專利名稱：深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及在汽車用鋼板等用途中有用的拉伸強度(TS)為440MPa以上且具有高r值(平均r值> 1.2)、高λ值(λ ^ 80%)的深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。
背景技術：
近年來，從保護地球環(huán)境的觀點出發(fā)，為了限制CO2的排放量，要求改善汽車的燃料效率(車身輕量化)。除此以外，為了在碰撞時確保乘務人員的安全，還要求提高以汽車車身的碰撞特性為中心的安全性。為了同時滿足汽車車身的輕量化和安全性的提高，在剛性不成為問題的范圍內(nèi)對原材料進行高強度化、減小板厚而實現(xiàn)輕量化可以說是有效的，最近，高張力鋼板積極地應用于汽車部件。所使用的鋼板的強度越高，輕量化效果越大，因此，在汽車業(yè)界，例如，作為用于內(nèi)板和外板的面板用材料，存在使用TS為440MPa以上的鋼板的動向。另一方面，以鋼板為原材料的汽車部件大部分通過沖壓加工來成形，因此，要求汽車用鋼板具有優(yōu)良的沖壓成形性。但是，高強度鋼板與通常的軟鋼板相比，成形性、特別是深拉性、延伸凸緣性大幅變差，因此，作為在推進汽車的輕量化方面的課題，對TS彡440MPa、更優(yōu)選TS ^ 500MPa、進一步優(yōu)選TS ^ 590MPa且兼具良好的深拉成形性、延伸凸緣成形性的鋼板的要求日益增高，要求以作為深拉性的評價指標的蘭克福特值(以下稱為r值)計具有平均r值> 1.2、更優(yōu)選平均r值> 1.3的高r值并且作為延伸凸緣性的評價指標的擴孔率(以下稱為λ )為80%以上的高強度鋼板。作為使鋼板 具有高r值的同時進行高強度化的方法，例如，專利文獻I中公開了如下方法:對于極低碳鋼板而言，以添加將固溶在鋼中的碳、氮固定的T1、Nb而IF(無間隙原子，Interstitial atom free)化后的鋼作為基體,添加S1、Mn、P等固溶強化元素。但是，以這種極低碳鋼作為原材料并添加固溶強化元素的技術中，如果要制造拉伸強度為440MPa以上的高強度鋼板，則在合金元素的添加量增多、例如Si的添加量增多時，在連續(xù)退火中富集在表面，與存在于氣氛中的微量水蒸汽反應，在表面形成Si系氧化物，使鍍層的潤濕性變差，導致鍍層產(chǎn)生不均勻，從而使鍍層質(zhì)量顯著變差。另外，P的添加量增多時，P在晶界偏析而使耐二次加工脆性變差，Mn的添加量增多時，r值降低，存在越是實現(xiàn)高強度化則r值越降低的問題。作為對鋼板進行高強度化的方法，除了如上所述的固溶強化法以外還有組織強化法。一般而言，包含軟質(zhì)鐵素體和硬質(zhì)馬氏體的復合組織鋼板具有延展性良好且具有優(yōu)良的強度-延展性平衡、并且屈服強度低這樣的特征。因此，沖壓成形性比較良好。但是，r值低而使深拉性差?？梢哉f這是因為馬氏體形成所必需的固溶C會阻礙對高r值化有效的{111}再結晶織構的形成。作為改善這種復合組織鋼板的r值的技術，例如，專利文獻2中公開了如下方法:冷軋后，在再結晶溫度 Ac3相變點的溫度下進行裝箱退火，然后，為了形成復合組織而加熱到700 800 V后，進行淬火回火。另外，專利文獻3中公開了含有預定的C量、組織中具有以體積率計合計為3%以上的貝氏體、馬氏體、奧氏體中的一種以上的平均r值為1.3以上的高強度鋼板。但是，專利文獻2、3中記載的技術均通過形成Al與N的團簇或析出物而使織構發(fā)達，需要分別進行用于提高r值的退火和用于制作組織的熱處理，另外，退火工序中，以裝箱退火為基本，并需要進行其保持時間為I小時以上的長時間保持。因此，需要進行裝箱退火，因而與連續(xù)退火相比，處理時間延長，工序數(shù)增加，因此效率、生產(chǎn)率非常差，不僅從制造成本的觀點而言經(jīng)濟性差，而且在制造工藝上存在多發(fā)生鋼板間的密合、產(chǎn)生回火色以及降低爐體內(nèi)罩的壽命等多種問題。另外，專利文獻4中公開了通過用與C含量的關系實現(xiàn)V含量的優(yōu)化來改善復合組織鋼板的r值的技術。該技術中，在再結晶退火前使鋼中的C以V系碳化物的形式析出而極力降低固溶C量，從而實現(xiàn)高r值化，接著，在α-γ雙相區(qū)進行加熱，由此使V系碳化物溶解，使C富集在Y中，在之后的冷卻過程中生成馬氏體，從而制造復合組織鋼板。但是，對于雙相區(qū)退火中使V系碳化物溶解的方法而言，擔心會由于溶解速度的波動而引起材質(zhì)變動，因此，需要對退火溫度和退火時間進行高精度的控制，在實機制造中的穩(wěn)定性方面存在問題。另外，專利文獻5中公開了如下技術:以質(zhì)量％計C含量為0.010 0.050%的范圍內(nèi)，控制Nb含量和C含量以使0.2彡(Nb/93)/(C/12) ^0.7，由此兼顧高r值化和復合組織化。另外，還公開了復合添加Nb和Ti以使Nb含量和Ti含量為0.2 < {(Nb/93) + (Ti/48)}/(C/12) ( 0.7的技術。 這些技術中，在熱軋板的階段中，在退火后殘留馬氏體形成所需的固溶C，并且通過Nb添加所帶來的熱軋板組織的微細化效果和NbC的析出所帶來的固溶C量降低效果來實現(xiàn)高r值化。此外，作為改善復合組織鋼板的r值和λ值的技術，專利文獻6中公開了如下技術:以質(zhì)量％計C含量為0.010 0.050%的范圍內(nèi)，控制Nb含量和C含量以使
