專(zhuān)利名稱(chēng)：加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及適于作為在汽車(chē)、電力等產(chǎn)業(yè)領(lǐng)域中使用的部件的加工性優(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)的燃料效率成為重要的課題。隨 之，正在積極進(jìn)行通過(guò)車(chē)體材料的高強(qiáng)度化來(lái)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。此外，在將高強(qiáng)度鋼板成形加工為汽車(chē)部件這樣的復(fù)雜形狀時(shí)，在突出部位或拉 伸凸緣部位處裂紋、頸縮的發(fā)生成為大問(wèn)題。因此，還需要能夠克服裂紋、頸縮的發(fā)生的問(wèn) 題的兼具高延展性和高擴(kuò)孔性的高強(qiáng)度鋼板。對(duì)于提高高強(qiáng)度鋼板的成形性而言，目前已開(kāi)發(fā)有鐵素體-馬氏體雙相 鋼(Dual-Phase鋼)和利用殘留奧氏體的相變誘發(fā)塑性(Transformation Induced Plasticity)的TRIP鋼等各種復(fù)合組織型高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板。例如，專(zhuān)利文獻(xiàn)1 4中提出了拉伸凸緣性優(yōu)良的鋼板，通過(guò)規(guī)定化學(xué)成分，并在 鐵素體和貝氏體和馬氏體的三相組織中，規(guī)定貝氏體和馬氏體的面積率、以及馬氏體的平 均直徑來(lái)實(shí)現(xiàn)。此外，專(zhuān)利文獻(xiàn)5、6中提出了延展性優(yōu)良的鋼板，通過(guò)規(guī)定化學(xué)成分和熱處理?xiàng)l 件來(lái)實(shí)現(xiàn)。此外，對(duì)于鋼板而言，為了提高實(shí)際使用時(shí)的防銹能力，有時(shí)在表面實(shí)施鍍鋅。這 種情況下，為了確保沖壓性、點(diǎn)焊性及涂料密合性，多使用在鍍層后實(shí)施熱處理而使鋼板的 Fe在鍍層中擴(kuò)散的合金化熱鍍鋅。作為涉及這種熱鍍鋅鋼板的提案，例如，在專(zhuān)利文獻(xiàn)7中 提出了成形性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板和高強(qiáng)度合金化熱鍍鋅鋼板及其制造方 法，其通過(guò)規(guī)定化學(xué)成分和鐵素體/殘留奧氏體的體積百分率及鍍層來(lái)實(shí)現(xiàn)。
日本特公平4-24418號(hào)公報(bào) 日本特公平5-72460號(hào)公報(bào) 日本特公平5-72461號(hào)公報(bào) 日本特公平5-72462號(hào)公報(bào) 日本特公平6-70246號(hào)公報(bào) 日本特公平6-70247號(hào)公報(bào) 日本特開(kāi)2007-211280號(hào)公報(bào)專(zhuān)利文獻(xiàn)1
專(zhuān)利文獻(xiàn)2
專(zhuān)利文獻(xiàn)3
專(zhuān)利文獻(xiàn)4
專(zhuān)利文獻(xiàn)5
專(zhuān)利文獻(xiàn)6
專(zhuān)利文獻(xiàn)
發(fā)明內(nèi)容
但是，專(zhuān)利文獻(xiàn)1 4中，雖然擴(kuò)孔性優(yōu)良但延展性不充分。專(zhuān)利文獻(xiàn)5、6中，雖 然延展性優(yōu)良但沒(méi)有考慮擴(kuò)孔性。專(zhuān)利文獻(xiàn)7中，雖然延展性優(yōu)良但擴(kuò)孔性不充分。
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本發(fā)明鑒于上述情況，其目的在于，提供具有590MPa以上的TS、并且加工性優(yōu)良 的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。本發(fā)明人為了得到具有590MPa以上的TS、并且加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板 而反復(fù)進(jìn)行了深入的研究。為了得到加工性、具體而言為延展性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度復(fù) 合組織鋼板，從鋼板的微觀組織、化學(xué)成分的觀點(diǎn)出發(fā)反復(fù)進(jìn)行了深入的研究。其結(jié)果是 通過(guò)Si的積極添加來(lái)提高延展性，通過(guò)使鋼板組織成為鐵素體相和貝氏體相和馬氏體相 的復(fù)合組織(還包括殘留奧氏體等)，并控制各相的面積率來(lái)提高擴(kuò)孔性，由此發(fā)明出不僅 延展性優(yōu)良、而且能夠確保充分的擴(kuò)孔性的鋼板。