專利名稱：加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及適合作為要求優(yōu)良的加工性(延伸凸緣性)和耐腐蝕性的、汽車部件的強度構(gòu)件等用途的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
近年來，從保護地球環(huán)境的觀點出發(fā)，提高汽車的燃料效率已成為重要的課題。因此，對所使用的材料進行高強度化、實現(xiàn)構(gòu)件的薄壁化、從而使車身本身輕量化的動向活躍。作為所使用的材料，特別要求拉伸強度為540MPa以上的高強度鋼板。但是，鋼板的高強度化會導(dǎo)致加工性降低，因此，期望具有優(yōu)良的加工性的高強度鋼板，特別是對于薄壁的鋼板(薄鋼板)而言該期望高。對于上述期望，提出了具有由鐵素體相和馬氏體相構(gòu)成的雙相組織的雙相鋼板(DP鋼板)、具有含有鐵素體相和馬氏體相并且含有貝氏體相的復(fù)合組織的鋼板等各種復(fù)合組織鋼板。例如，專利文獻I中記載了一種局部延展性優(yōu)良的高強度冷軋鋼板的制造方法，其中，將含有 C 0. 08 O. 30%、Si 0. Γ2. 5%、Mn 0. 5 2. 5%、P 0. 01 O. 15% 的組成的冷軋鋼板在Acl點以上的溫度下進行再結(jié)晶退火，然后，強制空冷至Art點至600°C范圍的溫度范圍后，以100°C /秒以上的冷卻速度進行急冷，制成由鐵素體相和低溫相變生成相構(gòu)成的復(fù)合組織，然后，以滿足通過預(yù)定的關(guān)系式求出的、低溫相變生成相硬度Hv(L)相對于鐵素體硬度Ην(α)的比HV(L)/HV(a)為I. 5 3. 5的方式在35(T600°C的范圍的溫度下進行過時效處理。對于專利文獻I中記載的技術(shù)而言，提高淬火開始溫度并提高低溫相變生成相的體積率，然后，在35(T600°C下進行過時效處理，使C在鐵素體中析出并且使低溫相變生成相軟化，減小Hv (L) /Hv(a),從而改善局部延伸性。但是，專利文獻I中記載的技術(shù)存在如下問題需要能夠在再結(jié)晶退火后進行急速冷卻(淬火)的連續(xù)退火設(shè)備，并且為了抑制由高溫下的過時效處理引起的急劇的強度降低而需要添加大量合金元素。另外，專利文獻2中記載了一種耐腐蝕性優(yōu)良的低屈服比高張力熱軋鋼板的制造方法，其中，對含有 C 0. 02 O. 25%,Si 2. 0% 以下、Mn 1. 6 3· 5%、P :0. 03 O. 20%,S 0. 02% 以下、Cu :0. 05 2. 0%、sol. Al :0. 005 O. 100%、N :0. 008%以下的鋼坯進行熱軋而制成熱軋卷，
酸洗后，在連續(xù)退火生產(chǎn)線中在72(T950 0C的溫度下對該熱軋卷進行退火。根據(jù)專利文獻2中記載的技術(shù)，能夠制造維持低屈服比、高延展性和良好的擴孔性并且耐腐蝕性優(yōu)良的、具有復(fù)合組織的高張力熱軋鋼板。對于專利文獻2中記載的技術(shù)而言，需要復(fù)合添加大量的P、Cu，但是，Cu的大量含有會使熱加工性降低，另外，P的大量含有會使鋼脆化。另外，P在鋼中發(fā)生偏析的傾向強，該偏析的P除了使鋼板的延伸凸緣性降低以外，還存在會引起焊接部脆化的問題。另外，P的大量含有會使鍍覆性降低。另外，專利文獻3中記載了一種強度-延伸凸緣性的平衡優(yōu)良的高強度冷軋鋼板，其中，具有含有 C 0. 03 O. 17%、Si 1. 0% 以下、Mn 0. 3 2. 0%、P 0. 010% 以下、S 0. 010% 以下、Al :0. 005、. 06%且滿足C (%) > (3/40) XMn的組成以及由以貝氏體或珠光體為主的第二相和鐵素體相構(gòu)成的組織，并且滿足(第二相的維氏硬度)/(鐵素體相的維氏硬度)低于I. 6。專利文獻3中記載的高強度冷軋鋼板通過如下方法得到對具有上述組成的鋼(鋼坯)進行熱軋后，在650°C以下的溫度下進行卷取，酸洗后，進行冷軋，接著，在A1點以上且(4點+50°0以下的溫度下進行均熱，然后，進行以20°C/秒以下的速度緩冷至75(T650°C的范圍之間的溫度T1、接著以20°C /秒以上的速度從T1冷卻至500°C的退火處理，接著，在500^250 0C的溫度下進行過時效處理。但是，對于專利文獻3中記載的高強度冷軋鋼板而言，雖然延 伸凸緣性優(yōu)良，但在540MPa以上的高強度的情況下，存在如下問題伸長率低于26%，從而無法確保充分達到能夠維持期望的優(yōu)良的加工性的程度的伸長率。另外，汽車部件多數(shù)情況下暴露于腐蝕環(huán)境中，在要求上述的高強度化、加工性提高的基礎(chǔ)上，大多還要求耐腐蝕性，因而在上述用途中，期望加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板。對于上述期望，例如，專利文獻4中記載了一種高張力合金化熱鍍鋅鋼板的制造方法，其中，將含有C :0. 05 O. 15%,Mn :0. 8 I. 6%、Si :0. 3 I. 5%、余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成且作為雜質(zhì)的S為O. 02%以下的鋼坯加熱至1280°C以上，通過終軋溫度為880°C以上的熱軋制成熱軋板，在75(T900°C的溫度范圍內(nèi)對該熱軋板進行退火，在退火后的冷卻過程中將其浸潰到熱鍍鋅浴中，接著在52(T640°C下進行合金化處理。