專利名稱：加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及作為主要在汽車(chē)、電力等產(chǎn)業(yè)領(lǐng)域中使用的部件適當(dāng)?shù)募庸ば詢?yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制 造方法。
背景技術(shù)：
近年來(lái)，從保護(hù)地球環(huán)境的觀點(diǎn)出發(fā)，提高汽車(chē)的燃料消耗率成為重要的課題。隨之，正在積極進(jìn)行通過(guò)車(chē)體材料的高強(qiáng)度化而實(shí)現(xiàn)薄壁化、從而使車(chē)體本身輕量化的研究。但是，鋼板的高強(qiáng)度化導(dǎo)致延展性降低、即成形加工性降低。因此，目前期待開(kāi)發(fā)同時(shí)具有高強(qiáng)度和高加工性的材料。另外，最近對(duì)于汽車(chē)而言提高耐腐蝕性的要求也高漲，正在大量進(jìn)行實(shí)施熱鍍鋅后的高張力鋼板的開(kāi)發(fā)。針對(duì)這樣的要求，到目前為止開(kāi)發(fā)有:鐵素體、馬氏體雙相鋼(DP鋼)和利用殘留奧氏體的相變誘發(fā)塑性的TRIP鋼等各種復(fù)合組織型高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。例如，在專利文獻(xiàn)I中提出了一種成形性良好的高強(qiáng)度合金化熱鍍鋅鋼板，以質(zhì)量％計(jì)含有 C:0.05 — 0.15%,S1:0.3 1.5%、Mn:1.5 2.8%、P:0.03% 以下、S:0.02% 以下、Al:0.005 0.5%、N:0.0060%以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，另外，滿足(Mn%) /(C%)彡15并且(Si%)/(C%)彡4，鐵素體相中以體積率計(jì)含有3 20%的馬氏體相和殘留奧氏體相。即，專利文獻(xiàn)I是為了得到通過(guò)添加大量的Si來(lái)確保殘留Y從而實(shí)現(xiàn)高延展性的加工性優(yōu)良的合金化熱鍍鋅鋼板的技術(shù)。但是，這些DP鋼和TRIP鋼雖然拉伸特性優(yōu)良，但存在擴(kuò)孔性差的問(wèn)題。擴(kuò)孔性是顯示將加工孔部擴(kuò)張而進(jìn)行凸緣成形時(shí)的加工性的指標(biāo)，與拉伸特性同是高強(qiáng)度鋼板所要求的重要特性。在專利文獻(xiàn)2中，作為拉伸凸緣性優(yōu)良的熱鍍鋅鋼板的制造方法，公開(kāi)了以下技術(shù):在退火、均勻加熱后到熱鍍鋅浴期間，強(qiáng)冷卻至Ms點(diǎn)以下，對(duì)由此生成的馬氏體進(jìn)行再加熱，形成回火馬氏體，使擴(kuò)孔性提高。但是，通過(guò)使馬氏體成為回火馬氏體，雖然擴(kuò)孔性提高，但存在EL低的問(wèn)題。另外，作為深拉深性和拉伸凸緣性優(yōu)良的高張力熱鍍鋅鋼板，在專利文獻(xiàn)3中，公開(kāi)了以下技術(shù):控制C、V以及Nb的含量和退火溫度，使再結(jié)晶退火前的固溶C量降低，使{111}再結(jié)晶集合組織發(fā)展，實(shí)現(xiàn)高r值，退火時(shí)使V以及Nb系碳化物溶解，使C在奧氏體中富集，在其后的冷卻過(guò)程中生成馬氏體相。但是，拉伸強(qiáng)度為約600MPa，拉伸強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率的平衡(TSXEL)為約19000MPa.%，不能說(shuō)得到了充分的強(qiáng)度和延展性。專利文獻(xiàn)1:日本特開(kāi)平11-279691號(hào)公報(bào)
專利文獻(xiàn)2:日本特開(kāi)平2-93340號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3:日本特開(kāi)2004-2409號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
