具有優越可焊性的高錳鋼以及由其制造熱浸鍍鋅鋼板的方法
【專利摘要】本發明涉及一種具有優越可焊性的高錳鋼，以及以所述高錳鋼制造熱浸鍍鋅鋼板的方法。根據本發明的一個方面的高錳鋼的特征在于，其以重量％計含有：C：0.3-1％、Mn：8-25％、Al：1-8％、Si：0.1-3.0％、Ti：0.01-0.2％、Sn：0.06-0.2％、B：0.0005-0.01％，其余為Fe和不可避免的雜質。本發明可以提供一種高錳熱浸鍍鋅鋼板，其具有高強度和可加工性以及優越的表面品質，可避免由錳導致的鍍層失效。
【專利說明】具有優越可焊性的高錳鋼以及由其制造熱浸鍍鋅鋼板的方法
【技術領域】
[0001]本公開內容涉及一種具有優越鍍層粘附性的高錳鋼以及由其制造熱浸鍍鋅鋼板的方法，更具體而言，涉及一種高錳鋼，其具有優越的鍍層粘附性以及高延展性和高強度，所述高錳鋼用于車輛主體和結構元件，并通過使用所述高錳鋼在熱浸鍍鋅過程中使其表面形成的氧化膜最小化而阻止鍍層失效；以及涉及由所述高錳鋼制造熱浸鍍鋅鋼板的方法。
【背景技術】
[0002]由于車輛變輕導致的燃料效率和穩定性的增加，需求高強度的車輛本體和結構材料，因而開發出了許多種類的用于車輛的高強度鋼。然而，由于高強度會降低大多數鋼板的延展性，因而許多類型的鋼板在將其加工制成部件時具有很多限制。為了解決由于鋼板的高強度導致的延展性降低的問題，已進行了許多研究，研究的結果是，提出了基于奧氏體的高錳鋼(參見 JP1992-259325、W093/013233、W099/001585、W002/101109 等)，所述鋼中含有5至35重量％的錳，以便在鋼鐵的塑性變形期間引起孿晶邊界(twin boundary)缺陷變形，從而顯著地增加延展性。
[0003]然而，所述高錳鋼的問題在于，熱浸鍍鋅鋼的鍍層粘附性會相對較差。即，由于鋼板的熱浸鍍鋅會增加耐腐蝕性、可焊性和涂料的可涂覆性，因此大部分用于汽車的鋼板是熱浸鍍鋅的。那么，使用高錳鋼作為鍍鋅材料的熱浸鍍鋅鋼板在含有氫的氮氣氣氛中退火，以便確保所需的材料品質和表面活性(降低)。對于作為鍍鋅材料的基質鐵(Fe)而言，所述氣氛是還原性氣氛；但是對于高錳鋼中易于氧化的元素，例如錳(Mn)、硅(Si)、鋁(Al)等，所述氣氛起到氧化氣氛的作用。因此，當含有大量的Al、Si等以及Mn的高錳鋼在所述氣氛中退火重結晶時，合金元素選擇性地被該氣氛中所含的痕量的水或氧氣所氧化，從而在基質材料(待被鍍鋅)的 表面形成Mn、Al、Si表面氧化層。因此，當含有大量的Al、Si等的高錳鋼被用作鍍鋅材料時，由于在退火過程——其為預涂布過程——中形成表面氧化物，會發生鍍層失效，或甚至在形成鍍鋅層的情況下，該鍍鋅層也可能在加工過程中分層。
[0004]迄今，在關于阻止高錳鋼和熱浸鍍鋅鋼板的鍍層失效的公知技術方面，提供了 I)一種電鍍法，其中添加硅(Si)從而在表面上形成薄的Si氧化膜，從而抑制Mn氧化物的形成(第2007-0067950號韓國專利申請公開)；2) —種方法，其中以物理氣相沉積法(PVD)沉積50nm至1000nm的鋁層，隨后退火，從而防止Mn氧化物的形成(第2007-0107138號韓國專利申請公開)，等等。