0.2^(Nb/93)/(C/12) <0.7，并且以使第二相的硬度相對于鐵素體相的硬度之比為
1.5 3.0的范圍的方式進行控制，由此兼顧高r值化和高λ化。但是，專利文獻5、6中記載的技術均是通過Nb添加所帶來的熱軋板組織的微細化效果和NbC的析出所帶來的固溶C量降低效果來實現(xiàn)高r值化的技術，不僅Nb的成本非常高，而且Nb會顯著延遲奧氏體的再結晶，因此，存在熱軋時的負荷高的問題。此外，析出到熱軋板中的NbC會使冷軋時的變形阻力增高，因此，例如，如實施例所公開的壓下率為65%的冷軋會增大對軋輥的負荷，增大產(chǎn)生故障的危險性，并且生產(chǎn)率的降低、能夠制造的制品寬度的制約等也成為問題。現(xiàn)有技術文獻專利文獻專利文獻1:日本特公昭57-57945號公報專利文獻2:日本特公昭55-10650號公報專利文獻3:日本特開2003-64444號公報專利文獻4:日本特開2002-226941號公報
專利文獻5:日本特開2005-120467號公報專利文獻6:日本專利第4501699號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題在對深拉性優(yōu)良的軟鋼板進行高強度化時，以往研究的利用固溶強化進行高強度化的方法中，需要添加大量的合金元素，該方法在成本、鍍層質(zhì)量上存在問題，并且r值提高本身也存在問題。另外，有效利用組織強化的方法中，需要兩次退火法、高速冷卻設備，因此，在制造工藝上存在問題，雖然也公開了有效利用VC的方法，但擔心會由于VC的溶解速度的波動而引起材質(zhì)變動，需要對退火溫度和退火時間進行高精度的控制，在實機制造中的穩(wěn)定性方面存在問題。此外，雖然公開了通過Nb添加所帶來的熱軋板組織的微細化效果和NbC的析出所帶來的固溶C量降低效果來實現(xiàn)高r值化的技術，但是，Nb不僅成本非常高，而且會顯著延遲奧氏體的再結晶，因此，熱軋時的負荷高，并且析出到熱軋板中的NbC會使冷軋時的變形阻力增高，因此，難以進行穩(wěn)定的實機制造。為了解決上述現(xiàn)有技術的問題，本發(fā)明的目的在于提供TS ^ 440MPa且具有平均r值>1.2、λ >80%的深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法，或者，本發(fā)明的目的在于提供TS彡500MPa、或者即使進一步達到TS彡590MPa這樣的高強度也會具有平均r值彡1.2、λ彡80%這樣的高r值、高λ值的深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。用于解決問題的方法本發(fā)明中，為了解決如上所述的問題而進行了深入研究，成功地通過在不添加過量的合金元素或不使用特殊設備的情況下在C含量為0.010 0.06%的范圍內(nèi)用與該C含量的關系限制Nb含量并且將未被Nb、Ti固定的C量(固溶C量)控制在滿足后述關系式的范圍內(nèi)而得到TS彡440MPa、平均r值為1.2以上、λ為80%以上、深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良并且具有含有鐵素體和馬氏體的鋼組織的高強度熱鍍鋅鋼板。將本發(fā)明的主旨示于以下。[I] 一種深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，具有如下組成:以質(zhì)量％計含有C:0.010%以上且0.06%以下、S1:大于0.5%且在
1.5% 以下、Mn:1.0% 以上且 3.0% 以下、P:0.005% 以上且 0.1% 以下、S:0.01% 以下、sol.Al:0.005% 以上且 0.5% 以下、N:0.01% 以下、Nb:0.010% 以上且 0.090% 以下、T1:0.015% 以上且0.15%以下，且鋼中的Nb和C的含量(質(zhì)量％)滿足(Nb/93)/(C/12) <0.20的關系，并且由下式(I)表示的C*滿足0.005 ^ C* ^ 0.025，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構成，并且具有以面積率計為70%以上的鐵素體和以面積率計為3%以上的馬氏體，平均r值為1.2以上，擴孔率(X)為80%以上，C*=C-(12/93) Nb- (12/48) {T1-(48/14) N}...(I)式中，C、Nb、T1、N分別表示鋼中的C、Nb、T1、N的含量(質(zhì)量％)，其中，T1-(48/14)N 彡 O 時，設為 T1-(48/1 4)N=O0[2]如上述[I]所述的深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在上述組成的基礎上，以質(zhì)量％計還含有合計為0.5%以下的Mo、Cr、V中的一種或兩種以上。