如上所述，通過(guò)專利文獻(xiàn)I 3中記載的熱鍍鋅鋼板，不能得到延展性和拉伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。本發(fā)明鑒于這樣的情況，目的在于提供具有590MPa以上的TS、并且延展性和拉伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。本發(fā)明人為了實(shí)現(xiàn)上述課題，制造延展性和拉伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，從鋼板的組成以及微觀組織的觀點(diǎn)出發(fā)，反復(fù)進(jìn)行了深入的研究。其結(jié)果可知，通過(guò)適當(dāng)調(diào)節(jié)合金元素，在退火過(guò)程中從均勻加熱溫度開(kāi)始冷卻時(shí)，使用由鋼的線膨脹系數(shù)求得的、從奧氏體向馬氏體相變的開(kāi)始溫度(以下，有時(shí)也稱為Ms點(diǎn)或者僅稱為Ms)，強(qiáng)冷卻至(Ms-KKTC ) (MS-200°C )的溫度區(qū)域，進(jìn)行使奧氏體的一部分相變?yōu)轳R氏體的部分淬火，之后再加熱，實(shí)施鍍敷處理，由此，能夠具有以面積率計(jì)20%以上的鐵素體相、10%以下(包括0%)的馬氏體相和10%以上且60%以下的回火馬氏體，具有以體積率計(jì)3%以上且10%以下的殘留奧氏體相，并且，殘留奧氏體的平均結(jié)晶粒徑為2.0ym以下，通過(guò)形成這樣的組織，可以實(shí)現(xiàn)高的延展性和拉伸凸緣性。通常，殘留奧氏體存在時(shí)，由于殘留奧氏體的TRIP效果，延展性提高。但是，由于變形的附加，殘 留奧氏體發(fā)生相變，生成的馬氏體變得非常硬，可知其結(jié)果是，與作為主相的鐵素體的硬度差變大，拉伸凸緣性降低。相對(duì)于此，在本發(fā)明中，通過(guò)規(guī)定成分以及組織構(gòu)成，可以同時(shí)實(shí)現(xiàn)高延展性和高拉伸凸緣性，即使殘留奧氏體存在，也能夠得到高拉伸凸緣性。關(guān)于即使殘留奧氏體存在也能夠得到高拉伸凸緣性的詳細(xì)理由，尚不明確，但可以認(rèn)為是由于殘留奧氏體的微細(xì)化和得到回火馬氏體的復(fù)合組織。另外，除了上述發(fā)現(xiàn)之外，還發(fā)現(xiàn)使殘留奧氏體中的平均固溶C量為1%以上時(shí)，得到穩(wěn)定的殘留奧氏體，由此不僅延展性而且深拉深性也提高。本發(fā)明是基于上述發(fā)現(xiàn)而進(jìn)行的，其主旨如下所述。[I] 一種加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.05 0.3%、Si:0.01 2.5%,Mn:0.5 3.5%、P:0.003 0.100%、S:0.02% 以下、Al:0.010 1.5%，Si和Al的添加量總計(jì)為0.5 2.5%，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，組織以面積率計(jì)具有20%以上的鐵素體相、10%以下且包括0%的馬氏體相和10%以上且60%以下的回火馬氏體相，以體積率計(jì)具有3%以上且10%以下的殘留奧氏體相，并且，殘留奧氏體相的平均結(jié)晶粒徑為2.0 μ m以下。[2]如[I]所述的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述殘留奧氏體相中的平均固溶C濃度為1%以上。[3]如[I]或[2]所述的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量 ％ 計(jì)還含有選自 Cr:0.005 2.00%、Mo:0.005 2.00%、V:0.005 2.00%、Ni:0.005 2.00%、Cu:0.005 2.00%中的I種或2種以上元素。[4]如[I] [3]中任一項(xiàng)所述的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計(jì)還含有選自T1:0.01 0.20%、Nb:0.01 0.20%中的I種或2