[0005]然而，在方法I的情況下，由于Si比Mn具有更高的氧化電勢而形成穩定的薄膜型氧化物，因此無法改良與熔融鋅的可沾性(wettability)。并且，由于方法2需要進行真空沉積過程之后進行用于鍍鋅的退火過程，因此待被鍍鋅的材料Al易于氧化，并且由于退火氣氛中含有的水或氧氣，沉積的Al形成可沾性差的氧化物，因此方法2可能會使可鍍鋅性變差。
[0006]如上文所述，在現有的公知技術中，當含有大量Mn的高錳鋼被用作電鍍材料時，由于在退火過程中形成的厚Mn、Al、Si氧化物或其復合氧化物導致鍍層失效，或形成鍍鋅層時，所述鍍鋅層僅僅覆蓋薄的氧化物層而在電鍍層與鐵之間的界面沒有界面間抑制層，鍍層會分層，在加工過程中鍍鋅層可能會與基質鐵分離。

【發明內容】

[0007]技術問題
[0008]本公開內容的一個方面是提供一種具有優越鍍層粘附性的高錳鋼，其在滿足高強度和高延展性需求的同時防止鍍層失效。
[0009]本公開內容的另一個方面提供一種由上述高錳鋼制造熱浸鍍鋅鋼板的方法，其中抑制了鍍層失效。
[0010]技術方案
[0011]根據本公開內容的一個方面，一種高錳鋼可包括，以重量％計:C:0.3-1% ；Mn:8-25%；A1:l-8%；S1:0.1-3.0%；T1:0.01-0.2%；Sn:0.06-0.2%;以及 B:0.0005-0.01%,其余為Fe和不可避免的雜質。
[0012]所述高錳鋼還可含有N1:0.01-2%和Cr:0.01-2.0%中的至少一種。
[0013]根據本公開內容的另一個方面，提供一種制造熱浸鍍鋅鋼板的方法，所述方法可包括:制造一種鋼板，其組成包括，以重量％計:C:0.3-1% ；Mn:8-25 % ；A1:1-8% ；Si:0.1-3.0 % ；Ti:0.01-0.2% ；Sn:0.06-0.2% ;以及 B:0.0005-0.01%，其余為 Fe 和不可避免的雜質；將該鋼板在露點溫度(dew point temperature)為_30°C至_60°C,且退火溫度為750°C至850°C的條件下退火；在4801:至520°C的浸鍍溫度下，將該退火的鋼板浸在熱浸鍍鋅浴中，所述熱浸鍍鋅浴包括Al:0.2-0.25重量％。
[0014]所述高錳鋼還可含有N1:0.01-2重量％和Cr:0.01-2.0重量％中的至少一種。
[0015]有益效果
[0016]如上文所述，根據本公開內容的示例性實施方案，通過用合金元素——例如大量的Μη、Α1和Si—阻止鍍層失效的發生，可提供具有優越表面品質以及高強度和高可加工性的高錳鋼及熱浸鍍鋅鋼板。
[0017]最佳實施方式
[0018]在下文中，將詳細說明本公開內容的實施方案。
[0019]
【發明者】們發現，為了獲得具有優越的機械性能同時防止出現鍍層失效的高錳鋼，除了高含量的錳之外，組分C、Al、S1、T1、Sn、B等需要被控制在合適的范圍內，從而完成了本發明。
[0020]就是說，
【發明者】們由研究中證實，退火氧化物的形成不僅被退火過程中的還原性氣氛(嚴格地講，對于合金元素而言為氧化性氣氛)所抑制，而且退火氧化物導致的鍍層失效的發生沒有被阻止，從而通過添加可以防止鍍層失效發生的元素，并且設定所述元素的含量使其與為了使得高錳鋼展現出強度和延展性而添加的其他元素協同，可以獲得具有優越鍍層粘附性以及優越的強度和延展性的高錳鋼，從而開發出本發明的鋼材。
[0021]也就是說，本公開內容的特征在于如下所示控制高錳鋼的組成，更具體而言，控制C、Mn、S1、T1、Sn、B 等的組成。