現(xiàn)有技術(shù)文獻專利文獻專利文獻I :日本特開昭63-293121號公報專利文獻2 :日本特開平05-112832號公報專利文獻3 :日本特開平10-60593號公報專利文獻4 日本特開平04-141566號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題但是，專利文獻4記載的發(fā)明中，需要將鋼坯的加熱溫度設(shè)定為1280°C以上的高溫，晶粒過于粗大化，即使實施熱軋，熱軋板組織也粗大，從而在退火后難以形成微細的鋼板組織，另外，產(chǎn)生大量的氧化皮損耗而使成品率降低，使消耗能量增大，并且還存在產(chǎn)生缺陷的危險性增大的問題。另外，作為對象的板厚也較厚，達到2. 6_，尚未弄清楚是否能夠通過專利文獻4中記載的發(fā)明來制造薄壁的加工性優(yōu)良的高強度鍍覆鋼板。本發(fā)明的目的在于解決上述現(xiàn)有技術(shù)的問題，并且提供板厚為約I. OmnT約I. 8mm的薄壁的加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。需要說明的是，在此所稱的“高強度”是指具有拉伸強度TS為540MPa以上、優(yōu)選590MPa以上的強度的情況，另外，“加工性優(yōu)良”是指伸長率El為30%以上(使用JIS5號試驗片的情況下)且根據(jù)日本鋼鐵聯(lián)盟標準JFST 1001-1996進行的擴孔試驗中的擴孔率λ為80%以上的情況。用于解決問題的方法
為了達到上述目的，本發(fā)明人首先對組成和顯微組織給作為基板使用的鋼板的強度和加工性帶來的影響進行了深入的研究。結(jié)果得到如下見解通過對將合金元素量調(diào)節(jié)至適當范圍的熱軋板在不實施冷軋的條件下實施加熱到適當?shù)碾p相溫度范圍的退火處理和適當?shù)睦鋮s處理，能夠形成即使為薄壁也以鐵素體相為主相并且使第二相以微細的珠光體為主體的組織，由此，能夠確保期望的高強度，并且能夠確保加工性大幅提高且兼具期望的伸長率和期望的擴孔率的、薄壁的加工性優(yōu)良的高強度鋼板。對于通過對熱軋板在省略冷軋的條件下直接實施適當?shù)耐嘶鹛幚矶辜庸ば源蠓岣叩脑敿殭C制，到目前為止尚未明確，但本發(fā)明人認為如下。在對熱軋板實施加熱至雙相溫度范圍的退火處理而不實施冷軋的情況下，在退火加熱時僅發(fā)生α — Y相變，而不會重新發(fā)生再結(jié)晶。這種情況下，在C濃度高的部位處僅優(yōu)先發(fā)生α — Y相變，從而能夠得到更均勻的組織，并且擴散速度快的C在退火處理時再分配為α和Υ直到達到平衡組成。因此認為，膜狀滲碳體在晶界處的析出受到抑制，特別是對延伸凸緣性的提高產(chǎn)生有利作用。另一方面，在對熱軋板實施冷軋后實施退火處理的·情況下，在退火加熱時競爭性地發(fā)生再結(jié)晶和α — Y相變，因此，容易形成不均勻的組織，從而難以期待加工性大幅提聞。該高強度鋼板適合作為高強度熱鍍鋅鋼板的基板，本發(fā)明基于上述見解并進一步進行研究而完成。即，本發(fā)明的主旨如下所述。(I) 一種加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，在作為基板的鋼板表面具有熱鍍鋅層，其特征在于，使上述鋼板為如下的高強度鋼板具有以質(zhì)量％ 計含有 C 0. 08 O. 15%、Si 0. 5 I. 5%,Mn 0. 5 I. 5%、Ρ :0. 1% 以下、S :0. 01%以下、Al :0. 0Γ0. 1%、N :0. 005%以下且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成；以及由作為主相的鐵素體相和至少含有珠光體的第二相構(gòu)成的組織，以相對于組織整體的面積率計，上述鐵素體相為75 90%，上述珠光體為1(Γ25%，且該珠光體的平均粒徑為5 μ m以下，并且上述珠光體以相對于上述第二相的總面積的面積率計為70%以上。(2)如(I)所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有選自Cr :0. 05 O. 5%、V :0. 005 O. 2%、Mo :0. 005 O. 2%中的一種或兩種以上。(3)如(I)或(2)所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有選自Ti :0. 01 O. 1%, Nb :0. 01 O. 1%中的一種或兩種。(4)如(1Γ(3)中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有B :0. 0003 O. 0050%。(5)如(1Γ(4)中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量%計還含有選自Ni :0. 05 O. 5%、Cu :0. 05 O. 5%中的一種或兩種。(6)如(1Γ(5)中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量%計還含有選自Ca :0. 001 O. 005%、REM :0. 