種元素。[5]如[I] [4]中任一項(xiàng)所述的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計(jì)還含有B:0.0002 0.005%。[6]如[I] [5]中任一項(xiàng)所述的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量 ％計(jì)還含有選自Ca:0.001 0.005%,REM:0.001 0.005%中的I種或2種元素。[7]如[I] [6]中任一項(xiàng)所述的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，鍍鋅為合金化鍍鋅。[8] 一種加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，對(duì)具有[I] 中任一項(xiàng)所述的成分組成的鋼坯進(jìn)行熱軋，接著進(jìn)行連續(xù)退火，此時(shí)，使500°C A1相變點(diǎn)的溫度區(qū)域的平均加熱速度為10°C /秒以上，加熱至750 900°C，接著，保持10秒以上后，以10°C /秒以上的平均冷卻速度從750°C冷卻至(Ms點(diǎn)-100°C ) (Ms點(diǎn)_200°C )的溫度區(qū)域，再加熱至350 600°C并保持10 600秒后，實(shí)施鍍鋅。[9] 一種加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，對(duì)具有[I] 中任一項(xiàng)所述的成分組成的鋼坯進(jìn)行熱軋、冷軋，接著進(jìn)行連續(xù)退火，此時(shí)，使500°C A1相變點(diǎn)的溫度區(qū)域的平均加熱速度為10°C /秒以上，加熱至750 900°C，接著，保持10秒以上后，以10°C /秒以上的平均冷卻速度從750°C冷卻至(Ms點(diǎn)-100°C ) (Ms點(diǎn)_200°C )的溫度區(qū)域，再加熱至350 600°C并保持10 600秒后，實(shí)施鍍鋅。[10]如[8]或[9]所述的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，所述再加熱至350 600°C后的保持時(shí)間，為通過(guò)下述式(I)求得的時(shí)間t 600秒的范圍，t(秒)=2.5Χ1(Γ5/Εχρ(-80400/8.31/(T+273))(I)式中，T為再加熱溫度，單位為。C。[11]如[8] [10]中任一項(xiàng)所述的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在實(shí)施熱鍍鋅后，再進(jìn)行鍍鋅層的合金化處理。另外，在本說(shuō)明書(shū)中，表示鋼成分的％全部為質(zhì)量％。另外，本發(fā)明中，“高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板”是指拉伸強(qiáng)度TS為590MPa以上的熱鍍鋅鋼板。根據(jù)本發(fā)明，能得到具有590MPa以上的TS、并且延展性、拉伸凸緣性和深拉深性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。通過(guò)將本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板應(yīng)用于例如汽車(chē)結(jié)構(gòu)部件，可以同時(shí)實(shí)現(xiàn)汽車(chē)的輕量化和沖撞穩(wěn)定性的提高，實(shí)現(xiàn)有助于汽車(chē)車(chē)體的高性能化的優(yōu)良效果。
具體實(shí)施例方式以下，詳細(xì)說(shuō)明本發(fā)明。I)成分組成C:0.05 0.3%C使奧氏體穩(wěn)定而容易生成鐵素體以外的相，因而是用于提高鋼板強(qiáng)度并使組織復(fù)合化而提高TS與EL的平衡的必要元素。如果C量不足0.05%,則即使實(shí)現(xiàn)制造條件的最優(yōu)化，也難以確保鐵素體以外的相，TS與EL的平衡降低。另一方面，如果C量超過(guò)0.3%，則焊接部以及熱影響部的硬化顯著，焊接部的機(jī)械特性變差。由此，C量設(shè)定為0.05%以上且0.3%以下。優(yōu)選為0.08%以上且0.15%以下。Si:0.01 2.5%Si是對(duì)鋼的強(qiáng)化有效的元素。另外，是鐵素體生成元素，由于促進(jìn)C向奧氏體相中富集以及抑制碳化物的生成，因此，具有促進(jìn)殘留奧氏體生成的作用。為了得到如上的效果，Si量需要設(shè)定為0.01%以上。但是，由于過(guò)量添加使延展性和表面性狀、焊接性變差，因此，上限為2.5%以下。優(yōu)選為0.7%以上且2.0%以下。Mn:0.5 3.5%Mn是對(duì)鋼的強(qiáng)化有效的元素，促進(jìn)回火馬氏體相等低溫相變相的生成。Mn量在0.5%以上時(shí)，確認(rèn)了這樣的作用。但是，Mn量超過(guò)3.5%而過(guò)量添加時(shí)，由第二相百分率的過(guò)量增加和固溶強(qiáng)化引起的鐵素體延展性變差變得顯著，成形性降低。因此，Mn量設(shè)定為