[3]如上述[I]或[2]所述的深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在上述組成的基礎上，以質(zhì)量％計還含有Cu:0.3%以下、N1:0.3%以下中的一種或兩種。[4]如上述[I] [3]中任一項所述的深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在上述組成的基礎上，以質(zhì)量％計還含有Sn:0.2%以下、Sb:0.2%以下中的一種或兩種。[5]如上述[I] [4]中任一項所述的深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在上述組成的基礎上，以質(zhì)量％計還含有Ta:0.005%以上且0.1%以下，并且，以由下式⑵表示的Cf代替由上述式⑴表示的C*滿足0.005 ( C* ^ 0.025的
關系，C*=C-(12/93) Nb-(12/181) Ta-(12/48) {T1-(48/14) N}...(2)式中，C、Nb、Ta、T1、N分別表示鋼中的C、Nb、Ta、T1、N的含量(質(zhì)量％)，其中，T1-(48/14)N ≤ O 時，設為 T1-(48/14)N=O0[6] 一種深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，對具有上述[I] [5]中任一項所述的成分組成的鋼進行熱軋、冷軋后，在700 800°C溫度范圍內(nèi)以低于3°C /秒的平均加熱速度加熱，在800°C 950°C的退火溫度下退火，從上述退火溫度開始以3 15°C /秒的平均冷卻速度冷卻，浸潰到鍍鋅浴中實施熱鍍鋅，在上述熱鍍鋅后以5 100°C /秒的平均冷卻速度冷卻，或者，在上述熱鍍鋅后進一步實施鋅鍍層的合金化處理，并在上述合金化處理后以5 100°C /秒的平均冷卻速度冷卻。[7]如上述[6]所述的深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在熱軋后3秒以內(nèi)開始冷卻，以40°C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至650°C，然后，在500 650°C的卷取溫度下卷取，以50%以上的軋制率進行冷軋。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，在C含量為0.010 0.06%的范圍內(nèi)將Nb含量和C含量以滿足后述關系式的方式進行限制并且將未被Nb、Ti固定的C量(固溶C量)控制在滿足前述關系式的范圍內(nèi)，由此使{111}再結晶織構發(fā)達，確保平均r值> 1.2從而具有良好的深拉性，并且通過Si添加所帶來的鐵素體母相的高強度化而降低與第二相的硬度差，確保擴孔率(λ) ^ 80%，從而具有良好的延伸凸緣性，通過形成含有鐵素體和馬氏體的鋼組織，能夠實現(xiàn)TS440MPa以上的高強度化。
具體實施例方式以下，對本發(fā)明進行詳細說明。首先，對鋼的成分組成進行說明。另外，在沒有特別說明的情況下，表示成分的量
的％是指質(zhì)量％。C:0.010% 以上且 0.06% 以下C是形成馬氏體、有助于強度升高的元素。C量低于0.010%時，難以形成馬氏體，無法確保期望的馬氏體的面積率，從而得不到440MPa以上的強度。另一方面，C量大于0.06%時，馬氏體的面積率增加至必要以上，鐵素體的面積率降低，從而得不到良好的！r值(r值≥1.2)、λ值(λ≥80%)。因此，C量設定為0.010%以上且0.06%以下。S1:大于0.5%且在1.5%以下Si是促進鐵素體相變、使未相變奧氏體中的C量升高、使鐵素體與馬氏體的復合組織容易形成、并且具有固溶強化的效果從而對高強度化有效的元素。另外，使鐵素體相硬化，降低與馬氏體相的硬度差，從而對高λ化有效。為了得到這些效果，需要含有超過0.5%的Si，優(yōu)選含有0.8%以上的Si，更優(yōu)選含有超過1.0%的Si。另一方面，Si的含量超過1.5%時，熱軋時產(chǎn)生紅氧化皮，使鍍覆后的表面外觀變差，另外，在實施熱鍍鋅時使鍍層的潤濕性變差，導致鍍層產(chǎn)生不均勻，從而使鍍層質(zhì)量變差，因此，將Si設定為1.5%以下，優(yōu)選為1.3%以下。Mn: 1.0% 以上且 3.0% 以下Mn是對馬氏體的生成有效的元素,使淬透性提高,使馬氏體穩(wěn)定地生成。Mn量低于1.0%時，難以形成馬氏體，無法確保預定的馬氏體的面積率，有時得不到440MPa以上的強度。因此，從確保強度的觀點出發(fā)，添加1.0%以上的Mn，優(yōu)選為1.2%以上，更優(yōu)選為1.5%以上。另一方面，添加超過3.0%的Mn時，不僅導致成本增加，而且會使r值和焊接性變差。