001 O. 005%中的一種或兩種。(7)如(1Γ(6)中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，上述熱鍍鋅層為合金化熱鍍鋅層。(8) 一種加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，連續(xù)實施如下工序而制成在表面具有熱鍍鋅層的熱鍍鋅鋼板，所述工序為熱軋工序，對鋼原材實施熱軋而制成熱軋板；連續(xù)退火工序，對上述熱軋板實施酸洗后，在連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線中對該熱軋板實施退火處理和在該退火后冷卻至浸入熱鍍鋅浴中為止的溫度的冷卻處理；以及熱鍍鋅處理工序，在該連續(xù)退火工序后，將該熱軋板浸潰到熱鍍鋅浴中來進行在該熱軋板表面形成熱鍍鋅層的熱鍍鋅處理，所述制造方法的特征在于，使上述鋼原材為具有以質(zhì)量％計含有C :0. 08、. 15%、Si 0. 5 I. 5%,Mn 0. 5 I. 5%、P :0. 1% 以下、S 0. 01% 以下、Al 0. 01 O. 1%、N :0. 005% 以下且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成的鋼原材，使上述退火處理為在Aca相變點至Ae3相變點的第一溫度范圍內(nèi)保持5 400秒的退火處理，使上述冷卻處理為在上述退火處理后以50C /秒以上的平均冷卻速度從上述第一溫度范圍冷卻至700°C、并且將在從700°C至浸入熱鍍鋅浴中為止的溫度的第二溫度范圍內(nèi)的停留時間設(shè)定為15 400秒的冷卻處理。 (9)如(8)所述的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，上述熱軋工序為如下工序?qū)⑸鲜鲣撛募訜嶂?10(T1280°C的范圍的溫度后，進行將熱軋結(jié)束溫度設(shè)定為87(T950°C的熱軋而制成熱軋板，在該熱軋結(jié)束后，將卷取溫度設(shè)定為35(T720°C來對該熱軋板進行卷取。(10)如⑶或(9)所述的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，將在上述第二溫度范圍中70(T550°C的溫度范圍內(nèi)的冷卻時間設(shè)定為10秒以上。(11)如(8廣(10)中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在上述熱鍍鋅處理工序后接著實施進行上述熱鍍鋅層的合金化處理的合金化處理工序。(12)如(8) (11)中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量%計還含有選自Cr :0. 05 O. 5%、V :0. 005 O. 2%、Mo :0. 005 O. 2%中的一種或兩種以上。(13)如(8廣(12)中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有選自Ti :0. ΟΓΟ. 1%、Nb :0. οΓο. 1%中的一種或兩種。(14)如(8廣(13)中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有B :0. 0003、. 0050%。(15)如(8廣(14)中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有選自Ni :0. 05、. 5%、Cu :0. 05、. 5%中的一種或兩種。(16)如(8廣(15)中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有選自Ca :0. ΟΟΓΟ. 005%、REM :0. 00Γ0. 005%中的一種或兩種。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能夠容易且廉價地制造兼具拉伸強度TS為540MPa以上的高強度、El為30%以上的伸長率和λ為80%以上的延伸凸緣性的加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，從而在產(chǎn)業(yè)上發(fā)揮顯著的效果。另外，本發(fā)明還具有如下效果能夠省略冷軋，從而能夠大大有助于降低制造成本、提高生產(chǎn)率等。另外，特別是在將本發(fā)明的鋼板應(yīng)用于汽車車身部件時，能夠?qū)ζ囓嚿淼妮p量化做出較大貢獻。