[0022]在下文中，將說明選擇基質鋼板的組分以及限定其范圍的原因。應注意，除非另有說明，各組分的含量以重量百分數(重量％)表示。
[0023]C:0.3-1%
[0024]碳(C)是有助于奧氏體穩定性的組分，增加其加入量是有利的，且優選以0.3%以上的量添加，以獲得所述添加效果。然而，當C的加入量超過1%時，因為滑移過程導致變形性的轉變，奧氏體相的穩定性極大增加從而降低了可加工性。因此，C的上限優選地限定為1%。
[0025]Mn:8-25%[0026]Mn是高錳鋼中的一種基本元素，其顯著地增加延展性同時增加強度，這是因為，當鋼材由于奧氏體相的穩定性而塑性變形時，其會引起孿晶的形成。為獲得所述效果，有利的是，Mn的添加量至少為8%。然而，當Mn的添加量超過25%時，高溫延展性會降低，從而在鑄造過程中產生破裂，在熱軋的再加熱過程中迅速發生高溫氧化，從而劣化產品的表面品質，在熱浸鍍鋅之前的退火過程中發生表面氧化(選擇性氧化)，從而劣化電鍍性能，并且由于大量的Mn而增加了生產成本。因此，Mn的添加量限定為25%以下。
[0027]Al:1-8%
[0028]雖然Al通常作為脫氧劑(deoxidizer)添加，在本公開內容中添加Al以防止延遲斷裂(delayed fracture)。Al是一種穩定鐵素體相的組分，但增加鋼材滑移面的堆垛層錯能(stacking fault energy)而抑制ε -馬氏體相的形成,從而提高延展性和耐延遲斷裂性。此外，即便Mn的添加量低時，由于Al抑制ε -馬氏體相的形成，Al有助于將Mn的添加量最小化。為了在高錳鋼中展示所述效果，Al優選地以1%以上的量加入。然而，當Al的添加量超過8%時，Al抑制孿晶的形成，降低延展性并劣化連續鑄造中的可鑄造性，并且由于Al是一種易氧化的元素，Al在熱浸鍍鋅之前的退火過程中被表面氧化，從而劣化對熔融鋅的可沾性。因此，Al的上限被限定為8%以下。
[0029]S1:0.1-3.0%
[0030]當硅(Si)單獨添加時，Si在熱浸鍍鋅之前的退火過程中被表面飽和，形成致密的薄膜型Si氧化物而劣化鍍鋅性能，因此優選不添加Si。然而，當Si與Mn —同加入時，薄膜型Si氧化物被Mn所抑制并轉變為顆粒型Si氧化物，并且Mn氧化膜的厚度也降低了。為了達到上述效果，Si的合適加入量為與Mn的添加量之比在1/5倍以下(Si/Mn≤0.2)，并且當Si的添加量超過這個范圍時，會形成薄膜型的Si氧化物和Mn氧化物，從而在熱浸鍍鋅過程中的可沾性下降，導致鍍層失效和鍍層分層。因此，不優選過量加入Si。然而，當Si的加入量為3%以上時，高錳鋼的延展性迅速下降。因此，Si的上限被限定為3%以下。并且，當Si的添加量低于0.1%時，強度改進的效果低。因此，Si的下限被限定為0.1%以上。
[0031]Ti:0.01-0.2%
[0032]鈦(Ti)在柱狀晶粒間界處固溶(solid-solutioned),增加Al-飽和的低熔點化合物的熔化溫度，從而阻止液相薄膜在不高于1，300°C的溫度下形成，并且與氮具有高的親和力，因而起到氮化鋁(AlN)——其為粗糙態的柱狀晶粒間界脆性的一個原因——沉淀核心的作用，從而強化柱狀晶粒間界。然而，當Ti的添加量低于0.01%時，不存在該作用，并且當Ti的添加量超過0.2%時，過量的Ti在晶粒間界偏析，導致晶粒間界脆化。因此，Ti的添加量被限定于0.01至0.2%。