因此，Mn含量設定為1.0%以上且3.0%以下，優(yōu)選為1.2%以上且3.0%以下，更優(yōu)選為1.5%以上且3.0%以下。P:0.005% 以上且 0.1% 以下P是固溶強化元素，并且是對高強度化有效的元素。但是，P含量低于0.005%時，不僅其效果表現(xiàn)不出來，而且在煉鋼工序中導致脫磷成本升高。因此，P量設定為0.005%以上，優(yōu)選為0.01%以上。另一方面，P量超過0.1%時，P在晶界偏析，使耐二次加工脆性和焊接性變差。另外，在熱鍍鋅鋼板的情況下，在熱鍍鋅后的合金化處理時，抑制Fe在鍍層與鋼板的界面處從鋼板向鍍層擴散，使合金化處理性變差。因此，需要在高溫下進行合金化處理，所得到的鍍層容易產(chǎn)生粉化、碎屑等鍍層剝離。因此，P量的上限設定為0.1%，優(yōu)選為0.06%以下，更優(yōu)選低于0.035%。S:0.01% 以下S會降低熱加工性，提高鋼坯的熱裂敏感性，并且在鋼中以MnS的形式存在，使鋼板的加工性變差。因此，S量設定為0.01%以下。sol.Al:0.005% 以上且 0.5% 以下Al是固溶強化元素，并且是對高強度化有效的元素。此外，Al作為脫氧元素具有減少鋼中的夾雜物的作用。但是，sol.Al量低于0.005%時，無法穩(wěn)定地得到上述作用，因此設定為0.005%以上。另一方面，sol.Al量超過0.5%時，導致成本增加，并且誘發(fā)表面缺陷，因此，將sol.Al量的上限設定為0.5%，優(yōu)選為0.1%。N:0.01% 以下N的含量越低越優(yōu)選。超過0.01%時，由于生成過量的氮化物而使延展性、韌性和表面性狀變差。因此，N量設定為0.01%以下。Nb:0.010% 以上且 0.090% 以下Nb在本發(fā)明中是重要的元素之一。Nb是具有使熱軋板組織微細化的作用并且具有通過在熱軋板中以NbC形式析出而固定鋼中的C的作用、通過這些作用有助于高r值化的元素。為了表現(xiàn)出這種效果，本發(fā)明中將Nb含量設定為0.010%以上。另一方面，Nb超過0.090%而過量含有時，導致成本增加，并且增大熱軋時的負荷，另外，使冷軋時的變形阻力增高，有時難以進行穩(wěn)定的實機制造。另外，如后所述，本發(fā)明中，需要用于在退火后的冷卻工序中形成馬氏體的固溶C，但Nb超過0.090%而過量含有時，將鋼中的C全部以NbC的形式固定，妨礙馬氏體的形成。因此，Nb含量設定為0.010%以上且0.090%以下，優(yōu)選為0.010%以上且0.075%以下。Ti:0.015% 以上且 0.15% 以下Ti在本發(fā)明中是重要的元素之一。Ti與Nb同樣地是具有通過以碳化物(TiC)形式析出在熱軋板中而固定C的作用、并且通過這些作用有助于高r值化的元素。為了表現(xiàn)出這種效果，本發(fā)明中將Ti含量設定為0.015%以上。另一方面，超過0.15%的過量Ti會導致成本增加，并且與Nb的情況同樣地使冷軋時的變形阻力增高，因此，有時難以進行穩(wěn)定的實機制造。另外，超過0.15%而過量含有Ti時，與Nb同樣地可能會妨礙退火后的冷卻工序中的馬氏體的形成。因此，Ti含量設定為0.015%以上且0.15%以下。(Nb/93) / (C/12) < 0.20 且 0.005 ≤ C* ≤ 0.025·
Cf由下述式(I)表示(其中，對于Ta添加鋼，Cf由后述式(2)表示)。C*=C-(12/93) Nb- (12/48) {T1-(48/14) N}...(I)C、Nb、T1、N分別表示鋼中的C、Nb、T1、N的含量(質(zhì)量％)。C*表示未被Nb、Ti固定的C量(固溶C量)。另外，T1-(48/14)N≤O時，設定為T1-(48/14)N=O0(Nb/93)/(C/12)和C*在本發(fā)明中是最重要的指標。Nb與Ti相比非常昂貴，并且會使熱軋時的軋制負荷顯著增加，可能會降低制造穩(wěn)定性。另外，如前所述，為了在退火后的冷卻過程中形成馬氏體，需要未被Nb、Ti固定的C量、即固溶C((f)。因此，從成本、制造穩(wěn)定性、鋼板組織和鋼板特性的觀點出發(fā)，需要適當控制(Nb/93)/(C/12)和Cf。(Nb/93)/(C/12)為0.20以上時，昂貴的Nb的比例高，成本高，此外，熱軋時的負荷增大。因此，(Nb/93)/(C/12)設定為小于0.20。另外，Cf小于0.005時，無法確保預定的馬氏體量，難以得到440MPa以上的強度。因此，Cf設定為0.005以上。另一方面，Cf大于0.025時，不僅會阻礙對高r值化有效的鐵素體的{111}再結晶織構的形成，從而無法得到良好的深拉性，而且由于馬氏體的面積率增加而使λ降低，有時得不到良好的延伸凸緣性。因此，Cf設定為0.005以上且0.025以下。此外，為了使平均r值達到1.3以上，優(yōu)選使C*為0.020以下，為了使平均r值達到1.4以上，優(yōu)選使Cf小于0.017。以上是本發(fā)明的鋼板的基本組成，在基本組成的基礎上，還可以根據(jù)需要選擇性地含有Mo、Cr、V中的一種或兩種以上、和/或Cu、Ni中的一種或兩種、和/或Sn、Sb中的一種或兩種、和/或Ta。