度差会减小，因此基础钢板的扩孔率提 局。
[0138] 图3是将包括本发明的热浸锻锋钢板的基础钢板表层部的10皿W内的表层部和中 屯、部进行放大，并利用对其进行组织观察的照片，可W确认表层部的铁素体组织粗大， 尤其，晶界马氏体数量显著减少。
[0139] 另外，图4示出图1的合金化热浸锻锋钢板的基础钢板表层部和中屯、部（l/4t)位置 处的马氏体相内的C、Mn的浓度比，马氏体相内的C、Mn的浓度比在表层部显示得小。表层部 与l/4t位置处的马氏体相内的C、Mn的浓度比进行比较时，相比于l/4t位置处，表层部的马 氏体相内的C、Mn的浓度比的降低，导致用于形成马氏体相的驱动力的减小，从而减少马氏 体相的生成。并且，马氏体相内的C、Mn的浓度比也会相对减小，即使是相同的马氏体相，相 比于l/4t位置处的马氏体相，表层部的马氏体更加软质化，从而铁素体与马氏体相间的硬 度差降低，因此基础钢板的扩孔率提高。
[0140] 与此相反，就钢的组成成分在本发明范围内，但制造工序条件超出本发明的范围 的比较例1至比较例5而言，基础钢板表层部的C、Mn的浓度比基本上高于l/4t位置处，或者， 马氏体相内表层部的C、Mn的浓度比也高于l/4t位置处。表层部的延展性几乎没有被提高， 因此无法确保本发明中所预期的扩孔率。
[0141] 并且，就钢的组成成分超出本发明的范围的比较例6至8而言，基础钢板表层部的 C、Mn的浓度比基本上高于l/4t位置处，或者，马氏体相内表层部的C、Mn的浓度比高于l/4t 位置处，表层部的延展性几乎没有被提高，因此无法确保本发明中所预期的扩孔率。
[0142] 具体地，就钢种4的比较例1而言，由于升溫速度慢且退火溫度低，因此在二相区溫 度区间奥氏体的含量低，结果，基础钢板的最终组织中B的分率超过3%，其扩孔率不足。
[0143] 并且，就钢种7-8而言，Mn的含量低，通过添加化来促进马氏体的形成，但是基础钢 板表层部的平均10皿W内的基体组织内的C+Mn的浓度(a)与基础钢板厚度l/4t位置处的基 体组织内的C+Mn的浓度(b)的比例(a/b)为0.7 W上，表层部的平均1 Own W内的基体组织中 的马氏体的面积分数k)与基础钢板厚度l/4t位置处的马氏体面积分数(d)的比例(c/d)为 0.8W上，结果扩孔率降低。即，可W得知即使对钢中7、钢种8适用最佳的退火溫度W及升溫 速度等工序条件，在基本的成分体系超出本发明的情况下无法获得预期的扩孔率。此时，测 量C+Mn的浓度的方法如下：利用透射电子显微镜(TEM)并W线剖面化ine Profile)为基准， 利用每秒计数(CPS，count per sec)法检测出的所述成分在各个位置的峰值(Peak)数并进 行分析。
[0144] 另外，比较例2是退火溫度超出本发明的范围的情形，可W得知虽然奥氏体增加， 但因屈强比高而扩孔率不足。
[0145] W上，参照实施例对本发明进行了说明，但本发明所属技术领域的技术人员可W 理解为，在不脱离权利要求书中记载的本发明的思想和领域的范围内，可W对本发明进行 各种修改W及变更。
【主权项】
1. 一种扩孔率优异的热浸镀锌钢板，其为基础钢板的表面上形成有热浸镀锌层的热浸 镀锌钢板，其中，所述基础钢板，以重量％计，由碳(c):0.02~0.08%、锰(Mn ):1.3~2.1%、 硅(31):0.3%以下(0%除外）、铬(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）、铝(酸溶铝（sol. Al) ):0.02~ 0.06%、钼(]?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 避免的杂质组成， 所述基础钢板的微细组织，以面积％计，由90%以上的铁素体、余量马氏体以及由以下 关系式1定义的3%以下的贝氏体组成， 基础钢板的表层部的平均ΙΟμπι以内的基体组织内的C+Mn浓度(a)与基础钢板厚度的1/ 4t位置处的基体组织内的C+Mn浓度(b)的比例(a/b)为0.7以下， [关系式1] B(% ) = {BA/(FA+MA+BA)}X100 其中，FA表示铁素体占有面积，BA表示贝氏体占有面积，ΜΑ表示马氏体占有面积。2. 根据权利要求1所述的扩孔率优异的热浸镀锌钢板，其特征在于，所述基础钢板的表 层部的平均ΙΟμπι以内的基体组织中的马氏体面积分数(c)与基础钢板厚度l/4t位置处的马 氏体面积分数(d)的比例(c/d)为0.8以下。3. 根据权利要求1所述的扩孔率优异的热浸镀锌钢板，其特征在于，所述基础钢板的表 层部的平均ΙΟμπι以内的马氏体相内的C+Mn的浓度(e)与基础钢板厚度的1 /4t位置处的马氏 体相内的C+Mn的浓度(f)的比例(e/f)为0.95以下。4. 