具體實施例方式首先，對作為本發(fā)明熱鍍鋅鋼板的基板的鋼板的組成限定理由進行說明。以下，在沒有特別說明的情況下質(zhì)量％簡記為％。C :0. 08 0. 15%C是有助于增加鋼板強度并且對于使組織形成為由鐵素體相和鐵素體相以外的第二相構(gòu)成的復(fù)合組織發(fā)揮有效作用的元素，在本發(fā)明中，為了確保期望的拉伸強度為540MPa以上的高強度，需要含有0. 08%以上。另一方面，含量超過0. 15%時，使點焊性降低，并且使延展性等加工性降低。因此，C限定為0. 08^0. 15%的范圍。另外，優(yōu)選為0. 1(T0. 15%。Si 0. 5 I. 5% Si是固溶在鋼中而對鐵素體的強化發(fā)揮有效作用并且也有助于提高延展性的元素，為了確保期望的拉伸強度為540MPa以上的高強度，需要含有0. 5%以上。另一方面，含量超過I. 5%而過量時，促進紅氧化皮等的產(chǎn)生而使鋼板的表面性狀降低，并且使化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性降低，從而存在導(dǎo)致鍍層密合性降低、使涂裝后的耐腐蝕性變差的傾向。另外，Si含量過量時，伴有電阻焊時電阻的增加，從而阻礙電阻焊性。因此，Si限定為0.5 1.5%的范圍。另外，優(yōu)選為0. 7 I. 2%。Mn :0. 5 I. 5%Mn是有助于增加鋼板強度并且對復(fù)合組織的形成發(fā)揮有效作用的元素，為了得到這種效果，需要含有0. 5%以上。另一方面，含量超過I. 5%時，容易在退火時的冷卻過程中形成馬氏體相，從而導(dǎo)致加工性、特別是延伸凸緣性降低。因此，Mn限定為0. 5^1. 5%的范圍。另外，優(yōu)選為0. 7 I. 5%。P :0. 1% 以下P是具有固溶在鋼中而使鋼板強度增加的作用的元素，但在晶界處偏析的傾向強，使晶界的結(jié)合力降低而導(dǎo)致加工性降低。另外，P的大量含有不僅使鍍覆性、化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性降低，而且給鋼板的表面質(zhì)量帶來不利影響。這種P的不利影響在其含量超過0. 1%時變得顯著。因此，P限定為0.1%以下。另外，為了避免這種P的不利影響，優(yōu)選使P為0.1%以下且盡量降低，但過度的降低會導(dǎo)致制造成本升高，因此，優(yōu)選使P為約0. 001%以上。另夕卜，優(yōu)選為0. 03%以下。S :0. 01% 以下S在鋼中主要形成MnS等硫化物(夾雜物)，從而使鋼板的加工性、特別是局部延伸性降低。另外，硫化物(夾雜物)的存在也會使焊接性降低。這種S的不利影響在其含量超過0.01%時變得顯著。因此，S限定為0.01%以下。另外，為了避免這種S的不利影響，優(yōu)選使S為0. 01%以下且盡量降低，但過度的降低會導(dǎo)致制造成本升高，因此，優(yōu)選使S為約0. 0001%以上。Al :0. 01 0. 1%Al是作為脫氧劑發(fā)揮作用且用于提高鋼板潔凈度所需的元素，并且對提高碳化物形成元素的成品率發(fā)揮有效作用。為了得到這種效果，需要含有0.01%以上。含量低于0. 01%時，成為延遲斷裂起點的Si系夾雜物的除去變得不充分，從而使產(chǎn)生延遲斷裂的危險性增加。另一方面，即使含量超過0. 1%，上述效果也飽和，無法期待與含量相稱的效果而在經(jīng)濟方面變得不利，并且使加工性降低而使產(chǎn)生表面缺陷的傾向增大。因此，Al限定為O. οΓο. 1%的范圍。另外，優(yōu)選為O. οΓο. 05%。N 0. 005% 以下N在本發(fā)明中本質(zhì)上作為有害的元素，從而期望盡量降低，但可以容許至O. 005%。因此，N限定為O. 005%以下。另外，N的過度降低會導(dǎo)致制造成本升高，因此，優(yōu)選使N為約O. 0001% 以上。上述成分為基本成分，在基本成分的基礎(chǔ)上，還可以根據(jù)需要選擇含有選自Cr 0. 05 O. 5%、V 0. 005 O. 2%、Mo 0. 005 O. 2%中的一種或兩種以上、和/或選自Ti O. 01 O. 1%、Nb :0. 01 O. 1%中的一種或兩種、和/或B :0. 0003 O. 0050%、和/或選自Ni 0. 05 O. 5%、Cu 0. 05 O. 5 % 中的一種或兩種、和 / 或選自 Ca 0. 001 O. 005%、REM O. ΟΟΓΟ. 005%中的一種或兩種。選自Cr 0. 05 0. 5%、V 0. 005 0. 2%、Mo 0. 005 0. 2% 中的一種或兩種以上Cr、V、Mo均為使鋼板強度增加、有助于形成復(fù)合組織的元素，根據(jù)需要選擇含有一種或兩種以上。為了得到這種效果，優(yōu)選分別含有Cr :0. 05%以上、V :0. 005%以上、Mo 0. 005%以上。另一方面，含量分別超過Cr :0. 5%、V :0. 2%、Mo :0. 2%而過量時，在退火處理后的冷卻處理中，難以生成期望量的珠光體，無法確保期望的復(fù)合組織，使延伸凸緣性降低，從而使加工性降低。因此，含有時，優(yōu)選分別限定為Cr :0. 05 0. 5%、V :0. 005 0. 2%、Mo 0. 005 O· 2%的范圍。選自Ti 0. ΟΓΟ. 1%, Nb :0· θΓθ. 1% 中的一種或兩種Ti、Nb均為通過析出強化使鋼板強度增加的元素，可以根據(jù)需要選擇含有一種或兩種。為了得到這種效果，優(yōu)選分別含有Ti :0. 01%以上、Nb :0. 01%以上，但含量分別超過Ti :0. l%、Nb 0. 1%而過量時，會使加工性、形狀凍結(jié)性降低。因此，含有時，優(yōu)選分別限定為Ti 0. θΓθ. 1%, Nb 0. θΓθ. 1% 的范圍。B 0. 0003 0. 0050%B是具有在奧氏體晶界處偏析而抑制鐵素體在晶界的生成、生長的作用的元素，可以根據(jù)需要含有。為了得到這種效果，優(yōu)選含有0. 0003%以上，但含量超過0. 0050%時，會使加工性降低。因此，含有時，優(yōu)選將B限定為0. 0003、. 