Mo、Cr、V中的一種或兩種以上的合計:0.5%以下Mo、Cr、V與Mn同樣地在提高淬透性、使馬氏體穩(wěn)定生成的方面有效地發(fā)揮作用。這種效果在含量合計為0.1%以上時變得顯著。另一方面，即使添加合計為超過0.5%的上述元素中的一種或兩種以上，其效果也會飽和，導致成本升高，因此，優(yōu)選將這些元素中的一種或兩種以上的合計添加量設定為0.5%以下。Cu:0.3%以下、Ni:0.3%以下中的一種或兩種Cu是在積極地有效利用廢料等時混入的元素。本發(fā)明中，通過容許Cu的混入，能夠有效利用再生資源作為原料，從而能夠削減制造成本。另外，對于本發(fā)明的鋼板而言，Cu給材質(zhì)帶來的影響小，過量混入時成為鋼板的表面損傷的原因，因此，優(yōu)選將Cu含量設定為0.3%以下。Ni對鋼板的材質(zhì)的影響也小，在添加Cu的情況下，在減少鋼板的表面損傷的方面有效地發(fā)揮作用，該效果通過含有Cu含量的1/2的Ni而顯著產(chǎn)生，因此，在添加Ni的情況下，優(yōu)選將Ni量的下限設定為Cu量的1/2。但是，過量添加Ni時，會助長因氧化皮的不均勻性而產(chǎn)生的鋼板的表面缺陷，因此，優(yōu)選將Ni量設定為0.3%以下。Sn:0.2%以下、Sb:0.2%以下中的一種或兩種從抑制鋼板表面的氮化、氧化或因氧化產(chǎn)生的鋼板表層的數(shù)十微米區(qū)域的脫碳的觀點出發(fā)，可以添加Sn。由此，疲勞特性、耐時效性得到改善。從抑制氮化、氧化的觀點出發(fā)，優(yōu)選使Sn含量為0.005%以上，超過0.2%時，會導致韌性變差，因此，優(yōu)選使Sn含量為
0.2%以下。與Sn同樣地，從抑制鋼板表面的氮化、氧化或因氧化產(chǎn)生的鋼板表層的數(shù)十微米區(qū)域的脫碳的觀點出發(fā)，可以添加Sb。通過抑制這種氮化、氧化，防止鋼板表面中馬氏體的生成量減少，從而改善疲勞特性、耐時效性。從抑制氮化、氧化的觀點出發(fā)，優(yōu)選使Sb含量為0.005%以上，超過0.2%時，會導致韌性變差，因此，優(yōu)選使Sb含量為0.2%以下。

Ta:0.005% 以上且 0.1% 以下Ta與Nb和Ti同樣地是在熱軋板中以碳化物(TaC)形式析出而有助于高r值化的元素。從上述觀點出發(fā)，可以添加0.005%以上的Ta。另一方面，添加超過0.1%的過量Ta時，不僅會導致成本的增加，而且與Nb、Ti同樣地可能會妨礙退火后的冷卻過程中的馬氏體的形成，并且析出到熱軋板中的TaC會使冷軋時的變形阻力增高，有時難以進行穩(wěn)定的實機制造，因此，優(yōu)選使Ta含量的上限為0.1%。另外，在以上述范圍含有Ta的情況下，調(diào)節(jié)C、Nb、Ta、T1、N的含量以使其滿足
0.005 ^ C* ^ 0.025。在此，C*由下述式(2)表示。C*=C-(12/93) Nb-(12/181) Ta-(12/48) {T1-(48/14) N}...(2)(:、恥、了&、114分別表示鋼中的(:、恥、了&、114的含量(質(zhì)量％)。其中，T1-(48/14)N 彡 O 時，設為 T1-(48/14)N=O0C*(=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48) {T1-(48/14)N})小于 0.005 時，得不到預定的馬氏體的面積率，從而得不到440MPa以上的強度。因此，使Cf為0.005以上。另一方面，Cf大于0.025時，會阻礙對高r值化有效的鐵素體相的{111}再結晶織構的形成，可能難以得到良好的r值(平均r值:1.2以上)。因此，優(yōu)選使Cf為0.025以下。此外，為了穩(wěn)定地得到1.3以上的平均r值，優(yōu)選使C*為0.020以下。另外，為了得到1.4以上的平均r值，更優(yōu)選使Cf小于0.017。本發(fā)明的鋼板中，上述以外的成分為Fe和不可避免的雜質(zhì)。另外，作為不可避免的雜質(zhì)，可以列舉例如氧(0)，氧(O)形成非金屬夾雜物而對質(zhì)量產(chǎn)生不利影響，因此，優(yōu)選將其含量降低至0.003%以下。接下來，對本發(fā)明的鋼板組織的限定理由進行說明。本發(fā)明的鋼板組織具有含有以面積率計為70%以上的鐵素體和以面積率計為3%以上的馬氏體的組織。本發(fā)明中，為了兼顧鋼板的強度和沖壓成形性(特別是深拉性)，對鐵素體和馬氏體各自的面積率進行限定。鐵素體:以面積率計為70%以上鐵素體是用于確保鋼板的沖壓成形性、特別是深拉性的軟質(zhì)相，本發(fā)明中，通過使鐵素體的{111}再結晶織構發(fā)達而實現(xiàn)高r值化。鐵素體的面積率低于70%時，難以使平均r值達到1.2以上，無法確保良好的深拉性，從而使沖壓成形性降低。因此，使鐵素體的面積率為70%以上。另外，為了進一步提高平均!■值，優(yōu)選使鐵素體的面積率為75%以上，更優(yōu)選為80%以上。另一方面，鐵素體的面積率超過97%時，鋼板強度降低，有時難以確保440MPa以上的強度。