0.5%以上且3.5%以下。優(yōu)選為1.5%以上且3.0%以下。P:0.003 0.100%P是對(duì)鋼的強(qiáng)化有效的元素，在0.003%以上時(shí)得到該效果。但是，超過(guò)0.100%而過(guò)量添加時(shí)，由于晶界偏析而引起脆化，使耐沖擊性變差。因此，P量設(shè)定為0.003%以上且
0.100% 以下。S:0.02% 以下S形成MnS等夾 雜物，成為耐沖擊特性變差和沿著焊接部金屬流的裂紋產(chǎn)生的原因，因此含量越低越好，但從制造成本方面考慮，設(shè)定為0.02%以下。Al:0.010 1.5%、Si+Al:0.5 2.5%Al作為脫氧劑起作用，是對(duì)于鋼的潔凈度有效的元素，優(yōu)選在脫氧工序中添加。為了得到這樣的效果，需要使Al量為0.010%以上。另一方面，如果大量添加，則連鑄時(shí)產(chǎn)生鋼坯裂紋的危險(xiǎn)性增高，使制造性降低。因此，Al量的上限設(shè)定為1.5%。另外，Al與Si同樣是鐵素體相生成元素，由于促進(jìn)C向奧氏體相中富集以及抑制碳化物的生成，因此，具有促進(jìn)殘留奧氏體相生成的作用。這樣的效果在Al和Si的添加量總計(jì)低于0.5%時(shí)不充分，得不到充分的延展性。另一方面，在Al和Si的添加量總計(jì)超過(guò)
2.5%時(shí)，鋼板中的夾雜物增加，使延展性變差。因此，Al和Si的添加量總計(jì)設(shè)定為2.5%以下。在本發(fā)明中，N設(shè)定在不阻礙加工性等作用效果的范圍內(nèi)，可以允許含有0.01%以下。余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。其中，除了這些成分元素，可以根據(jù)需要添加以下的合金元素。選自Cr:0.005 2.00%、Mo:0.005 2.00%、V:0.005 2.00%、Ni:0.005
2.00%、Cu:0.005 2.00%中的I種或2種以上Cr、Mo、V、N1、Cu在從退火溫度開(kāi)始的冷卻時(shí)抑制珠光體相的生成，促進(jìn)低溫相變相生成，對(duì)鋼的強(qiáng)化有效。該效果能通過(guò)含有0.005%以上的Cr、Mo、V、N1、Cu中的至少一種而得到。但是，在Cr、Mo、V、N1、Cu各成分超過(guò)2.00%時(shí)，該效果飽和，成為成本上升的原因。因此，添加時(shí)，Cr、Mo、V、N1、Cu量分別設(shè)定為0.005%以上且2.00%以下。
選自Ti:0.01 0.20%、Nb:0.01 0.20% 中的 I 種或 2 種T1、Nb形成碳氮化物而使鋼通過(guò)析出強(qiáng)化，因而具有高強(qiáng)度化的作用。在含量分別為0.01%以上時(shí)確認(rèn)了這樣的效果。另一方面，如果T1、Nb的含量分別超過(guò)0.20%，則過(guò)度高強(qiáng)度化，延展性降低。因此，添加時(shí)，T1、Nb分別設(shè)定為0.01%以上且0.20%以下。B:0.0002 0.005%B具有抑制從奧氏體相晶界生成鐵素體而使強(qiáng)度上升的作用。在含量為0.0002%以上時(shí)得到該效果。另一方面，如果B量超過(guò)0.005%，則該效果飽和，成為成本上升的原因。因此，添加時(shí)，B量設(shè)定為0.0002%以上且0.005%以下。選自Ca:0.001 0.005%、REM:0.001 0.005% 中的 I 種或 2 種

Ca、REM均具有通過(guò)控制硫化物的形態(tài)而改善加工性的效果，根據(jù)需要，可以含有
0.001%以上的Ca、REM中的I種或2種。但是，過(guò)量添加可能給潔凈度帶來(lái)不利影響，因此分別設(shè)定為0.005%以下。2)微觀組織鐵素體相的面積率為20%以上鐵素體相的面積率低于20%時(shí)，TS與EL的平衡降低，因此，設(shè)定為20%以上，優(yōu)選50%以上。馬氏體相的面積率為O 10%馬氏體相對(duì)鋼的高強(qiáng)度化有效，但面積率超過(guò)10%而過(guò)量存在時(shí)，λ (擴(kuò)孔率)顯著降低。因此，馬氏體相的面積率設(shè)為10%以下。即使完全不含有馬氏體相即面積率為0%時(shí)，也不會(huì)對(duì)本發(fā)明的效果產(chǎn)生影響。回火馬氏體相的面積率為10 60%回火馬氏體相對(duì)鋼的強(qiáng)化有效。