[0033]Sn:0.06-0.2%[0034]由于錫(Sn)是一種惰性元素(noble element)并且在高溫下本身也不形成薄的氧化物膜，因此Sn在熱浸鍍鋅之前的退火過程中沉淀在基質的表面上，從而抑制助氧化元素如Al、S1、Mn等擴散到表面并形成氧化物，從而改善鍍鋅性能。然而，當Sn的添加量低于0.06%時，該效果不明顯，并且增加Sn的添加量會抑制選擇性氧化物生成；而當Sn的添加量超過0.2%時，添加的Sn導致熱脆性(hot shortness)而劣化熱加工性。因此，Sn的上限被限定為0.2%以下。
[0035]B:0.0005-0.01%
[0036]硼⑶在1000°C或更高的溫度下在柱狀晶粒間界固溶，抑制空位(vacancy)的形成和移動，從而強化柱狀晶粒間界。然而，當B的添加量低于0.0005%，該效果不存在；而當其添加量超過0.01%，B產生大量的碳化物和氮化物，起到氮化鋁沉淀核心的作用，從而有助于粗糙的氮化鋁沉積，使晶粒間界變脆。并且，在鍍鋅性能的方面，當B的添加量為0.01%以上時，在鍍鋅之前的退火中，通過晶粒間界飽和與氧化而形成氧化硼。因此，B的添加量限定為0.0005-0.01 %。
[0037]除了上述有用組成元素之外，在鋼材生產中會不可避免地混入雜質。在本公開內容中，所述不可避免的雜質的混入并無限制，并且代表性的雜質，例如磷(P)和硫(S)可以以下述含量范圍存在。
[0038]P，S:各自不超過0.03%
[0039]通常，P和S是在鋼材生產中不可避免地包括的元素，因此P和S各自的可接受范圍被限定為0.03%或更少。具體而言，由于P偏析而降低鋼材的可加工性，而S形成粗糙的硫化猛而產生例如法蘭裂縫(flangecrack)的缺陷并且減少擴孔(hole expansion),因此盡可能地減少P和S 的加入量。
[0040]除了上述組成之外，更優選的是如下所示控制Ni和Cr組分。可以添加Ni和Cr中的至少一種。
[0041]N1:0.01-2%
[0042]由于鎳(Ni)在材料的一個方面增加奧氏體相的穩定度，Ni抑制α ’馬氏體相的形成。因此，由于Ni甚至在室溫下促進具有奧氏體相的高錳鋼中孿晶的形成，因此Ni在鋼材的處理中有助于強度的增加和延展性的增加。并且，由于Ni在鍍鋅方面是一種惰性元素，Ni在高溫下不會自發氧化，而是沉積在鋼材的表面而抑制易氧化元素如Al、Mn、Si等的表面擴散，因此Ni降低表面氧化物的厚度并導致組成變化，從而展現出與熔融鋅的優越可沾性。雖然Ni的添加量應當為至少0.01%或更高以便獲得所述效果，但增加Ni的添加量會大幅引起沿著晶界的內部氧化，從而在熱軋過程中導致裂紋，同時也增加生產成本。因此，Ni的上限被限定為2%。
[0043]Cr:0.01-2.0%
[0044]鉻(Cr)在空氣中形成鈍化膜，以抑制例如Si的腐蝕，并防止鋼在高溫熱軋中脫碳，在鋼板表面抑制α’馬氏體的形成，從而增加鋼的成型性。因此，優選Cr的添加量不低于0.01%。然而，當Cr—其為鐵素體穩定元素一的添加量增加至2%以上時，會促進α'馬氏體相的形成，而降低鋼材的延展性。并且，在鍍鋅方面，當加入Cr時，在表面之下直接形成的Cr氧化物防止鍍鋅性能差的Mn、Si和Al在表面飽和和氧化，從而提高鍍鋅性能，但是當Cr的添加量大時，形成主要成分為Cr氧化物的厚的復合氧化物膜，劣化了與熔融鋅的可沾性，導致鍍層失效或鍍層分層。因此，Cr的上限被限定為2%。