另外，“鐵素體”除了包含多邊形鐵素體以外，還包含由奧氏體相變而來的位錯密度高的貝氏體鐵素體。馬氏體:以面積率計為3%以上馬氏體是用于確保鋼板強度的硬質(zhì)相。馬氏體的面積率低于3%時，鋼板的強度降低，難以確保440MPa以上的強度。因此，使馬氏體的面積率為3%以上。為了對鋼板進一步進行高強度化，優(yōu)選使馬氏體的面積率為5%以上。另一方面，馬氏體的面積率大于30%時，使r值提高的鐵素體的面積率降低，從而難以確保良好的深拉性。另外，伴隨著硬質(zhì)馬氏體相的增加，與鐵素體相的界面增大，沖裁時的空隙生成變得顯著，使延伸凸緣性降低，擔心會使沖壓成形性降低。因此，需要使馬氏體的面積率為30%以下，優(yōu)選為20%以下。另外，對于本發(fā)明的鋼板而言，作為除鐵素體和馬氏體以外的組織，可以列舉珠光體、貝氏體、殘余奧氏體、不可避免的碳化物等，如果它們以面積率(合計)計為5%以下則可以含有。接著，對本發(fā)明的熱鍍鋅鋼板的制造方法進行說明。

本發(fā)明的鋼板通過依次實施下述工序來制造:對上述成分組成的鋼水進行熔煉而制成鋼原材并對該鋼原材實施熱軋而制成熱軋鋼板的熱軋工序；對該熱軋鋼板實施冷軋而制成冷軋鋼板的冷軋工序；和對該冷軋鋼板實施退火處理、鍍鋅處理的退火和鍍鋅工序。本發(fā)明中，鋼原材的熔煉方法沒有特別限定，可以采用轉爐、電爐等公知的熔煉方法。另外，從偏析等的觀點出發(fā)，優(yōu)選熔煉后通過連鑄法制成鋼坯，但也可以通過鑄錠-開坯軋制法、薄板坯連鑄法等公知的鑄造方法制成鋼坯。另外，在鑄造后對鋼坯進行熱軋時，可以利用加熱爐對鋼坯再加熱后進行軋制，在保持預定溫度以上的溫度的情況下，也可以不對鋼坯進行加熱而進行直送軋制。(熱軋工序)熱軋工序中，對鋼原材進行加熱，并實施粗軋和精軋。本發(fā)明中，無需對鋼原材的加熱條件、粗軋條件、精軋條件進行特別限定，在對鋼原材進行加熱的情況下，優(yōu)選將加熱溫度設定為1100°C以上且1300°C以下并將精軋結束溫度設定為Ar3相變點以上且1000°C以下。卷取溫度不受限定，優(yōu)選設定為500 700°C。這是因為，卷取溫度超過700°C時，擔心晶粒會發(fā)生粗大化而使強度降低，并且可能會妨礙冷軋退火后的高r值化。另外是因為，卷取溫度低于500°C時，NbC, TiC的析出變得困難，可能會對高r值化不利。另外，為了通過熱軋板的結晶粒徑微細化來實現(xiàn)r值提高，更優(yōu)選在精軋結束后3秒以內(nèi)開始冷卻，以40°C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至650°C，并在500 650°C的卷取溫度下卷取。本發(fā)明中，通過以滿足上述成分組成的方式進行調(diào)節(jié)，能夠將熱軋板階段中的Cf調(diào)節(jié)至0.005 0.025的范圍，由此，能夠兼顧高r值化和由復合組織化帶來的高強度化。此外，通過將(Nb/93)/(C/12)調(diào)節(jié)至小于0.20，能夠大幅抑制伴隨使鋼中含有Nb而帶來的高成本化和生產(chǎn)率的降低。即，通過極力降低使熱軋負荷增大的昂貴的Nb并積極地有效利用Ti來控制Cf，能夠得到廉價且制造性優(yōu)良的高r值的高強度鋼板。(冷軋工序)冷軋工序根據(jù)常規(guī)方法進行即可，優(yōu)選對熱軋板進行酸洗后以50%以上的軋制率進行冷軋。為了實現(xiàn)高r值化，有效的是提高冷軋的軋制率。軋制率低于50%時，鐵素體的{111}再結晶織構不充分發(fā)達，有時得不到優(yōu)良的深拉性。因此，優(yōu)選將冷軋的軋制率設定為50%以上。另一方面，軋制率超過90%時，冷軋時對軋輥的負荷增大，擔心通板故障發(fā)生率會隨之增高，因此，優(yōu)選將冷軋的軋制率設定為90%以下。(退火和鍍鋅工序)退火工序中，對于冷軋鋼板，在700 800°C溫度范圍內(nèi)以低于3°C /秒的平均加熱速度加熱，在800 950°C的退火溫度下退火，從上述退火溫度開始以3 15°C /秒的平均冷卻速度冷卻，浸潰到鍍鋅浴中實施熱鍍鋅處理，在熱鍍鋅處理后以5 100°C /秒的平均冷卻速度冷卻。在熱鍍鋅處理后進一步實施鋅鍍層的合金化處理的情況下，在合金化處理后以5 100°C /秒的平均冷卻速度冷卻。700 800°C溫度范圍內(nèi)的平均加熱速度:低于3°C /秒本發(fā)明中，在熱軋鋼板的階段中使TiC、NbC析出，因此，經(jīng)過冷軋工序得到的冷軋鋼板的再結晶溫度較高。因此，在將冷軋鋼板加熱至退火溫度時，從促進再結晶而使對高r值有效的{111}再結晶 織構發(fā)達的觀點出發(fā)，在700 800°C溫度范圍內(nèi)以低于3°C /秒的平均加熱速度加熱。該平均加熱速度為3°C /秒以上時，{111}再結晶織構的發(fā)達變得不充分，有時難以實現(xiàn)高r值化。另外，從生產(chǎn)效率的觀點出發(fā)，優(yōu)選將上述平均加熱速度設定為0.5°C /秒以上。