另外，這些相與馬氏體相相比，對(duì)擴(kuò)孔性的不良影響小、且無(wú)擴(kuò)孔性的顯著降低，是能夠確保強(qiáng)度的有效相?；鼗瘃R氏體相的面積率低于10%時(shí)，難以確保這樣的強(qiáng)度。另一方面，超過(guò)60%時(shí)，TS與EL的平衡降低。由此，回火馬氏體相的面積率設(shè)定為10%以上且60%以下。殘留奧氏體相的體積率3 10%、殘留奧氏體相的平均結(jié)晶粒徑為2.0 μ m以下、優(yōu)選殘留奧氏體相中的平均固溶C濃度為1%以上殘留奧氏體相不僅有助于鋼的強(qiáng)化，而且對(duì)提高鋼的TS與EL的平衡有效。體積率為3%以上時(shí)得到這樣的效果。另外，殘留奧氏體相通過(guò)加工而相變?yōu)轳R氏體，使擴(kuò)孔性降低，但通過(guò)使其平均結(jié)晶粒徑為2.Ομπι以下以及使體積率為10%以下，能進(jìn)一步抑制擴(kuò)孔性的顯著降低。因此，殘留奧氏體相的體積率設(shè)定為3%以上且10%以下，殘留奧氏體相的平均結(jié)晶粒徑設(shè)為2.0 μ m以下。另外，通過(guò)增加殘留奧氏體相中的平均固溶C濃度，深拉深性提高。殘留奧氏體相中的平均固溶C濃度為1%以上時(shí)，這樣的效果變得顯著。另外，作為鐵素體相、馬氏體相、回火馬氏體相、殘留奧氏體相以外的相,可以包含珠光體相和貝氏體相，但只要滿足上述微觀組織構(gòu)成，則能夠?qū)崿F(xiàn)本發(fā)明的目的。其中，從確保延展性和擴(kuò)孔性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選珠光體相為3%以下。另外，本發(fā)明中的鐵素體相、馬氏體相以及回火馬氏體相的面積率，是各相的面積占觀察面積的比例。上述各面積率，可以在研磨與鋼板的軋制方向平行的板厚截面之后，用3%的硝酸乙醇腐蝕液腐蝕，使用SEM(掃描電子顯微鏡)以2000倍的倍率觀察10個(gè)視野，使用市售的圖像處理軟件求得。另外，殘留奧氏體相的體積率，是板厚1/4面中fee鐵的(200)、(220)、(311)面的X射線衍射積分強(qiáng)度相對(duì)于bcc鐵的(200)、(211)、(220)面的X射線衍射積分強(qiáng)度的比例。通過(guò)TEM (透射電子顯微鏡)觀察薄膜，利用圖像解析求出任意選擇的奧氏體的面積，將近似正方形時(shí)的I邊的長(zhǎng)度作為該粒子的結(jié)晶粒徑，10個(gè)粒子的平均值為殘留奧氏體相平均粒徑。殘留奧氏體相中的平均固溶C濃度([CY%])，可以將使用CoKa射線由fee鐵的衍射面(220)求出的晶格常數(shù)a(A)和[Mn%]、[Al%]代入下述式(2)進(jìn)行計(jì)算而求得。a=3.578+0.033 [C Y %] +0.00095 [Mn%] +0.0056 [Al%] ——(2)其中，[C Y %]為殘留奧氏體相中的平均固溶C濃度，[Mn%]、[Al%]分別表示Μη、Α1的含量(質(zhì)量％)。3)制造條件 本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，可以通過(guò)如下方法制造:對(duì)具有上述成分組成的鋼坯進(jìn)行熱軋后直接實(shí)施連續(xù)退火，或者再進(jìn)行冷軋后實(shí)施連續(xù)退火，此時(shí)，使50(TC A1相變點(diǎn)的溫度區(qū)域的平均加熱速度為10°C /秒以上，加熱至750 900°C，接著，保持10秒以上后，以10°C /秒以上的平均冷卻速度從750°C冷卻至(Ms點(diǎn)-100°C ) (Ms點(diǎn)_200°C )的溫度區(qū)域，再加熱至350 600°C并保持10 600秒后，實(shí)施鍍鋅。優(yōu)選上述加熱至350 600°C后的保持時(shí)間為通過(guò)下述式(I)求得的時(shí)間t 600秒的范圍。t(秒)=2.5Χ1(Γ5/Εχρ(-80400/8.31/(T+273))(I)式中，T為再加熱溫度(°C )。以下，詳細(xì)進(jìn)行說(shuō)明。將調(diào)節(jié)為上述成分組成的鋼利用轉(zhuǎn)爐等進(jìn)行熔煉，通過(guò)連鑄法等制成鋼坯。使用的鋼坯，為了防止成分的宏觀偏析而 優(yōu)選通過(guò)連鑄法制造，也可以通過(guò)鑄錠法、薄鋼坯鑄造法制造。