0050%的范圍。另外，為了得到上述B的效果，需要抑制BN的生成，因而優(yōu)選與Ti同時含有。選自Ni 0. 05 0. 5%、Cu 0. 05 0. 5%中的一種或兩種Ni、Cu均為具有使鋼板強度增加的作用并且具有促進內(nèi)部氧化而提高鍍層密合性的作用的元素，可以根據(jù)需要選擇含有。為了得到這種效果，優(yōu)選分別含有Ni :0. 05%以上、Cu :0. 05%以上，但含量分別超過Ni :0. 5%、Cu :0. 5%而過量時，在退火處理后的冷卻處理中，難以生成期望量的珠光體，無法確保期望的復(fù)合組織，使延伸凸緣性降低，從而使加工性降低。因此，含有時，優(yōu)選限定為Ni :0. 05 0. 5%、Cu 0. 05 0. 5%的范圍。選自Ca 0. 00Γ0. 005%、REM :0· 00Γ0. 005% 中的一種或兩種Ca、REM均為有助于控制硫化物的形態(tài)的元素，具有使硫化物的形狀為球形、從而抑制硫化物給加工性、特別是延伸凸緣性帶來的不利影響的作用。為了得到這種效果，優(yōu)選分別含有Ca :0. 001%以上、REM :0. 001%以上，但含量分別超過Ca :0. 005%、REM :0. 005%而過量時，會導(dǎo)致夾雜物的增加，從而導(dǎo)致表面缺陷和內(nèi)部缺陷的多發(fā)。因此，含有時，優(yōu)選限定為 Ca 0. 00Γ0. 005%、REM :0· 00Γ0. 005% 的范圍。
除上述成分以外的余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。本發(fā)明鋼板在具有上述組成的同時，具有由作為主相的鐵素體相和至少含有珠光體的第二相構(gòu)成的組織。對于本發(fā)明鋼板而言，使作為主相的鐵素體相的面積率以相對于組織整體的面積率計為75、0%。鐵素體相的面積率低于75%時，無法確保期望的伸長率、期望的擴孔率，從而使加工性降低。另一方面，鐵素體相的面積率超過90%時，第二相的面積率降低，從而無法確保期望的高強度。因此，將作為主相的鐵素體相的面積率限定為75、0%的范圍。另外，優(yōu)選的鐵素體相的面積率為80、0%。 另外，對于本發(fā)明鋼板而言，第二相至少含有珠光體。使珠光體的面積率以相對于組織整體的面積率計為1(Γ25%。珠光體的面積率低于10%時，無法確保期望的擴孔率，使延伸凸緣性降低，從而使加工性降低。另一方面，珠光體的面積率增多而超過25%時，鐵素體相與珠光體的界面增加，在加工時容易生成空隙，使延伸凸緣性降低，從而使加工性降低。另外，使珠光體為平均粒徑5 μ m以下的微細晶粒。珠光體的平均粒徑超過5 μ m而變得粗大時，在鋼板加工時，應(yīng)力集中在珠光體晶粒(界面)而生成微空隙，因此使延伸凸緣性降低，從而使加工性降低?；谏鲜銮闆r，將珠光體的平均粒徑限定為5μπ 以下。另夕卜，優(yōu)選為4. Oym以下。將本發(fā)明鋼板組織中的第二相設(shè)定為至少含有珠光體且珠光體以相對于第二相的總面積的面積率計為70%以上的、以珠光體為主體的相。珠光體以相對于第二相的總面積的面積率計低于70%時，硬質(zhì)的馬氏體相、貝氏體相或殘余Y變得過多，從而使加工性容易降低。因此，珠光體以相對于第二相的總面積的面積率計限定為70%以上。另外，優(yōu)選為75 100%。第二相中除了含有珠光體以外，還可以含有貝氏體、馬氏體、殘余奧氏體(殘余Y)等，特別是，貝氏體、馬氏體為硬質(zhì)相，并且殘余Y在加工時發(fā)生相變而相變?yōu)轳R氏體，從而分別使加工性降低。因此，期望這些貝氏體、馬氏體和殘余奧氏體盡量少，優(yōu)選使其以相對于組織整體的面積率計合計為5%以下。另外，更優(yōu)選合計為3%以下。接下來，對本發(fā)明熱鍍鋅鋼板的優(yōu)選的制造方法進行說明。將具有上述組成的鋼原材作為起始材料。鋼原材的制造方法無需特別限定，從生產(chǎn)率的觀點出發(fā)，優(yōu)選通過轉(zhuǎn)爐、電爐等常用的熔煉方法對上述組成的鋼水進行熔煉并通過連鑄法等常用的鑄造方法制成鋼坯等鋼原材。另外，也可以使用鑄錠-開坯軋制法、薄板坯鑄造法等。對具有上述組成的鋼原材實施熱軋工序，制成熱軋板。優(yōu)選使熱軋工序為下述工序?qū)撛募訜嶂?10(Tl280°C的范圍的溫度后，進行將熱軋結(jié)束溫度設(shè)定為87(T950°C的熱軋而制成熱軋板，在熱軋結(jié)束后，將卷取溫度設(shè)定為35(T720°C來對該熱軋板進行卷取。鋼原材的加熱溫度低于1100°C時，變形電阻變得過高，軋制載荷變得過大，從而有時難以進行熱軋。另一方面，超過1280°C時，晶粒過于粗大化，即使實施熱軋也難以確保期望的微細的鋼板組織。因此，優(yōu)選將用于熱軋的加熱溫度設(shè)定為110(Tl28(rC的范圍的溫度。更優(yōu)選低于1280°C。另外，熱軋結(jié)束溫度低于870°C時，在軋制中生成鐵素體(α)和奧氏體(Y)，從而在鋼板中容易生成帶狀組織。該帶狀組織在退火后也殘留，有時會成為使所得到的鋼板特性產(chǎn)生各向異性或者使加工性降低的原因。另一方面，熱軋結(jié)束溫度超過950°C時，熱軋板組織變得粗大，即使在退火后有時也得不到期望的組織。因此，優(yōu)選將熱軋結(jié)束溫度設(shè)定為87(T950°C。