退火溫度:800 950°C為了使鋼板組織形成含有期望面積率的鐵素體和馬氏體的復合組織，在退火工序中加熱到鐵素體-奧氏體的雙相區(qū)。因此，本發(fā)明中將退火溫度設定為800°C以上。退火溫度低于800°C時，退火冷卻后得不到期望的馬氏體量，并且在退火工序中無法完成再結晶，因此，鐵素體的{111}再結晶織構不充分發(fā)達，不能實現(xiàn)平均r值為1.2以上的高r值化。另一方面，退火溫度超過950°C時，根據(jù)之后的冷卻條件，第二相(馬氏體、珠光體、貝氏體)增加至必要以上，因此，得不到期望面積率的鐵素體，有時得不到良好的r值，并且會導致生產(chǎn)率的降低、能源成本的增加，因此不優(yōu)選。因此，將退火溫度設定為800 950°C，優(yōu)選為 820 880 °C。從使C等合金元素在奧氏體中的富集充分進行的觀點和促進鐵素體的{111}再結晶織構的發(fā)達的觀點出發(fā)，優(yōu)選將退火時間設定為15秒以上。另一方面，退火時間超過300秒時，會使晶粒發(fā)生粗大化，有時會使強度降低、鋼板表面性狀變差等對鋼板的各特性帶來不利影響。另外，使連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線的生產(chǎn)線速度變得極慢，也會導致生產(chǎn)率的降低。因此，優(yōu)選將退火時間設定為15 300秒。更優(yōu)選為15 200秒。從退火溫度開始至鍍鋅浴為止的平均冷卻速度(一次冷卻速度):3 15°C /秒在上述退火溫度下均熱后，通常以3 15°C /秒的平均冷卻速度冷卻至保持于400 500°C的鍍鋅浴的溫度。平均冷卻速度低于3°C /秒的情況下，在550 650°C溫度范圍內(nèi)經(jīng)過珠光體生成鼻部(V — <)，因此，第二相中生成大量珠光體和貝氏體，得不到預定量的馬氏體，有時得不到期望的強度。另一方面，平均冷卻速度超過15°C /秒的情況下，從退火溫度開始進行冷卻時，由Y — α相變引起的Mn、C等元素在Y中的富集變得不充分，在實施合金化處理的情況下，容易生成珠光體等，得不到預定量的馬氏體，有時得不到期望的強度。因此，將從退火溫度開始至鍍鋅浴為止的平均冷卻速度設定為3 15°C /秒，優(yōu)選為5 15°C /秒。另外，浸潰到鍍鋅浴中實施熱鍍鋅處理之后，也可以根據(jù)需要實施鋅鍍層的合金化處理。這種情況下,鋅鍍層的合金化處理中，例如,在熱鍍鋅處理后,加熱至500 700°C的溫度范圍，并保持數(shù)秒至數(shù)十秒。對于本發(fā)明鋼而言，如上所述控制了從退火溫度開始至鍍鋅浴為止的冷卻速度，因此，即使實施上述合金化處理，也不會大量生成珠光體等，能夠得到預定量的馬氏體，從而能夠確保期望的強度。作為鍍鋅條件，鍍層附著量以每單面計為20 70g/m2,在進行合金化的情況下,優(yōu)選使鍍層中的Fe%為6 15%。在熱鍍鋅處理后、或者鋅鍍層的合金化處理后的平均冷卻速度(二次冷卻速度):5 100。。/ 秒對于熱鍍鋅處理后或者實施鋅鍍層的合金化處理后的二次冷卻速度，為了穩(wěn)定地得到馬氏體，以5°C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至150°C以下的溫度。二次冷卻速度低于50C /秒的緩冷卻中，在約400°C 約500°C生成珠光體或貝氏體，得不到預定量的馬氏體，有時得不到期望的強度。另一方面，關于二次冷卻速度的上限，超過100°C/秒時，馬氏體變得過硬，從而使延展性 降低。因此，二次冷卻速度優(yōu)選為100°C/秒以下?；谏鲜隼碛桑瑢⒍卫鋮s速度設定為5 100°C /秒，優(yōu)選為10 100°C /秒。此外，本發(fā)明中，也可以在熱處理后以形狀矯正、表面粗糙度調(diào)節(jié)為目的實施表面光軋或整平加工。另外，在進行表面光軋的情況下，優(yōu)選設定為約0.3% 約1.5%的伸長率。實施例1以下通過實施例對本發(fā)明進一步進行說明。利用真空熔化對具有表I所示的化學成分的鋼進行熔煉、鑄造，實施開坯軋制，制成板厚為30mm的鋼坯。將這些鋼坯加熱至1200°C后，在880°C的精軋溫度(精軋結束溫度)下實施熱軋，在表2所示的條件下冷卻，然后，在600°C下進行卷取，制造板厚為4.5mm的熱軋鋼板。另外，熱軋工序中，在精軋結束后3秒以內(nèi)開始冷卻。對所得到的熱軋鋼板進行酸洗后，以69%的軋制率進行冷軋，制成板厚為1.4mm的冷軋鋼板。接著，將從通過上述工序得到的冷軋鋼板上切下的樣品利用紅外線聚焦爐在表2所示的退火溫度、保持時間的條件下進行退火，然后在表2所示的條件下進行一次冷卻，實施熱鍍鋅(鍍浴溫度:460°C )后，進行合金化處理(520°C X20秒)，進行二次冷卻直至150°C以下的溫度，然后，實施伸長率為0.5%的表面光軋。在此，鍍覆處理以使附著量為單面50g/m2的方式進行調(diào)節(jié)，合金化處理以使鍍層中的Fe%為9 12%的方式進行調(diào)節(jié)。
權利要求