另外，在制造鋼坯后，除了暫時(shí)冷卻至室溫后再次進(jìn)行加熱的現(xiàn)有方法之外，還可以應(yīng)用不冷卻至室溫而直接以熱鋼坯的狀態(tài)插入到加熱爐中、或者進(jìn)行略微的保熱之后直接進(jìn)行軋制的直送軋制/直接軋制等節(jié)能工藝。鋼坯加熱溫度:1100°C以上(優(yōu)選條件)鋼坯加熱溫度在能量方面優(yōu)選低溫加熱，但加熱溫度低于1100°C時(shí)，出現(xiàn)碳化物不能充分地固溶、或由軋制載荷增大引起的熱軋時(shí)產(chǎn)生故障的危險(xiǎn)增大等問(wèn)題。另外，由于氧化損失隨著氧化重量的增加而增大等，因此鋼坯加熱溫度優(yōu)選設(shè)定為1300°C以下。另外，從即使降低鋼坯加熱溫度也能防止熱軋時(shí)的故障的觀點(diǎn)出發(fā)，也可以活用加熱薄鋼片的所謂薄鋼片加熱器。終軋結(jié)束溫度:A3點(diǎn)以上(優(yōu)選條件)終軋結(jié)束溫度低于A3點(diǎn)時(shí)，在軋制中生成α和Y，在鋼板上容易生成帶狀組織，這樣的帶狀組織在冷軋后或退火后也殘留，在材料特性方面有時(shí)成為產(chǎn)生各向異性或使加工性降低的原因。因此，終軋結(jié)束溫度優(yōu)選設(shè)定為A3相變點(diǎn)以上。卷取溫度:450°C 700°C (優(yōu)選條件)卷取溫度低于450°C時(shí)，難以控制卷取溫度，容易產(chǎn)生溫度不均，結(jié)果有時(shí)出現(xiàn)冷軋性降低等問(wèn)題。另外，卷取溫度超過(guò)700°C時(shí)，有時(shí)引起在鋼基表層產(chǎn)生脫碳等問(wèn)題。因此，卷取溫度優(yōu)選設(shè)定為450°C 700°C的范圍。另外，在本發(fā)明的熱軋工序中，為了降低熱軋時(shí)的軋制載荷，也可以對(duì)終軋的一部分或全部進(jìn)行潤(rùn)滑軋制。從鋼板形狀的均勻化、材質(zhì)的均勻化的觀點(diǎn)出發(fā)，進(jìn)行潤(rùn)滑軋制也是有效的。另外，潤(rùn)滑軋制時(shí)的摩擦系數(shù)優(yōu)選設(shè)定為0.25 0.10的范圍。另外，優(yōu)選設(shè)定為使彼此相鄰的薄鋼片之間接合、并連續(xù)地進(jìn)行終軋的連續(xù)軋制工序。從熱軋的操作穩(wěn)定性觀點(diǎn)考慮，優(yōu)選應(yīng)用連續(xù)軋制工藝。接著，對(duì)熱軋板直接實(shí)施連續(xù)退火、或者再進(jìn)行冷軋后實(shí)施連續(xù)退火。在進(jìn)行冷軋的情況下，優(yōu)選通過(guò)酸洗除去熱軋鋼板表面的氧化銹皮，之后用于冷軋，制成預(yù)定板厚的冷軋鋼板。在此，酸洗條件和冷軋條件沒(méi)有特別的限定，根據(jù)常規(guī)方法即可。冷軋的軋制率優(yōu)選設(shè)定為40%以上。連續(xù)退火條件:使500°C A1相變點(diǎn)的溫度區(qū)域中的平均加熱速度為10°C /秒以上，加熱至750 900°C在作為本發(fā)明鋼的再結(jié)晶溫度區(qū)域的500°C A1相變點(diǎn)的溫度區(qū)域中，將平均加熱速度設(shè)為10°c /秒以上，由此加熱升溫時(shí)的再結(jié)晶受到抑制，對(duì)于在A1相變點(diǎn)以上生成的Y的微細(xì)化、進(jìn)而對(duì)于退火冷卻后的殘留奧氏體相的微細(xì)化有效。平均加熱速度低于10°C/秒時(shí)，加熱升溫時(shí)發(fā)生α的再結(jié)晶，導(dǎo)入到α中的變形被釋放，不能實(shí)現(xiàn)充分的微細(xì)化。優(yōu)選的平均加熱速度為20°C /秒以上。750 900°C下保持10秒以上保持溫度低于750°C或者保持時(shí)間少于10秒時(shí)，退火時(shí)的奧氏體相的生成變得不充分，退火冷卻后不能確保充分量的低溫相變相。另一方面，加熱溫度超過(guò)900°C時(shí)，在加熱時(shí)生成的奧氏體相變粗大，退火后的殘留奧氏體相也變粗大。保持時(shí)間的上限沒(méi)有特別的規(guī)定，但保持600秒以上時(shí) ，效果飽和，而且成本隨之上升，因此保持時(shí)間優(yōu)選少于600秒。以10°C /秒以上的平均冷卻速度從750°C冷卻至(Ms點(diǎn)_100°C ) (Ms點(diǎn)_200°C )的溫度區(qū)域平均冷卻速度低于10°C /秒時(shí)，生成珠光體，TS與EL的平衡以及擴(kuò)孔性降低。平均冷卻速度的上限沒(méi)有特別的規(guī)定，但平均冷卻速度過(guò)快時(shí)，鋼板形狀變差，或難以控制冷卻到達(dá)溫度，因此，優(yōu)選設(shè)定為200°C /秒以下。