[0045]本公開內容中記載，通過含有C、Mn、A1、S1、T1、Sn、B等的組成，可獲得優越的鍍層粘附性。然而，如上文所述，當添加Ni和Cr中的至少一種時，會進一步改進熱浸鍍鋅鋼板的鍍層失效和鍍層剝離。下文中，將詳細說明原因。
[0046]
【發明者】們發現了對高錳鋼(下文簡稱為“基體鋼”)以及另一種鋼的鍍鋅性能的影響，所述基體鋼中含有 C:0.65%, Mn:15%, Si:0.6%, Al:2%, Ti:0.1%, B:0.001%, P:0.017%、S:0.0005%，其余基本為Fe ;所述另一種鋼中，將痕量元素例如Sn、N1、Cr等添加到基體鋼中。
[0047]首先，在使用一種其中沒有加入惰性元素如Sn、Ti等的基體鋼作為鍍鋅材料進行熱浸鍍鋅而獲得的高錳且熱浸鍍鋅鋼板的情況中，產生了很多的鍍層失效。
【發明者】們研究了在所述基體鋼中產生鍍層失效的原因，并且證實，在產生鍍層失效的部分上形成了厚的Mn氧化物膜或Al氧化物膜。在形成鍍鋅層的界面部分也發現這樣的薄氧化物膜，并且當進行彎曲測試(可加工性測試)時，發生了鍍層分層，其中鍍層完全地從鐵基質上剝離。
[0048]這是因為熔融鋅與在退火過程中形成的厚膜型Mn或Al氧化物層的可沾性降低而導致鍍層失效，或是盡管鍍層失效部分被局部鍍鋅，在鍍鋅層與鐵基質之間的界面沒有形成界面抑制層，而是鍍鋅層簡單地覆蓋薄氧化物膜的狀態。
[0049]因此，
【發明者】們進行了研究以解決高錳且熱浸鍍鋅鋼板的鍍層失效和鍍層分層的問題，并且發現，通過在高錳鋼的基體鋼組成中加入0.06-0.2%的Sn，將該高錳鋼退火之后熱浸鍍鋅，可以生產沒有鍍層失效且不會發生鍍層分層的高錳熱浸鍍鋅鋼板。這是因為，由于加入了 Sn，表面(退火)氧化物的組成或厚度被極大改變。也即，由于Sn是一種惰性元素，Sn在高溫退火下并不氧化，而是沉積在鋼板的表面，抑制鐵基質中易于氧化的元素例如Al、Mn、Si等的表面擴散，從而降低了表面氧化物的厚度并且改變了表面氧化物的組成，應理解Sn展現出與熔融鋅優越的可沾性。
[0050]因此，優選的是Sn-飽和層在退火過程中在待被鍍鋅的材料表面形成薄膜。也即，當Sn的添加量低于0.06%時，不能均勻地形成Sn飽和層，因此難以抑制氧化性元素例如Al、Mn、Si等的表面擴散，從而所述元素擴散到表面形成Al和Mn氧化膜(A1_0、Mn-O)，因此與熔融鋅的可沾性變差，導致鍍層失效。
[0051]相反，當Sn的添加量為0.06%以上時，在退火過程中均勻地形成Sn-飽和層，以抑制易于氧化性元素例如Al、Mn、Si等的表面擴散，將表面氧化物的厚度降低至IOnm以下，將氧化物的組成改變為與熔融鋅具有較好可沾性的Mn氧化物，因此不會發生鍍層失效和鍍層分層。
[0052]并且，在N1:0.01-2.0%和Cr:0.01-2.0%中的一個或兩個添加到基體鋼中時，可
以在一般的生產條件下在退火之后的鍍鋅中制備沒有鍍層失效且不產生鍍層分層的高錳熱浸鍍鋅鋼板。
[0053]比起單獨添加Sn，當 結合加入Ni和Cr中的任一個或二者時，該效果更顯著，這是因為結合加入Ni和Cr中的任一個或二者時形成更薄的表面氧化物。也即，Ni如Sn —樣也是惰性兀素，并且沉積在基質的表面上抑制鐵基質中Al、Mn、Si等的表面擴散，從而大幅降低表面氧化物的厚度。為了獲得上述效果，Ni的添加量應當為至少0.1%或更多，并且在這種情況下，由于與Sn的協同作用，形成極薄的約5nm的表面氧化物，從而熱浸鍍鋅性能更加優越。