于是，以往，難以兼具延展性和擴(kuò)孔性的 情況得到改變。另外，在上述發(fā)現(xiàn)的基礎(chǔ)上，還發(fā)現(xiàn)通過(guò)規(guī)定殘留奧氏體相的量及其平均結(jié)晶粒 徑、存在位置及長(zhǎng)徑比，不僅提高延展性、擴(kuò)孔性而且提高深拉深性。本發(fā)明基于上述發(fā)現(xiàn)而進(jìn)行，其主旨如下所示。[1] 一種加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，成分組成為以質(zhì)量％計(jì)含 有C :0. 05%以上且0. 3%以下、Si 0. 7%以上且2. 7%以下、Mn 0. 5%以上且2. 8%以下、 P 0. 以下、S :0. 01%以下、Al 0. 以下、N:0. 008%以下，余量由Fe及不可避免的雜 質(zhì)構(gòu)成；組織為以面積率計(jì)具有30%以上且90%以下的鐵素體相、3%以上且30%以下的 貝氏體相和5%以上且40%以下的馬氏體相，并且，在所述馬氏體相內(nèi)，存在30%以上的長(zhǎng) 徑比為3以上的馬氏體相。[2]如上述[1]所述的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其中，以體積率計(jì)，還具 有2%以上的殘留奧氏體相，并且，所述殘留奧氏體相的平均結(jié)晶粒徑為2.0μπι以下。[3]如上述[1]或[2]所述的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其中，在所述殘留 奧氏體相內(nèi)，與貝氏體相鄰接存在的殘留奧氏體相為60%以上，并存在30%以上的長(zhǎng)徑比 為3以上的殘留奧氏體相。[4]如上述[1] [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，其中， 作為成分組成，以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Cr 0. 05%以上且1.2%以下、V 0. 005%以上且 1. 0%以下、Mo 0. 005%以上且0. 5%以下中的至少1種元素。[5]如上述[1] [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，其中， 作為成分組成，以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Ti :0.01%以上且0. 以下、Nb :0.01%以上且 0. 以下、B 0. 0003% 以上且 0. 0050% 以下、Ni 0. 05% 以上且 2. 0% 以下、Cu 0. 05% 以 上且2.0%以下中的至少1種元素。[6]如上述[1] [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，其中，作 為成分組成，以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Ca 0. 001%以上且0. 005%以下、REM 0. 001%以上 且0. 005%以下中的至少1種元素。[7]如上述[1] [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，其中，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)具有上述 [1]、[4]、[5]、[6]中任一項(xiàng)所述的成分組成的鋼坯進(jìn)行熱軋、酸洗、冷軋后，以8°C /秒以上 的平均加熱速度加熱至650°C以上的溫度范圍，在700 940°C的溫度范圍內(nèi)保持15 600 秒，接著，以10 200°C /秒的平均冷卻速度冷卻至350 500°C的溫度范圍，在該350 500°C的溫度范圍內(nèi)保持30 300秒，接著，實(shí)施熱鍍鋅。[9]如上述[8]所述的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其中，在實(shí)施 熱鍍鋅后，進(jìn)行鍍鋅層的合金化處理。另外，本說(shuō)明書(shū)中，表示鋼的成分的％均為質(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。此外，本發(fā)明中，無(wú)論有無(wú)實(shí)施合金化處理，都將通過(guò)熱鍍鋅方法在鋼板上進(jìn)行了 鍍鋅的鋼板總稱(chēng)為熱鍍鋅鋼板。即，本發(fā)明中的熱鍍鋅鋼板包括沒(méi)有實(shí)施合金化處理的熱 鍍鋅鋼板(簡(jiǎn)稱(chēng)為GI鋼板)、實(shí)施合金化處理的合金化熱鍍鋅鋼板(簡(jiǎn)稱(chēng)為GA鋼板)。