冷卻到達(dá)溫度條件在本發(fā)明中是最重要的條件之一。冷卻停止時(shí),奧氏體相的一部分相變?yōu)轳R氏體，剩余部分為未相變的奧氏體相。之后再加熱，進(jìn)行鍍敷/合金化處理后，冷卻至室溫，由此，馬氏體相變?yōu)榛鼗瘃R氏體相，未相變奧氏體相變?yōu)闅埩魥W氏體相或者馬氏體相。從退火開(kāi)始的冷卻到達(dá)溫度越低、從Ms點(diǎn)(Ms點(diǎn):奧氏體的馬氏體相變開(kāi)始的溫度)開(kāi)始的過(guò)冷度越大，冷卻中生成的馬氏體量越增加，未相變奧氏體量越減少，因此通過(guò)控制冷卻到達(dá)溫度，能夠決定最終的馬氏體相、殘留奧氏體相和回火馬氏體相的面積率。由此，在本發(fā)明中，Ms點(diǎn)與冷卻停止溫度之差即過(guò)冷度很重要，使用Ms點(diǎn)作為控制冷卻溫度的指標(biāo)。冷卻到達(dá)溫度為高于(MsA-1O(TC)的溫度時(shí)，冷卻停止時(shí)的馬氏體相變不充分，未相變奧氏體量增多，最終的馬氏體相或者殘留奧氏體相過(guò)量生成，使擴(kuò)孔性降低。另一方面，冷卻到達(dá)溫度低于(Ms點(diǎn)-200°C)時(shí)，冷卻中奧氏體相幾乎全相變?yōu)轳R氏體，未相變奧氏體量減少，不能得到3%以上的殘留奧氏體相。因此，冷卻到達(dá)溫度設(shè)定為(Ms 點(diǎn)-100°C ) (Ms 點(diǎn)-200°C )的范圍。另外，Ms點(diǎn)可以通過(guò)測(cè)定從退火開(kāi)始冷卻時(shí)鋼板的體積變化、并由其線膨脹系數(shù)的變化求得。再加熱至350 600°C并保持10 600秒(優(yōu)選通過(guò)下述式(I)求得的時(shí)間t 600秒的范圍)后，實(shí)施熱鍍鋅處理t(秒)=2.5Χ1(Γ5/Εχρ(-80400/8.31/(T+273))(I)式中，T為再加熱溫度(°C )。在 冷卻至(Ms點(diǎn)-100°C ) (Ms點(diǎn)-200°C )的溫度區(qū)域之后，再加熱至350 6000C的溫度區(qū)域并保持10秒以上且600秒以下，由此，對(duì)上述冷卻時(shí)生成的馬氏體相進(jìn)行回火，得到回火馬氏體相，擴(kuò)孔性提高。另外，冷卻時(shí)沒(méi)有相變成馬氏體的未相變奧氏體相變得穩(wěn)定，最終得到3%以上的殘留奧氏體相，延展性提高。對(duì)于由保持加熱引起的未相變奧氏體相的穩(wěn)定化的詳細(xì)機(jī)理尚不明確，但可以認(rèn)為發(fā)生C向未相變奧氏體的富集，使奧氏體相穩(wěn)定。加熱溫度低于350°C時(shí)，馬氏體相的回火以及奧氏體相的穩(wěn)定化不充分，擴(kuò)孔性以及延展性降低。另一方面，加熱溫度超過(guò)600°C時(shí)，冷卻停止時(shí)的未相變奧氏體相相變?yōu)橹楣怏w，最終不能得到3%以上的殘留奧氏體相。因此，再加熱溫度設(shè)定為350°C以上且600°C以下。保持時(shí)間少于10秒時(shí),奧氏體相的穩(wěn)定化不充分。另一方面,超過(guò)600秒時(shí),冷卻停止時(shí)的未相變奧氏體相相變?yōu)樨愂象w，最終不能得到3%以上的殘留奧氏體相。因此，再加熱溫度設(shè)定為350°C以上且600°C以下，在該溫度區(qū)域的保持時(shí)間設(shè)定為10秒以上且600秒以下。另外，通過(guò)將保持時(shí)間設(shè)定為通過(guò)上述式(I)求得的時(shí)間t秒以上，能得到平均固溶C濃度為1%以上的殘留奧氏體，因此，優(yōu)選保持時(shí)間為t 600秒。制造熱鍍鋅鋼板(GI)時(shí)，在溶解Al量為0.12 0.22%的鍍?cè)?浴溫440 500°C)中浸入鋼板來(lái)進(jìn)行鍍敷處理，制造合金化熱鍍鋅鋼板(GA)時(shí)，在溶解Al量為