根据权利要求1所述的扩孔率优异的热浸镀锌钢板，其特征在于，所述基础钢板的表 层部的平均ΙΟμπι以内的铁素体晶粒大小(g)与基础钢板厚度的l/4t位置处的铁素体晶粒大 小(h)的比例(g/h)为1.2以上。5. -种扩孔率优异的合金化热浸镀锌钢板，所述钢板通过对权利要求1至4中任一项所 述的热浸镀锌钢板的热浸镀锌层实施合金化处理工艺来制造。6. -种扩孔率优异的热浸镀锌钢板的制造方法，其包括以下工序： 准备具有如下钢组成成分的钢坯，然后对所述钢坯进行再加热，所述钢坯的组成成分， 以重量％计，包含：碳(C) :0.02~0.08%、锰(Μη): 1.3~2.1%、硅（Si) :0.3%以下（0%除 外）、铬(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）、铝（酸溶铝（8〇1.厶1)):〇.〇2~〇.〇6%、钼(]\1〇):〇.2%以 下(〇%除外）、硼(B) :0.003%以下(0%除外）、余量Fe及其他不可避免的杂质； 在Ar3+50°C~950°C的温度范围对所述经过再加热的钢坯进行热精乳，然后在450~ 750 °C进行收卷； 以40~80%的压下率对所述收卷的热乳钢板进行冷乳，接着，将炉内环境中的氢分压 对数l〇g(PH20/PH2)控制在-4.0彡log(PH20/PH2)彡-2.0，同时对所述冷乳钢板进行连续退 火，在所述连续退火过程中，对所述冷乳钢板进行一次升温，以4°C/s以上的平均升温速度 升温至560°C~680°C的温度范围，接着进行二次升温，以2°C/s以下的平均升温速度升温至 760°C~850°C的温度范围； 对所述经过连续退火的钢板进行一次冷却，以2~8°C/s的平均冷却速度冷却至630~ 670°C的温度范围，接着进行二次冷却，以3~10°C/s的平均冷却速度冷却至Ms+20°C~Ms+ 50°C的温度范围；以及 在440~480 °C的温度范围对所述经过二次冷却的钢板进行热浸镀锌处理，然后以4 °C / s以上的平均冷却速度冷却至Ms-100°C以下的温度。7. 根据权利要求6所述的扩孔率优异的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，构成所 述热浸镀锌钢板的基础钢板，其微细组织，以面积％计，由90%以上的铁素体、余量马氏体 以及由以下关系式1定义的3%以下的贝氏体组成，其表层部的平均ΙΟμπι以内的基体组织内 的C+Mn浓度(a)与基础钢板厚度1 /4t位置处的基体组织内的C+Mn浓度(b)的比例（a/b)为 0.7以下， [关系式1] B(% ) = {BA/(FA+MA+BA)}X100 其中，FA表示铁素体占有面积，BA表示贝氏体占有面积，ΜΑ表示马氏体占有面积。8. 根据权利要求6所述的扩孔率优异的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，构成所 述热浸镀锌钢板的基础钢板的表层部的平均1〇μπι以内的基体组织中的马氏体面积分数(c) 与基础钢板厚度l/4t位置处的马氏体面积分数(d)的比例(c/d)为0.8以下。9. 根据权利要求6所述的扩孔率优异的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，构成所 述热浸镀锌钢板的基础钢板的表层部的平均ΙΟμπι以内的马氏体相内的C+Mn的浓度(e)与基 础钢板厚度1 /4t位置处的马氏体相内的C+Mn的浓度(f)的比例(e/f)为0.95以下。10. 根据权利要求6所述的扩孔率优异的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，构成 所述热浸镀锌钢板的基础钢板的表层部的平均ΙΟμπι以内的铁素体晶粒大小(g)与基础钢板 厚度l/4t位置处的铁素体晶粒大小(h)的比例(g/h)为1.2以上。11. 根据权利要求6所述的扩孔率优异的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，所述 氢分压对数 1 〇g (PH20/PH2)满足-3.0 < 1 og (PH20/PH2 )< -2.5 的范围。12. -种扩孔率优异的合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其包括以下工序:在权利要求 6至11中任一项所述的方法中，进行所述热浸镀锌处理之后实施合金化热处理工艺。
【文档编号】C22C38/38GK106062232SQ201580011403
【公开日】2016年10月26日
【申请日】2015年5月8日 公开号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
【发明人】韩箱浩, 韩成豪
【申请人】Posco公司