具體實(shí)施例方式下面，對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。通常已知，在鐵素體相與硬質(zhì)的馬氏體相的雙相結(jié)構(gòu)中，雖然能夠確保延展性，但 鐵素體相與馬氏體相的硬度差大，因此不能得到充分的擴(kuò)孔性。因此，以鐵素體相為主相， 以含有碳化物的貝氏體相或珠光體相作為硬質(zhì)第二相，由此能夠?qū)崿F(xiàn)抑制硬度差并確保拉 伸凸緣性。但是，這種情況下存在不能確保充分的延展性的問(wèn)題。因此，本發(fā)明人對(duì)上述組織的百分率與機(jī)械特性間的關(guān)系進(jìn)行了研究，另外，著眼 于提高不需要特殊的設(shè)備而能夠最穩(wěn)定地制造的、由鐵素體相和貝氏體相和馬氏體相構(gòu)成 的復(fù)合組織(還包括殘留奧氏體等)的特性的可能性，進(jìn)行了詳細(xì)地研究。其結(jié)果是為了促進(jìn)鐵素體相的固溶強(qiáng)化和鐵素體相的加工硬化而積極添加Si， 制成鐵素體相和貝氏體相和馬氏體相的復(fù)合組織，并通過(guò)優(yōu)化該復(fù)合組織的面積百分率， 使異相界面的硬度差降低，從而能夠兼具高延展性和高擴(kuò)孔性。此外，在鐵素體相晶界存在 的第二相促進(jìn)了裂紋傳播，因此，通過(guò)控制在鐵素體相晶粒內(nèi)存在的馬氏體相、貝氏體相、 殘留奧氏體相的比例，實(shí)現(xiàn)了擴(kuò)孔性的進(jìn)一步提高。以上是完成本發(fā)明的技術(shù)特征。而且， 本發(fā)明的特征在于，作為成分組成，規(guī)定以Si :0. 7%以上且2. 7%以下為中心；組織為以面 積率計(jì)具有30%以上且90%以下的鐵素體相、3%以上且30%以下的貝氏體相和5%以上 且40%以下的馬氏體相，并且，在所述馬氏體相內(nèi)，存在30%以上的長(zhǎng)徑比為3以上的馬氏 體相。1)首先，對(duì)成分組成進(jìn)行說(shuō)明。C 0. 05% 以上且 0. 3% 以下C是奧氏體生成元素，是將組織復(fù)合化來(lái)提高強(qiáng)度和延展性的主要元素。若C量 小于0. 05%，則難以確保必要的貝氏體相和馬氏體相。另一方面，若C量若過(guò)量添加而超 過(guò)0. 3%，則焊接部及熱影響部的硬化顯著，焊接部的機(jī)械特性變差。因此，使C為0. 05% 以上且0.3%以下。優(yōu)選為0.05 0.25%。Si 0. 7% 以上且 2. 7% 以下Si是鐵素體相生成元素，另外，是對(duì)固溶強(qiáng)化有效的元素。而且，為了改善強(qiáng)度和 延展性的平衡及確保鐵素體相的硬度，需要添加0. 7%以上。但是，Si的過(guò)量添加，由于紅 銹皮等的產(chǎn)生而引起表面性狀變差、或者附著/密合性變差。因此，使Si為0.7%以上且 2. 7%以下。優(yōu)選為1.0%以上且2. 5%以下。Mn :0· 5% 以上且 2. 8% 以下
Mn是對(duì)鋼的強(qiáng)化有效的元素。而且，是使奧氏體穩(wěn)定的元素，是調(diào)節(jié)第二相的百分 率必要的元素。因此，需要添加0.5%以上的Mn。另一方面，若過(guò)量添加而超過(guò)2.8%，則第 二相百分率變得過(guò)大，難以確保鐵素體相百分率。因此，使Mn為0. 5%以上且2. 8%以下。 優(yōu)選為1. 6%以上且2. 4%以下P:0. 以下P雖然是對(duì)鋼的強(qiáng)化有效的元素，但是若過(guò)量添加而超過(guò)0. 1 %，則由晶界偏析弓I 起脆化，使耐沖擊性變差。此外，若超過(guò)0.1%，則使合金化速度大幅延遲。因此，使P為 0. 以下。S:0.01% 以下S形成MnS等夾雜物，成為耐沖擊性變差或沿焊接部的金屬流產(chǎn)生裂紋的原因，因 此可以盡量減少，但從制造成本的觀點(diǎn)出發(fā)，使S量為0.01%以下。Α1:0·1% 以下Al的過(guò)量添加使煉鋼時(shí)鋼坯品質(zhì)變差。因此，使Al為0. 1 %以下。N :0· 008% 以下N是使鋼的耐時(shí)效性最大幅變差的元素，因而越少越優(yōu)選，若超過(guò)0.008%，則耐 時(shí)效性的變差變得顯著。因此，使N為0.008%以下。余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)。但是，除這些成分元素之外，可以根據(jù)需要添加以 下的合金元素。Cr 0. 05% 以上且 1. 2% 以下、V 0. 005% 以上且 1. 0% 以下、Mo 0. 005% 以上且 0. 5%以下Cr、V、Mo具有在從退火溫度開(kāi)始的冷卻時(shí)抑制珠光體的生成的作用，因此可以根 據(jù)需要添加。該效果能夠在Cr :0. 05%以上、V :0. 