[0054]特別是當在含有Sn和Ni的高錳鋼中加入Cr時，鍍鋅性能更加優越。由于Cr不是如Sn和Ni —樣的惰性元素，當單獨向高猛鋼中添加Cr時,會形成厚的Al-Cr-S1-Mn-O復合氧化膜，但當與Sn或Sn和Ni —起加入Cr時,直接在鐵基質的表面之下形成Cr氧化物(一種內部氧化物)，防止了鍍鋅性能較差的Mn、Si和Al的表面飽和與氧化，因此表面氧化物膜的厚度降到5nm或更低，在熱浸鍍鋅過程中展現出優越的鍍鋅性能。
[0055]也即，當現有的加入了大量的Al和Si以及Mn的高錳鋼在高溫下退火之后進行鍍鋅過程時，形成了具有Al氧化物(Al-O)和Mn氧化物(Mn-O)的雙層結構的厚氧化物膜，其與熔融鋅的可沾性差，導致加工過程中產生鍍層失效和鍍層分層；但是在本公開內容的基體鋼——其中加入了 Sn或在基體鋼中單獨添加或結合添加Ni和Cr——中，由于形成了與熔融鋅具有較好可沾性的Mn氧化物(Mn-O)并且氧化物的厚度逐步降低，因此可以生產一種具有高的錳含量的熱浸鍍鋅鋼板，其具有優越的鍍鋅性能和鍍層粘附性。
[0056]當具有上述優點的本公開內容的高錳鋼進行熱浸鍍鋅時，抑制了 Al、Mn和Si氧化物在高錳鋼表面的形成，從而增加鍍層粘附性，因此可以獲得具有優越表面外觀的熱浸鍍鋅鋼板。當具有上述優點的本公開內容的鋼材被熱軋或冷軋之后以常規方法進行熱浸鍍鋅時，可以獲得具有極佳表面外觀的熱浸鍍鋅鋼板，但是在下文中將描述一種更優選的獲得熱浸鍍鋅鋼板的方法。
[0057]熱浸鍍鋅過程之前的退火過程的大氣露點溫度優選設置為-30°C至_60°C，并且重結晶退火溫度優選設置為750°C至850°C。當退火過程的大氣露點溫度超過_30°C時，鐵(Fe)基質以及Mn被氧化形成厚的氧化膜，因而發生鍍層分層。相反，當大氣露點溫度低于-60°C，Mn或Si的選擇性氧化被抑制，但是仍會容易地發生Al的選擇性氧化，其是導致高錳鋼鍍層失效和鍍層分層的主要原因。并且，為了將大氣露點溫度保持在低于_60°C的溫度，需要多個去除氣體中的水或氧氣的設備，因此不優選。
[0058]當退火溫度低于750°C時，難以確保材料品質，因此該溫度不優選。當退火溫度超過850°C時，材料會軟化，由于合金元素`例如Mn、S1、Al等的表面飽和與氧化，會形成選擇性氧化層，需要加入更大量的Sn或Ni來阻止所述氧化層的形成。因此，超過850°C的退火溫度不優選。
[0059]在鋼板如上所述進行退火之后，將鋼板浸在熱浸鍍鋅浴中，以將所述鋼板鍍鋅。在這一方面，待鍍鋅材料被浸在熱浸鍍鋅浴中的合適溫度，即，鋼板浸鍍溫度，適合為480°C至520°C，并且Al在該熱浸鍍鋅浴中的合適濃度為0.2重量％至0.25重量％。當退火材料被浸在熱浸鍍鋅浴中，為了使鐵基質中的Fe和熱浸鍍鋅浴中的Al優先與彼此反應，鐵基質表面的氧化物膜應被去除并且在熱浸鍍鋅浴中固溶。然而，當氧化層太厚或者浸鍍溫度太低時，無法去除氧化層，從而與熔融鋅的可沾性差，產生鍍層失效。為了防止所述鍍層失效的產生，需要鋼板的輸入溫度(incoming temperature)為480°C或更高。這是因為,鋼板的輸入溫度越高，越容易去除氧化物層。然而，當鋼板的輸入溫度超過520°C時，會從鐵基質中洗脫過量的鐵并且與鍍鋅浴中的Zn或Al反應形成Fe-Zn-基的底部渣滓和Fe-Al-基的漂浮渣滓，一部分所述渣滓混入鍍鋅層而劣化表面外觀。因此，超過520°C的輸入溫度不優選。