0.08 0.18%的鍍?cè)?浴溫440 500°C )中浸入鋼板來(lái)進(jìn)行鍍敷處理，通過(guò)氣體擦拭等來(lái)調(diào)節(jié)附著量。合金化熱鍍鋅鋼板的處理，在調(diào)節(jié)附著量之后，加熱至450 600°C并保持I 30秒。另外，對(duì)于熱鍍鋅處理后的鋼板(包括合金化熱鍍鋅鋼板)，為了形狀矯正、調(diào)節(jié)表面粗糙度等，也可以增加表面光軋。另外，也可以實(shí)施樹(shù)脂或者油脂涂布、各種涂裝等處理。實(shí)施例將具有表I所示的成分組成、余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼利用轉(zhuǎn)爐進(jìn)行熔煉，通過(guò)連鑄法制成鋼坯。將所得的鋼坯熱軋至板厚3.0_。在熱軋的條件為終軋溫度900°C、軋制后的冷卻速度10°C /秒、卷取溫度60°C下進(jìn)行。接著，將熱軋鋼板酸洗，然后冷軋至板厚1.2mm,制造冷軋鋼板。另外,對(duì)于一部分熱軋至板厚2.3mm的鋼板,進(jìn)行酸洗后用于退火用。接著，對(duì)于如上得到的冷軋鋼板或熱軋板，利用連續(xù)熱鍍鋅線，在表2所示的條件下進(jìn)行退火，在460°C下實(shí)施熱鍍鋅，之后在520°C下進(jìn)行合金化處理，并以平均冷卻速度10°C/秒進(jìn)行冷卻。另外，對(duì)于一部分鋼板，制造未進(jìn)行合金化處理的熱鍍鋅鋼板。鍍敷附著量單面為35 45g/m2。表I(質(zhì)量 ％)
權(quán)利要求
1.一種加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.05 0.3%、Si:0.01 2.5%、Mn:0.5 3.5%、P:0.003 0.100%、S:0.02% 以下和 Al:0.010 1.5%，Si和Al的添加量總計(jì)為0.5 2.5%，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，組織以面積率計(jì)具有20%以上的鐵素體相、10%以下且包括0%的馬氏體相和10%以上且60%以下的回火馬氏體相，以體積率計(jì)具有3%以上且10%以下的殘留奧氏體相，并且，殘留奧氏體相的平均結(jié)晶粒徑為2.0 μ m以下，所述殘留奧氏體相中的平均固溶C濃度為1%以上，LDR為2.06以上。
2.如權(quán)利要求1所述的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量 ％ 計(jì)還含有選自 Cr:0.005 2.00%、Mo:0.005 2.00%、V:0.005 2.00%、Ni:0.005 2.00%、Cu:0.005 2.00%中的I種或2種以上元素。
3.如權(quán)利要求1或2所述的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計(jì)還含有選自T1:0.01 0.20%、Nb:0.01 0.20%中的I種或2種元素。
4.如權(quán)利要求1或2所述的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量%計(jì)還含有B:0.0002 0.005%。
5.如權(quán)利要求1或 2所述的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計(jì)還含有選自Ca:0.001 0.005%、REM:0.001 0.005%中的I種或2種元素。
6.如權(quán)利要求1或2所述的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，鍍鋅為合金化鍍鋅。
全文摘要
本發(fā)明提供具有590MPa以上的TS、并且延展性和拉伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。成分組成以質(zhì)量%計(jì)含有C0.05～0.3%、Si0.01～2.5%、Mn0.5～3.5%、P0.003～0.100%、S0.02%以下和Al0.010～1.5%，Si和Al的添加量總計(jì)為0.5～2.5%，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，組織以面積率計(jì)具有20%以上的鐵素體相、10%以下且包括0%的馬氏體相和10%以上且60%以下的回火馬氏體相，以體積率計(jì)具有3%以上且10%以下的殘留奧氏體相，并且，殘留奧氏體相的平均結(jié)晶粒徑為2.0μm以下。另外，優(yōu)選上述殘留奧氏體中的平均固溶C濃度為1%以上。
文檔編號(hào)C23C2/06GK103146992SQ20131004211
公開(kāi)日2013年6月12日 申請(qǐng)日期2009年1月19日 優(yōu)先權(quán)日2008年1月31日
發(fā)明者中垣內(nèi)達(dá)也, 松岡才二, 金子真次郎, 川崎由康, 鈴木善繼 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社