005%以上、Mo :0. 005%以上時(shí)得到。但 是，若分別過(guò)量添加使Cr超過(guò)1. 2%、V超過(guò)1. 0%,Mo超過(guò)0. 5%，則第二相百分率變得過(guò) 大，有可能發(fā)生顯著的強(qiáng)度上升。另外，也成為成本上升的主要原因。因此，在添加這些元 素的情況下，分別使它們的量為Cr 1. 2%以下、V :1. 0%以下、Mo 0. 5%以下。另外，可以含有下述的Ti、Nb、B、Ni、Cu中的1種以上的元素。Ti 0. 01% 以上且 0. 1 % 以下、Nb 0. 01% 以上且 0. 1 % 以下Ti、Nb對(duì)鋼的析出強(qiáng)化有效，該效果能夠在含量分別為0. 01%以上時(shí)得到，且只 要在本發(fā)明所規(guī)定的范圍內(nèi)則可以在鋼的強(qiáng)化中使用。但是，若含量分別超過(guò)0. 1%，則加 工性及形狀固定性降低。另外，也成為成本上升的主要原因。因此，在添加Ti、Nb的情況 下，使其添加量為T(mén)i在0.01%以上且0. 1 %以下、Nb在0.01%以上且0. 以下。B 0. 0003 % 以上且 0. 0050 % 以下由于B具有抑制來(lái)自?shī)W氏體晶界的鐵素體相的生成/生長(zhǎng)的作用，因此可以根據(jù) 需要進(jìn)行添加。該效果能夠在含量為0.0003%以上時(shí)得到。但是，若超過(guò)0.0050%，則加 工性降低。另外，也成為成本上升的主要原因。因此，在添加B的情況下，使其為0.0003% 以上且0. 0050%以下。Ni 0. 05% 以上且 2. 0% 以下、Cu 0. 05% 以上且 2. 0% 以下Ni、Cu是對(duì)鋼的析出強(qiáng)化有效的元素，只要在本發(fā)明所規(guī)定的范圍內(nèi)則可以在鋼 的強(qiáng)化中使用。而且促進(jìn)內(nèi)部氧化使鍍層密合性提高。為了得到這些效果，需要使含量分別為0.05%以上。另一方面，若同時(shí)使Ni、Cu超過(guò)2.0%進(jìn)行添加，則使鋼板的加工性降 低。另外，也成為成本上升的主要原因。因此，在添加Ni、Cu的情況下，使其添加量分別為 0. 05%以上且2. 0%以下。Ca 0. 001% 以上且 0. 005% 以下、REM 0. 001% 以上且 0. 005% 以下Ca及REM是用于使硫化物的形狀球狀化、而改善硫化物對(duì)拉伸凸緣性的不良影響 的有效元素。為了得到該效果，需要使其含量分別為0.001%以上。但是，過(guò)量添加會(huì)引起 夾雜物等增加，從而引起表面及內(nèi)部缺陷等。因此，在添加Ca、REM的情況下，使其添加量分 別為0. 001%以上且0. 005%以下。2)下面對(duì)微觀組織進(jìn)行說(shuō)明。鐵素體相面積率30%以上且90%以下為了確保良好的延展性，需要使鐵素體相以面積率計(jì)為30%以上。另一方面，為了 確保強(qiáng)度，需要使軟質(zhì)鐵素體相為90%以下。貝氏體相面積率3%以上且30%以下為了確保良好的擴(kuò)孔性，需要使緩沖鐵素體相與馬氏體相的硬度差的貝氏體相以 面積率計(jì)為3%以上。另一方面，為了確保良好的延展性，使貝氏體相為30%以下。馬氏體相面積率5%以上且40%以下為了確保強(qiáng)度及促進(jìn)鐵素體相的加工效果，需要使馬氏體相以面積率計(jì)為5%以 上。另外，為了確保延展性和擴(kuò)孔性，需要使馬氏體相為40%以下。在馬氏體相內(nèi)，存在30%以上的長(zhǎng)徑比為3以上的馬氏體相在此所謂的長(zhǎng)徑比為3以上的馬氏體相，是指在350°C 500°C的溫度范圍內(nèi)保持 30 300秒、再實(shí)施熱鍍鋅后的冷卻過(guò)程中生成的物質(zhì)。根據(jù)形態(tài)對(duì)該馬氏體相進(jìn)行分類(lèi) 時(shí)，可分為長(zhǎng)徑比小于3的塊狀馬氏體相和長(zhǎng)徑比為3以上的針狀及板狀馬氏體相。與長(zhǎng) 徑比小于3的塊狀馬氏體相比較，長(zhǎng)徑比為3以上的針狀及板狀馬氏體相的附近存在大量 貝氏體相，該貝氏體相成為使針狀及板狀馬氏體相與鐵素體相的硬度差降低的緩沖材料， 由此使擴(kuò)孔性提高。另外，本發(fā)明中的鐵素體相、貝氏體相及馬氏體相的面積率是指各相占觀察面積 的面積比例。而且，上述各面積率、馬氏體相的長(zhǎng)徑比(長(zhǎng)邊/短邊)及在上述馬氏體相內(nèi) 長(zhǎng)徑比為3以上的馬氏體相的面積率，能夠如下求出將與鋼板的軋制方向平行的板厚截 面研磨后，用3%硝酸乙醇腐蝕，使用SEM(掃描型電子顯微鏡)以2000倍的倍率觀察10個(gè) WJ予，i^ffl Media Cybernetics 白勺 Image-Pro ^lf。殘留奧氏體相體積率2%以上為了確保良好的延展性、深拉深性，優(yōu)選使殘留奧氏體相以體積率計(jì)為2%以上。