[0060]當退火的鋼材料(鋼板)浸在鍍鋅浴中時，鍍鋅浴中的Al優先與鋼板反應而減少鋼板表面殘留的氧化物膜，并且形成Fe-Al-Zn-S1-N1-基的層，其為軟的界面間抑制層，從而起到抑制脆性Zn-Mn-Fe-基的金屬間化合物生長的作用。為了獲得上述有益效果，鍍鋅浴中Al的濃度優選為0.2重量％以上。因此，將鍍鋅浴中Al的濃度控制為0.2重量％以上是有利的，但當Al的濃度超過0.25%時，會容易形成Fe-Al-基的漂浮渣滓，并且產生像鍍鋅層流下來一樣的流動型外觀。因此，Al的上限被限定為0.25%。
[0061]也即，根據本公開內容，添加了 Sn的高錳鋼材料在退火氣氛中進行退火，在不利地影響鍍層粘附性的范圍內形成少量氧化物，之后進行熱浸鍍鋅，產生沒有鍍層失效且不發生鍍層分層的高錳熱浸鍍鋅鋼板。
[0062]實施發明的方式
[0063]在下文中，在實施例中更詳細地描述本公開內容。應注意，下列實施例不應被解釋為限定本公開內容的范圍，而僅是示例性地提供用于更詳細地描述本公開內容。本公開內容的范圍由權利要求以及從權利要求合理推論出的內容所限定。
[0064](實施例)
[0065]含有C:0.65%,Mn:15%,Si:0.6%,A1:2%,Ti:0.1%,B:0.001%,P:0.017%,以及S:0.0005%、并還含有下表1中所示組成的Sn、Ni和Cr(以重量計)的高錳鋼在真空中溶解以制備鋼錠，所制備的鋼錠在1，100°C均熱(soak)，熱軋，然后在450°C卷繞。在酸蝕之后，以45%減縮比將所述鋼材進行冷軋,產生寬度為200mm,厚度為1.2mm的鋼板。
[0066][表 1]
[0067]
【權利要求】
1.一種具有優越鍍層粘附性的高錳鋼，以重量計，其含有C:0.3-1%, Mn:8-25%, Al:，1-8%, Si:0.1-3.0%, Ti:0.01-0.2%, Sn:0.06-0.2%, B:0.0005-0.01%，其余為鐵和不可避免的雜質。
2.權利要求1的高錳鋼，以重量計，其還含有N1:0.01至2%和Cr:0.01至2.0%中的至少一種。
3.權利要求1或2的高錳鋼，在其表面上存在一個Sn-飽和層。
4.一種制造熱浸鍍鋅鋼板的方法，所述方法包括: 制造一種鋼板，以重量計，其含有 C:0.3-1%, Mn:8-25%, Al:1_8%、Si:0.1-3.0%,Ti:0.01-0.2%、Sn:0.06-0.2%,B:0.0005-0.01 %，其余為鐵和不可避免的雜質； 將所述鋼板在露點溫度為_30°C至_60°C、退火溫度為750°C至850°C的條件下進行退火；并且 在480°C至520°C的浸鍍溫度下，將所述經退火的鋼板浸到熱浸鍍鋅浴中，所述熱浸鍍鋅浴以重量計含有Al:0.2-0.25%。
5.權利要求4的方法，其中所述鋼板以重量計還含有N1:0.01至2%和Cr:0.01至，2.0%中的至 少 一種。
【文檔編號】C23C2/06GK103890215SQ201280052599
【公開日】2014年6月25日 申請日期:2012年8月23日 優先權日:2011年8月26日
【發明者】陳光根, 全選鎬 申請人:Posco公司