另外，熱軋結(jié)束后的卷取溫度低于350°C時，生成貝氏體鐵素體、貝氏體、馬氏體等，容易成為硬質(zhì)且非整粒的熱軋組織，即使在之后的退火處理中，也延續(xù)熱軋組織而容易成為非整粒組織，有時無法確保期望的加工性。另一方面，在超過720°C這樣的高溫下，難以在鋼板的整個長度方向和寬度方向上確保均勻的機械特性。因此，優(yōu)選將卷取溫度設(shè)定為35(T720°C的范圍的溫度。另外，更優(yōu)選為50(T680°C。接著，為了除去生成在鋼板表面的氧化皮，通過常規(guī)方法對經(jīng)由熱軋工序得到的熱軋板實施酸洗，然后在不實施冷軋的條件下直接對熱軋板連續(xù)實施如下工序在連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線中進行退火處理和之后的冷卻處理的連續(xù)退火工序；以及在該連續(xù)退火工序后
將該熱軋板浸潰到熱鍍鋅浴中來進行在該熱軋板表面形成熱鍍鋅層的熱鍍鋅處理的熱鍍鋅處理工序。使退火處理為在Acl相變點至Ae3相變點的第一溫度范圍內(nèi)保持5 400秒的處理。退火處理的第一溫度范圍的溫度(加熱溫度)低于Aca相變點或者在第一溫度范圍內(nèi)的保持時間(退火時間)少于5秒時，熱軋板中的碳化物不充分溶解，或者不發(fā)生a — Y相變或a — Y相變不充分，因此，在之后的冷卻處理中無法確保期望的復(fù)合組織，從而無法得到具有滿足期望的伸長率、擴孔率的延展性、延伸凸緣性的鋼板。另一方面，退火處理的加熱溫度增高而超過Ae3相變點時，奧氏體晶粒的粗大化變得顯著，通過之后的冷卻處理產(chǎn)生的組織發(fā)生粗大化，有時會使加工性降低。另外，在第一溫度范圍內(nèi)的保持時間(退火時間)超過400秒時，處理時間變長，消耗能量巨大，從而導(dǎo)致制造成本升高。基于上述情況，將退火處理限定為在Acl相變點至Ac3相變點的第一溫度范圍內(nèi)保持5 400秒的處理。需要說明的是，各鋼板的Acl相變點使用通過下式⑴計算而得到的值，Ae3相變點使用通過下式(2)計算而得到的值。另外，在式中的元素中存在未含有的元素的情況下，該元素以零進行計算。Acl 相變點(°C )=723+29. ISi-lO. 7Mn_16. 9Ni+16. 9Cr+6. 38ff+290As— (I)Ac3 相變點 CC )=910-203 V C+44. 7Si-30Mn+700P+400Al_15. 2Ni-llCr-20Cu+31. 5Mo+104V+400Ti+13. lff+120As …(2)在此，C、Si、Mn、Ni、Cr、W、As、C、P、Al、Cu、Mo、V、Ti為各元素的含量(質(zhì)量 ％)。另外，使退火處理后的冷卻處理為以5°C /秒以上的平均冷卻速度從上述第一溫度范圍冷卻至700°C、并且將在從700°C至浸入熱鍍鋅浴中為止的溫度的范圍即第二溫度范圍內(nèi)的停留時間設(shè)定為15 400秒的處理。從第一溫度范圍至700°C的平均冷卻速度低于5°C /秒時，鐵素體的生成量過度增加，無法得到期望的復(fù)合組織，從而使加工性降低，并且有時無法確保期望的拉伸強度(540MPa以上)。因此，將從第一溫度范圍至700°C的冷卻速度限定在平均為5°C /秒以上。另外，優(yōu)選為20°C /秒以下，更優(yōu)選為5 15°C /秒。另外，從700 V至浸入熱鍍鋅浴中為止的溫度的范圍即第二溫度范圍內(nèi)的停留時間是對于第二相中含有的珠光體的形成重要的因素。在此，“停留時間”是指停留在上述第二溫度范圍內(nèi)的時間，包括在該第二溫度范圍的特定溫度下保持的情況、以特定的冷卻速度在該第二溫度范圍內(nèi)進行冷卻的情況以及以這些情況的混合模式進行冷卻的情況。在第二溫度范圍內(nèi)的停留時間少于15秒時，不發(fā)生珠光體相變，或者珠光體的生成量變得不充分，因此無法確保期望的復(fù)合組織。另一方面，在第二溫度范圍內(nèi)的停留時間延長而超過400秒時，生產(chǎn)率降低。因此，在第二溫度范圍內(nèi)的停留時間限定為15 400秒的范圍。另外，優(yōu)選為150秒以下。更優(yōu)選為100秒以下。另外，為了確保期望的珠光體量，優(yōu)選將在第二溫度范圍中70(T550°C的溫度范圍內(nèi)的冷卻時間設(shè)定為10秒以上，即，將在70(T55(TC的溫度范圍內(nèi)的冷卻速度設(shè)定在平均為15°C /秒以下。在70(T550°C的溫度范圍內(nèi)的冷卻時間少于10秒時，珠光體的生成變得不充分，無法得到期望的復(fù)合組織，有時無法確保期望的加工性。
在實施上述的冷卻處理后，對熱軋板實施熱鍍鋅處理工序。在熱鍍鋅處理工序中，實施將熱軋板浸潰到通常保持在450°C附近的溫度的熱鍍鋅浴中、從而在熱軋板表面形成期望厚度的熱鍍鋅層的熱鍍鋅處理。熱鍍鋅處理的條件根據(jù)期望的熱鍍鋅層厚度使用常用的條件即可，無需特別限定。另外，熱鍍鋅浴的浴溫優(yōu)選設(shè)定為420 520°C。低于420 V時，鋅發(fā)生凝固，超過520°C時，鍍覆性降低。另外，可以根據(jù)需要在熱鍍鋅處理工序后接著實施對通過熱鍍鋅處理形成的熱鍍鋅層進行合金化的合金化處理工序。合金化處理優(yōu)選設(shè)定為加熱至48(T550°C的溫度范圍的處理。偏離上述溫度范圍時，無法實現(xiàn)期望的合金化。以下，基于實施例更具體地對本發(fā)明進行說明。另外，本發(fā)明不限定于這些實施例。