殘留奧氏體相的平均結(jié)晶粒徑2. 0 μ m以下殘留奧氏體相的平均結(jié)晶粒徑超過(guò)2. Oym時(shí)，殘留奧氏體相的晶界面積(異相界 面的量)增大，也就是說(shuō)，由于硬度差大的界面的量增加，因此擴(kuò)孔性降低。因此，為了確保 更良好的擴(kuò)孔性，優(yōu)選使殘留奧氏體相的平均結(jié)晶粒徑為2. 01 μ m以下。在殘留奧氏體相內(nèi)，與貝氏體相鄰接存在的殘留奧氏體相為60%以上貝氏體相比硬質(zhì)的殘留奧氏體相或馬氏體相軟，比軟質(zhì)的鐵素體相硬，因此，具有 中間相(緩沖材料)的效果，緩和異相間(硬質(zhì)的殘留奧氏體相或馬氏體相與軟質(zhì)的鐵素體相)的硬度差，使擴(kuò)孔性提高。為了確保良好的擴(kuò)孔性，優(yōu)選在殘留奧氏體相內(nèi)與貝氏體 相鄰接存在的殘留奧氏體相為60%以上。在殘留奧氏體相內(nèi)，長(zhǎng)徑比為3以上的殘留奧氏體相為30%以上在此所謂的長(zhǎng)徑比為3以上的殘留奧氏體相，是指通過(guò)在350 500°C的溫度范圍 內(nèi)保持30 300秒促進(jìn)貝氏體相變且碳向未相變奧氏體側(cè)擴(kuò)散、而由此生成的固溶碳量多 的殘留奧氏體相。固溶碳量多的殘留奧氏體相的穩(wěn)定性高，該殘留奧氏體相的比例越多，越 使延展性、深拉深性提高。此外，若根據(jù)形態(tài)對(duì)該殘留奧氏體相進(jìn)行分類(lèi)，則可分為長(zhǎng)徑比 小于3的塊狀殘留奧氏體和長(zhǎng)徑比為3以上的針狀及板狀殘留奧氏體。與長(zhǎng)徑比小于3的 塊狀殘留奧氏體比較，長(zhǎng)徑比為3以上的針狀及板狀殘留奧氏體附近存在大量貝氏體相。 該貝氏體相成為使針狀及板狀殘留奧氏體與鐵素體的硬度差降低的緩沖材料，因此使擴(kuò)孔 性提高。由此，為了確保良好的擴(kuò)孔性，優(yōu)選在殘留奧氏體相內(nèi)使長(zhǎng)徑比為3以上的殘留奧 氏體相為30%以上。另外，殘留奧氏體相體積率，能夠通過(guò)將鋼板研磨至板厚方向的1/4面，由該板厚 1/4面的X射線衍射強(qiáng)度求出。入射X射線使用MoK α射線，對(duì)于殘留奧氏體相的{111}、 {200}、{220}、{311}面與鐵素體相的{110}、{200}、{211}面的峰的積分強(qiáng)度的全部組合， 求出強(qiáng)度比，并以它們的平均值作為殘留奧氏體相的體積率。殘留奧氏體相的平均結(jié)晶粒徑能夠如下求出使用ΤΕΜ(透射型電子顯微鏡)，觀 察10個(gè)以上的殘留奧氏體相，計(jì)算其結(jié)晶粒徑的平均值。與貝氏體相鄰接存在的殘留奧氏體相與長(zhǎng)徑比為3以上的殘留奧氏體相的比 例，能夠通過(guò)研磨與鋼板的軋制方向平行的板厚截面后，用3%的硝酸乙醇進(jìn)行腐蝕，使用 SEM(掃描型電子顯微鏡)以2000倍的倍率觀察10個(gè)視野，再使用Media Cybernetics公 司的Image-Pro作為面積率求出。根據(jù)上述方法求出面積率，并將該值直接作為體積率。此 時(shí)，殘留奧氏體相和馬氏體相，在通過(guò)硝酸乙醇腐蝕液進(jìn)行蝕刻后SEM觀察的情況下，觀察 到兩者均為白色的第2相而不能進(jìn)行區(qū)分，因此實(shí)施200°C下2小時(shí)的熱處理僅使馬氏體回 火，由此能夠?qū)烧邊^(qū)分。除鐵素體相、馬氏體相、貝氏體相及殘留奧氏體相以外，還可以含有珠光體相、滲 碳體等碳化物。此時(shí)，從拉伸凸緣性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選珠光體相的面積率為3%以下。3)下面對(duì)制造條件進(jìn)行說(shuō)明。本發(fā)明的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板能夠通過(guò)如下方法進(jìn)行制造，對(duì)具有上述的成分組成 的鋼板進(jìn)行熱軋、酸洗、冷軋后，以8°C /秒以上的平均加熱速度加熱至650°C以上的溫度范 圍，在700 940°C的溫度范圍內(nèi)保持15 600秒，接著，以10 200°C /秒的平均冷卻速 度冷卻至350 500°C的溫度范圍，在該350 500°C的溫度范圍內(nèi)保持30 300秒，接著， 實(shí)施熱鍍鋅。下面，進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。具有上述成分組成的鋼，通過(guò)通常公知的工序熔煉后，經(jīng)過(guò)開(kāi)坯或連鑄制成鋼坯， 再經(jīng)過(guò)熱軋制成熱卷。進(jìn)行熱軋時(shí)，優(yōu)選將鋼坯加熱至1100 130(TC，使終軋溫度在850°C 以上來(lái)實(shí)施熱軋，在400 750°C下對(duì)鋼帶進(jìn)行卷取。