1.一種深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于， 具有如下組成:以質(zhì)量％計含有c:0.010%以上且0.06%以下、S1:大于0.5%且在1.5%以下、Mn:1.0%以上且3.0%以下、P:0.005%以上且0.1%以下、S:0.01%以下、sol.Al:0.005% 以上且 0.5% 以下、N:0.01% 以下、Nb:0.010% 以上且 0.090% 以下、T1:0.015% 以上且0.15%以下，且鋼中的Nb和C的含量(質(zhì)量％)滿足(Nb/93)/(C/12) <0.20的關系，并且由下式(I)表示的C*滿足0.005 ^ C* ^ 0.025，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構成， 并且具有以面積率計為70%以上的鐵素體和以面積率計為3%以上的馬氏體， 平均r值為1.2以上，擴孔率(λ)為80%以上，C*=C-(12/93) Nb-(12/48) {T1-(48/14) N}...(I) 式中，(:、吣、114分別表示鋼中的(:、吣、114的含量(質(zhì)量％)，其中，T1-(48/14)N彡O時，設為 T1-(48/14)N=O0
2.如權利要求1所述的深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在所述組成的基礎上，以質(zhì)量％計還含有合計為0.5%以下的Mo、Cr、V中的一種或兩種以上。
3.如權利要求1或2所述的深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在所述組成的基礎上，以質(zhì)量％計還含有Cu:0.3%以下、N1:0.3%以下中的一種或兩種。
4.如權利要求1 3中任一項所述的深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，在所述組成的基礎上，以質(zhì)量％計還含有Sn:0.2%以下、Sb:0.2%以下中的一種或兩種。
5.如權利要求1 4中任一項所述的深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于， 在所述組成的基礎上，以質(zhì)量％計還含有Ta:0.005%以上且0.1%以下，并且， 以由下式(2)表示的Cf代替由所述式(I)表示的C*滿足0.005 ^ C* ^ 0.025的關系，C*=C-(12/93) Nb-(12/181) Ta-(12/48) {T1-(48/14) N}...(2) 式中，C、Nb、Ta、T1、N分別表示鋼中的C、Nb、Ta、T1、N的含量(質(zhì)量％)，其中，T1-(48/14)N 彡 O 時，設為 T1-(48/14)N=O0
6.一種深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，對具有權利要求1 5中任一項所述的成分組成的鋼進行熱軋、冷軋后，在700 800°C溫度范圍內(nèi)以低于3°C /秒的平均加熱速度加熱，在800°C 950°C的退火溫度下退火，從所述退火溫度開始以3 15°C /秒的平均冷卻速度冷卻，浸潰到鍍鋅浴中實施熱鍍鋅，在所述熱鍍鋅后以5 100°C /秒的平均冷卻速度冷卻，或者，在所述熱鍍鋅后進一步實施鋅鍍層的合金化處理，并在所述合金化處理后以5 100°C /秒的平均冷卻速度冷卻。
7.如權利要求6所述的深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在熱軋后3秒以內(nèi)開始冷卻，以40°C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至650°C，然后，在500 650°C的卷取溫度下卷取，以50%以上的軋制率進行冷軋。
全文摘要
本發(fā)明提出了TS≥440MPa且具有平均r值≥1.2、λ≥80%的深拉性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。以質(zhì)量%計含有C0.010%以上且0.06%以下、Si大于0.5%且在1.5%以下、Mn1.0%以上且3.0%以下、P0.005%以上且0.1%以下、S0.01%以下、sol.Al0.005%以上且0.5%以下、N0.01%以下、Nb0.010%以上且0.090%以下、Ti0.015%以上且0.15%以下，鋼中的Nb和C的含量滿足(Nb/93)/(C/12)＜0.20的關系和0.005≤C*≤0.025，并且具有以面積率計為70%以上的鐵素體和以面積率計為3%以上的馬氏體。C*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N}，C、Nb、Ti、N為鋼中的C、Nb、Ti、N的含量。
文檔編號C22C38/00GK103140594SQ20118004735
公開日2013年6月5日 申請日期2011年9月15日 優(yōu)先權日2010年9月29日
發(fā)明者木村英之, 奧田金晴, 杉原玲子 申請人:杰富意鋼鐵株式會社