實施例對表I所示組成的鋼水進行熔煉，通過常規(guī)方法制成鋼原材。在表2所示的加熱溫度、熱軋結(jié)束溫度下對這些鋼原材進行熱軋，制成I. 6_厚的熱軋板，熱軋結(jié)束后，在表2所示的卷取溫度下卷取成卷狀。然后，實施酸洗。另外，對于一部分熱軋板(板厚3. 2mm),在酸洗后進一步實施軋制率為50%的冷軋而制成I. 6mm厚的冷軋板，將其作為比較例。對所得到的熱軋板或冷軋板進一步實施連續(xù)退火工序，所述連續(xù)退火工序中，進行在表2所示的條件下加熱至第一溫度范圍的溫度并保持的退火處理以及以表2所示的平均冷卻速度從第一溫度范圍的溫度冷卻至700°C、再在第二溫度范圍中的70(T55(TC內(nèi)以表2所示的冷卻速度(冷卻時間)進行冷卻、并且將從700°C至浸潰到熱鍍鋅浴中為止的溫度的范圍即第二溫度范圍的停留時間設(shè)定為表2所示的停留時間的冷卻處理。另外，表2所示的各鋼板的相變點為使用上式(I)、(2)計算而得到的值。對經(jīng)由上述連續(xù)退火工序得到的熱軋板實施浸潰到熱鍍鋅浴(浴溫460°C )中而形成熱鍍鋅層的熱鍍鋅處理工序，制成熱鍍鋅板。對于一部分熱鍍鋅板，進一步實施加熱至500°C進行熱鍍鋅層的合金化的合金化處理工序，制成合金化熱鍍鋅板。另外，在熱鍍鋅處理工序或合金化處理工序后，對熱鍍鋅板或合金化熱鍍鋅板實施伸長率為O. 5%的表面光車L。從所得到的熱鍍鋅板或合金化熱鍍鋅板上裁取試驗片，實施組織觀察、拉伸試驗、擴孔試驗。試驗方法如下所述。
(I)組織觀察從所得到的熱鍍鋅板或合金化熱鍍鋅板上裁取組織觀察用試驗片，對與軋制方向平行的截面(L截面)進行研磨，用硝酸乙醇溶液進行腐蝕，利用掃描電子顯微鏡(倍率3000倍)對三個以上的視野進行組織觀察并拍照，測定組織的種類、各相相對于組織整體的面積率，進而計算出第二相總面積相對于組織整體的面積率。另外，還計算出第二相中含有的珠光體的平均結(jié)晶粒徑。另外，關(guān)于珠光體的平均結(jié)晶粒徑，測定各珠光體晶粒的面積，由該面積計算出圓等效直徑，對所得到的各晶粒的圓等效直徑進行算術(shù)平均，將所得平均值作為珠光體晶粒的平均結(jié)晶粒徑。另外，測定的珠光體的粒數(shù)為20個以上。另外，還計算出珠光體相對于第二相總面積的面積率。(2)拉伸試驗
以使拉伸方向與軋制直角方向一致的方式從所得到的熱鍍鋅板或合金化熱鍍鋅板上裁取JIS5號試驗片，根據(jù)JIS Z 2241的規(guī)定實施拉伸試驗，求出拉伸特性(屈服點YP、拉伸強度TS、伸長率E1)。(3)擴孔試驗從所得到的熱鍍鋅板或合金化熱鍍鋅板上裁取IOOmm見方的擴孔試驗片。然后，根據(jù)日本鋼鐵聯(lián)盟標準JFST 1001-1996的規(guī)定實施擴孔試驗，求出擴孔率\ (%)。將所得到的結(jié)果示于表3中。
權(quán)利要求
1.ー種加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，在作為基板的鋼板表面具有熱鍍鋅層，其特征在于，使所述鋼板為如下的高強度鋼板具有以質(zhì)量 % 計含有 C :0. 08 0. 15%、Si :0. 5 I. 5%、Mn :0. 5 I. 5%、P :0. 1% 以下、S 0.01%以下、Al :0. oro. 1%、N :0. 005%以下且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成；以及由作為主相的鐵素體相和至少含有珠光體的第二相構(gòu)成的組織， 以相對于組織整體的面積率計，所述鐵素體相為75 90%，所述珠光體為1(T25%，且該珠光體的平均粒徑為5 以下，并且所述珠光體以相對于所述第二相的總面積的面積率計為70%以上。
2.如權(quán)利要求I所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有選自Cr :0. 05 0. 5%、V :0. 005 0. 2%、Mo :0. 005 0. 2%中的ー種或兩種以上。
3.如權(quán)利要求I或2所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有選自Ti :0. 01 0. 1%, Nb :0. 01 0. 1%中的ー種或兩種。
4.如權(quán)利要求廣3中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有B :0. 0003 0. 0050%。
5.如權(quán)利要求r4中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量%計還含有選自Ni :0. 05 0. 5%、Cu :0. 05 0. 5%中的ー種或兩種。
6.如權(quán)利要求1飛中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量%計還含有選自Ca :0. 001 0. 005%、REM :0. 001 0. 005%中的ー種或兩種。
7.如權(quán)利要求re中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述熱鍍鋅層為合金化熱鍍鋅層。