卷取溫度高于750°C時(shí)，熱軋鋼板中的 碳化物粗大化，這種粗大化后的碳化物不能在冷軋后的短時(shí)間退火時(shí)的均熱中完全熔解， 因此有時(shí)不能得到必要強(qiáng)度。然后，通過(guò)通常公知的方法進(jìn)行酸洗、脫脂等預(yù)處理后實(shí)施冷軋。進(jìn)行冷軋時(shí)，優(yōu)選在30%以上的冷軋軋制率下實(shí)施冷軋。若冷軋軋制率低，則不能促進(jìn)鐵素體相的再結(jié)晶， 未再結(jié)晶鐵素體相殘留，有時(shí)延展性和擴(kuò)孔性降低。以8°C /秒以上的平均加熱速度加熱至650°C以上的溫度范圍加熱的溫度范圍低于650°C時(shí)，不能生成微細(xì)并均勻分散的奧氏體相，在最終組 織的馬氏體相內(nèi)，不能得到長(zhǎng)徑比為3以上的馬氏體相的面積率存在30%以上的組織，從 而得不到必要的擴(kuò)孔性。另外，平均加熱速度小于8°C /秒時(shí)，需要比通常更長(zhǎng)的爐子，從 而引起伴隨著巨大的能源消耗而產(chǎn)生的成本上升和生產(chǎn)效率惡化。作為加熱爐，優(yōu)選使用 DFF (直接加熱爐，Direct Fired Furnace)。這是因?yàn)橥ㄟ^(guò)利用DFF的急速加熱，使內(nèi)部 氧化層形成，從而防止Si、Mn等氧化物向鋼板最表層的富集，確保良好的鍍覆性。在700 940°C的溫度范圍內(nèi)保持15 600秒 本發(fā)明中，在700 940°C的溫度范圍內(nèi)，具體而言，在奧氏體單相區(qū)域或奧氏體 相與鐵素體相的雙相區(qū)域內(nèi)進(jìn)行15 600秒的退火(保持)。在退火溫度低于700°C時(shí)、 或保持(退火)時(shí)間小于15秒時(shí)，存在鋼板中的硬質(zhì)的滲碳體不能充分溶解的情況；或鐵 素體相的再結(jié)晶沒(méi)有結(jié)束，不能得到目標(biāo)組織，變得強(qiáng)度不足的情況。另一方面，在退火溫 度高于940°C時(shí)，奧氏體晶粒的生長(zhǎng)顯著，有時(shí)來(lái)自由之后的冷卻所產(chǎn)生的第二相的鐵素體 相的成核點(diǎn)減少。此外，保持(退火)時(shí)間超過(guò)600秒時(shí)，奧氏體粗大化，另外，有時(shí)引起伴 隨著巨大的能源消耗而產(chǎn)生的成本上升。以10 200°C /秒的平均冷卻速度冷卻至350 500°C的溫度范圍該急冷在本發(fā)明中是重要的要素之一。通過(guò)急冷至貝氏體相生成溫度范圍、即 350 500°C的溫度范圍，能夠抑制冷卻途中從奧氏體生成滲碳體、珠光體，從而提高貝氏 體相變的驅(qū)動(dòng)力。平均冷卻速度低于10°C/秒時(shí)，珠光體等析出，延展性降低。平均冷卻速 度超過(guò)200°C /秒時(shí)，鐵素體相的析出不充分，不能得到第二相均勻且微細(xì)地分散到鐵素體 相中的組織，擴(kuò)孔性降低。而且，也導(dǎo)致鋼板形狀的惡化。在350 500°C的溫度范圍內(nèi)保持30 300秒該溫度范圍內(nèi)的保持在本發(fā)明中是重要的要素之一。保持溫度低于350°C或高 于500°C時(shí)、及保持時(shí)間小于30秒時(shí)，不能促進(jìn)貝氏體相變，在最終組織的馬氏體相內(nèi)，不 能得到長(zhǎng)徑比為3以上的馬氏體相的面積率存在30%以上的組織，從而得不到必要的擴(kuò)孔 性。此外，由于變?yōu)殍F素體相與馬氏體相的雙相組織，因此雙相的硬度差增大，不能得到必 要的擴(kuò)孔性。此外，保持時(shí)間超過(guò)300秒時(shí)，第二相的大部分已貝氏體化，馬氏體相面積率 變?yōu)樾∮?%，從而難以確保強(qiáng)度。熱鍍鋅處理為了提高實(shí)際使用時(shí)的防銹能力，在鋼板表面實(shí)施熱鍍鋅。在實(shí)施熱鍍鋅處理的 情況下，將鋼板浸入通常浴溫的鍍?cè)≈?，并通過(guò)氣體擦拭等調(diào)節(jié)附著量。對(duì)于鍍?cè)囟榷?言，不需要特殊限定其條件，但優(yōu)選450 500°C的范圍。為了確保沖壓性、點(diǎn)焊性及涂料密合性，多數(shù)使用在鍍覆后實(shí)施熱處理使鋼板中 的Fe向鍍層中擴(kuò)散的合金化熱鍍鋅。并且，在本發(fā)明的制造方法的連續(xù)的熱處理中，保持溫度只要在上述的溫度范圍 內(nèi)，則不需要保持恒定，另外，冷卻速度在冷卻中發(fā)生變化時(shí)，只要在規(guī)定的范圍內(nèi)，就不會(huì) 損害本發(fā)明的主旨。而且，只要滿足熱歷史，則鋼板可以通過(guò)任何設(shè)備來(lái)實(shí)施熱處理。此外，為了在熱處理后進(jìn)行形狀矯正，對(duì)本發(fā)明的鋼板進(jìn)行表面光扎也包括在本發(fā)明的范圍內(nèi)。 并且，在本發(fā)明中，雖然假設(shè)使鋼原材經(jīng)過(guò)通常的煉鋼、鑄造、熱軋各工序來(lái)進(jìn)行制造，但有 時(shí)也可以通過(guò)例如薄板鑄造等省略熱軋工序的一部分或全部來(lái)進(jìn)行制造。實(shí)施例在真空熔化爐中對(duì)由表1所示的成分組成構(gòu)成的鋼進(jìn)行熔煉，粗軋成板厚35mm 后，進(jìn)行1100°C 1300°C下加熱保持I小時(shí)，在850°C以上的終軋溫度下軋制至板厚約 4. 0mm，接著，在400 750°C下保持1小時(shí)后，進(jìn)行爐冷。接著，對(duì)所得熱軋鋼板進(jìn)行酸洗后，進(jìn)行冷軋至板厚1. 2mm。接著，在表2所示的制造條件下，對(duì)如上得到的冷軋鋼板進(jìn)行加熱、保持、冷卻、保 持，然后，實(shí)施熱鍍鋅處理，得到GI鋼板。另外，對(duì)于部分鋼板而言，在熱鍍鋅處理后，還實(shí) 施加入了 470 600°C的熱處理的合金化熱鍍鋅處理，得到GA鋼板。對(duì)于如上得到的熱鍍鋅鋼板(GI鋼板、GA鋼板)，考察了截面微觀組織、拉伸特性、 拉伸凸緣性及深拉深性。〈截面微觀組織〉鋼板的截面微觀組織，通過(guò)3%硝酸乙醇溶液(3%硝酸+乙醇)使組織顯現(xiàn)出來(lái)， 使用掃描型電子顯微鏡，根據(jù)組織的致密度以1000 3000倍的適當(dāng)倍率對(duì)深度方向板厚 1/4的位置進(jìn)行拍照，使用市售的圖像分析軟件Media Cybernetics公司的Image-pro，定 量算出鐵素體相、貝氏體相、馬氏體相的面積率。殘留奧氏體相的體積率，通過(guò)將鋼板研磨至板厚方向的1/4面，由該板厚1/4面 的X射線衍射強(qiáng)度求得。入射X射線使用MoKa射線，對(duì)于殘留奧氏體相的{111}、{200}、 {220}、{311}面與鐵素體相的{110}、{200}、{211}面的峰的積分強(qiáng)度的全部組合，求出強(qiáng) 度比，并以它們的平均值作為殘留奧氏體相的體積率。殘留奧氏體相的平均結(jié)晶粒徑，通過(guò)使用透射型電子顯微鏡求出任意選擇的粒子 的殘留奧氏體的面積，將換算成正方形時(shí)的1邊的長(zhǎng)度作為該粒子的結(jié)晶粒徑，對(duì)10個(gè)粒 子進(jìn)行求值，將它們的平均值作為該鋼的殘留奧氏體相的平均結(jié)晶粒徑?！蠢焯匦浴颠M(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測(cè)定TS (拉伸強(qiáng)度)、El (總伸長(zhǎng)率)。拉伸試驗(yàn)是對(duì)加工成JIS5號(hào)試驗(yàn)片的試驗(yàn)片基于JIS Z2241來(lái)進(jìn)行。并且，在本 發(fā)明中，將拉伸強(qiáng)度590MPa級(jí)時(shí)El彡28(% )、拉伸強(qiáng)度780MPa時(shí)El彡21(% )、拉伸強(qiáng) 度980MPa級(jí)時(shí)El ^ 15(% )的情況判定為良好?！蠢焱咕壭浴道焱咕壭允歉鶕?jù)日本鋼鐵聯(lián)盟標(biāo)準(zhǔn)JFST1001來(lái)進(jìn)行。將所得各鋼板切割為 IOOmmX IOOmm后，以間隔12%沖孔為直徑IOmm的孔，然后，在使用內(nèi)徑75mm的沖模以9噸 的防皺壓制力進(jìn)行壓制的狀態(tài)下，將60°圓錐狀沖頭壓入孔中，測(cè)定裂紋產(chǎn)生極限時(shí)的孔 直徑，由下式求出極限擴(kuò)孔率λ (%)，并根據(jù)該極限擴(kuò)孔率的值評(píng)價(jià)拉伸凸緣性。極限擴(kuò)孔率λ (% ) = {(Df-D0) /D0} X 100其中，Df為裂紋產(chǎn)生時(shí)的孔徑OiimhDci為初始孔徑(mm)。另外，在本發(fā)明中，將拉伸強(qiáng)度為590MPa級(jí)時(shí)λ彡70 ( % )、780MPa級(jí)時(shí) λ彡60(% )、980MPa級(jí)時(shí)λ彡50 (%)判定為良好。
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<r值的說(shuō)明〉r值如下求出分別從冷軋退火鋼板的L方向(軋制方向)、D方向(與軋制方向 成45°的方向)及C方向(與軋制方向成90°的方向)切割出JISZ2201的5號(hào)試驗(yàn)片， 根據(jù)JISZ2254的規(guī)定分別求出iY、rD、rc，根據(jù)下式(1)計(jì)算出r值。
權(quán)利要求