8.—種加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，連續(xù)實施如下エ序而制成在表面具有熱鍍鋅層的熱鍍鋅鋼板，所述エ序為熱軋エ序，對鋼原材實施熱軋而制成熱軋板；連續(xù)退火エ序，對所述熱軋板實施酸洗后，在連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線中對該熱軋板實施退火處理和在該退火后冷卻至浸入熱鍍鋅浴中為止的溫度的冷卻處理；以及熱鍍鋅處理工序，在該連續(xù)退火エ序后，將該熱軋板浸潰到熱鍍鋅浴中來進行在該熱軋板表面形成熱鍍鋅層的熱鍍鋅處理， 所述制造方法的特征在于，使所述鋼原材為具有以質(zhì)量％計含有c :0. 08、. 15%、Si 0.5 I. 5%、Mn :0. 5 I. 5%、P :0. 1% 以下、S :0. 01% 以下、Al :0. 01 0. 1%、N :0. 005% 以下且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成的鋼原材，使所述退火處理為在Acl相變點至Ae3相變點的第一溫度范圍內(nèi)保持5 400秒的退火處理，使所述冷卻處理為在所述退火處理后以50C /秒以上的平均冷卻速度從所述第一溫度范圍冷卻至700°C、并且將在從700°C至浸入熱鍍鋅浴中為止的溫度的第二溫度范圍內(nèi)的停留時間設(shè)定為15 400秒的冷卻處理。
9.如權(quán)利要求8所述的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，所述熱軋エ序為如下エ序?qū)⑺鲣撛募訜嶂?10(Tl28(rC的范圍的溫度后，進行將熱軋結(jié)束溫度設(shè)定為87(T950°C的熱軋而制成熱軋板，在該熱軋結(jié)束后，將卷取溫度設(shè)定為35(T720°C來對該熱軋板進行卷取。
10.如權(quán)利要求8或9所述的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，將在所述第ニ溫度范圍中70(T550°C的溫度范圍內(nèi)的冷卻時間設(shè)定為10秒以上。
11.如權(quán)利要求8 10中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在所述熱鍍鋅處理工序后接著實施進行所述熱鍍鋅層的合金化處理的合金化處理工序。
12.如權(quán)利要求8 11中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量%計還含有選自Cr :0. 05 0. 5%、V :0. 005 0. 2%、Mo :0. 005 0. 2%中的ー種或兩種以上。
13.如權(quán)利要求8 12中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有選自Ti :0. oro. 1%、Nb :0. oro. 1%中的一種或兩種。
14.如權(quán)利要求8 13中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有B :0. 0003、. 0050%。
15.如權(quán)利要求8 14中任一項所述的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有選自Ni :0. 05^0. 5%、Cu :0. 05^0. 5%中的一種或兩種。
16.如權(quán)利要求8 15中任一項所述的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有選自Ca :0. OOfO. 005%、REM :0. OOTO. 005%中的一種或兩種。
全文摘要
本發(fā)明提供薄壁的加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。實施對以質(zhì)量%計含有C0.08～0.15%、Si0.5～1.5%、Mn0.5～1.5%、Al0.01～0.1%、N0.005%以下的組成的鋼原材進行熱軋而制成熱軋板的熱軋工序，對所述熱軋板實施酸洗后，在省略冷軋的條件下對該熱軋板實施在連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線中在Ac1相變點至Ac3相變點的第一溫度范圍內(nèi)保持5～400秒的退火處理和以5℃/秒以上的平均冷卻速度從第一溫度范圍冷卻至700℃、并且將在從700℃至浸入熱鍍鋅浴中為止的第二溫度范圍的停留時間設(shè)定為15～400秒的冷卻處理，然后進行熱鍍鋅處理。由此，能夠得到由以相對于組織整體的面積率計為75～90%的鐵素體相和含有10～25%的珠光體的第二相構(gòu)成的組織，從而得到兼具TS為540MPa以上的高強度和優(yōu)良的延伸凸緣性的加工性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板。另外，珠光體以相對于組織整體的面積率計占70%以上，且珠光體的平均粒徑為5μm以下。
文檔編號C22C38/54GK102959116SQ201180031849
公開日2013年3月6日 申請日期2011年6月29日 優(yōu)先權(quán)日2010年6月29日
發(fā)明者河村健二, 川邊英尚, 瀨戶一洋 申請人:杰富意鋼鐵株式會社