一種加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，成分組成為以質(zhì)量％計(jì)含有C0.05％以上且0.3％以下、Si0.7％以上且2.7％以下、Mn0.5％以上且2.8％以下、P0.1％以下、S0.01％以下、Al0.1％以下、N0.008％以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；組織為以面積率計(jì)具有30％以上且90％以下的鐵素體相、3％以上且30％以下的貝氏體相和5％以上且40％以下的馬氏體相，并且，在所述馬氏體相內(nèi)，存在30％以上的長(zhǎng)徑比為3以上的馬氏體相。
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，其中，以體積率計(jì)，還具有 2%以上的殘留奧氏體相，并且，所述殘留奧氏體相的平均結(jié)晶粒徑為2.0μπι以下。
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，其中，在所述殘留奧氏體 相內(nèi)，與貝氏體相鄰接存在的殘留奧氏體相為60%以上，并存在30%以上的長(zhǎng)徑比為3以 上的殘留奧氏體相。
4.如權(quán)利要求1 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，其中，作為成 分組成，以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Cr 0. 05%以上且1. 2%以下、V 0. 005%以上且1. 0%以 下、Mo 0. 005%以上且0. 5%以下中的至少1種元素。
5.如權(quán)利要求1 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，其中，作為成分 組成，以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Ti :0. 01%以上且0. 以下、Nb :0. 01%以上且0. 以下、 B 0. 0003% 以上且 0. 0050% 以下、Ni 0. 05% 以上且 2. 0% 以下、Cu 0. 05% 以上且 2.0% 以下中的至少1種元素。
6.如權(quán)利要求1 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，其中，作為成 分組成，以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Ca:0. 001%以上且0. 005%以下、REM 0. 001%以上且 0. 005%以下中的至少1種元素。
7.如權(quán)利要求1 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，其中，鍍鋅為合 金化鍍鋅。
8.—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)具有權(quán)利要求1、 4、5、6中任一項(xiàng)所述的成分組成的鋼坯進(jìn)行熱軋、酸洗、冷軋后，以8°C /秒以上的平均加熱 速度加熱至650°C以上的溫度范圍，在700 940°C的溫度范圍內(nèi)保持15 600秒，接著， 以10 200°C /秒的平均冷卻速度冷卻至350 500°C的溫度范圍，在該350 500°C的溫 度范圍內(nèi)保持30 300秒，接著，實(shí)施熱鍍鋅。
9.如權(quán)利要求8所述的加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其中，在實(shí)施熱 鍍鋅后，進(jìn)行鍍鋅層的合金化處理。
全文摘要
提供具有590MPa以上的TS、并且加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。成分組成為以質(zhì)量％計(jì)含有C0.05％以上且0.3％以下、Si0.7％以上且2.7％以下、Mn0.5％以上且2.8％以下、P0.1％以下、S0.01％以下、Al0.1％以下、N0.008％以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。組織為以面積率計(jì)具有30％以上且90％以下的鐵素體相、3％以上且30％以下的貝氏體相和5％以上且40％以下的馬氏體相，并且，在所述馬氏體相內(nèi)，存在30％以上的長(zhǎng)徑比為3以上的馬氏體相。優(yōu)選以體積率計(jì)具有2％以上的殘留奧氏體相，并且，殘留奧氏體相的平均結(jié)晶粒徑為2.0μm以下。
文檔編號(hào)C23C2/06GK101939457SQ20098010437
公開(kāi)日2011年1月5日 申請(qǐng)日期2009年2月5日 優(yōu)先權(quán)日2008年2月8日
發(fā)明者中垣內(nèi)達(dá)也, 川崎由康, 松岡才二, 金子真次郎 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社