專利名稱：成形性優(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)明涉及主要適合于汽車的結(jié)構(gòu)部件的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其 制造方法，特別涉及具有780MPa以上的拉伸強度TS、并且擴孔性和彎曲性等延展性優(yōu)良的 高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
近年來，為了確保撞車時乘坐人員的安全性和利用汽車車體的輕量化改善燃料消 耗率，正在積極進行TS為780MPa以上且板厚薄的高強度鋼板在汽車結(jié)構(gòu)部件中的應(yīng)用。特 別是，最近也正在研究具有980MPa級、IlSOMPa級TS的極高強度鋼板的應(yīng)用。但是，通常鋼板的高強度化導(dǎo)致鋼板的拉伸性、擴孔性和彎曲性等降低，從而引起 成形性降低，因此，目前期待同時具有高強度和優(yōu)良的成形性、并且耐腐蝕性也優(yōu)良的熱鍍 鋅鋼板。對于這樣的期待，例如，在專利文獻1中提出了一種TSSOOMPa以上的成形性以及 鍍層密合性優(yōu)良的高強度合金化熱鍍鋅鋼板，其中，在以質(zhì)量％計含有C :0. 04 0. 1%、 Si 0. 4 2· 0%,Μη 1. 5 3· 0%,B 0. 0005 0. 005%,P ^ 0. 1%,4N < Ti 彡 0. 05%, Nb ^ 0. 1%、且余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼板表層上，具有合金化鍍鋅層，合金化 熱鍍鋅層中的5 25%，并且鋼板的組織為鐵素體相和馬氏體相的混合組織。在專利文獻2中提出了一種成形性良好的高強度合金化熱鍍鋅鋼板，其中，以質(zhì) 量％計含有C 0. 05 — 0. 15%,Si :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，余量由鐵及不可避免的雜質(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含有3 20%的馬 氏體相和殘留奧氏體相。在專利文獻3中提出了一種擴孔性優(yōu)良的低屈服比的高強度鍍鋅鋼板，其中，以 質(zhì)量％計含有 C 0. 04 0. 14%, Si 0. 4 2. 2%、Mn 1. 2 2. 4%、P 0. 02% 以下、S 0. 01% 以下、Al 0. 002 0. 5%,Ti 0. 005 0. 1%,N 0. 006% 以下，另外，滿足(Ti% )/ (S% ) ^ 5，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，馬氏體相與殘留奧氏體相的體積率總計為 6%以上，并且將馬氏體相、殘留奧氏體相以及貝氏體相的硬質(zhì)相組織的體積率記為α % 時，α 彡 50000Χ {(Ti% )/48+(Nb% )/93+(Mo% )/96+(V% )/51}。在專利文獻4中，提出了一種成形時的鍍層密合性以及延展性優(yōu)良的高強度熱 鍍鋅鋼板，在以質(zhì)量％計含有C 0. 001 0. 3%, Si 0. 01 2. 5%, Mn 0. 01 3%, Al 0. 001 4%、且余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼板的表面上，具有以質(zhì)量％計含有 Al 0. 001 0. 5%,Mn 0. 001 2%、且余量由Zn及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鍍層，其中，鋼 的Si含有率X質(zhì)量％、鋼的Mn含有率Y質(zhì)量％、鋼的Al含有率Ζ質(zhì)量％、鍍層的Al含 有率Α質(zhì)量％、鍍層的Mn含有率:Β質(zhì)量％，滿足0彡3-(X+Y/10+Z/3)-12.5X (A-B)，鋼板 的微觀組織，由以體積率計70 97%的平均粒徑為20 μ m以下的鐵素體主相、作為第2相 的以體積率計3 30%的奧氏體相和/或馬氏體相構(gòu)成，并且第2相的平均粒徑為10 μ m以下。專利文獻1 日本特開平9-13147號公報專利文獻2 日本特開平11-279691號公報專利文獻3 日本特開2002-69574號公報專利文獻4 日本特開2003-55751號公報

發(fā)明內(nèi)容
但是，專利文獻1 4中記載的高強度熱鍍鋅鋼板，不一定能得到優(yōu)良的擴孔性和 彎曲性。本發(fā)明鑒于這樣的情況，目的在于提供具有780MPa以上的TS、并且擴孔性和彎曲 性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。本發(fā)明人為了得到具有780MPa以上的TS、并且擴孔性和彎曲性優(yōu)良的高強度熱 鍍鋅鋼板，反復(fù)進行了深入的研究，結(jié)果有如下發(fā)現(xiàn)。i)使成分組成適當之后，通過制成如下微觀組織，能夠?qū)崿F(xiàn)780MPa以上的TS以 及優(yōu)良的擴孔性和彎曲性，所述微觀組織為，以面積率計含有30%以上的鐵素體相和30% 以上且70 %以下的馬氏體相，在馬氏體相中，回火馬氏體相相對于全部馬氏體相占20 %以 上，另外，粒徑為Ιμπι以下的馬氏體相相對于全部馬氏體相為10%以下。ii)這樣的微觀組織可如下得到在退火時以5°C /秒以上的平均加熱速度加熱至 Ac1相變點以上的溫度區(qū)域，在由化學(xué)組成決定的特定溫度區(qū)域中均勻加熱30 500秒，以 3 30°C /秒的平均冷卻速度冷卻至550°C以下的溫度區(qū)域，然后實施熱鍍鋅。本發(fā)明是基于上述發(fā)現(xiàn)而進行的，其主旨如下所述。[1] 一種成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，成分組成以質(zhì)量％計含有 C 0. 05 0. 15%, Si 0. 8 2. 5%、Mn 1. 5 3. 0%、P 0. 001 0. 05%, S 0. 0001 0. 01%, Al 0. 001 0. 1%, N 0. 0005 0. 01%, Cr 0. 1 1. 0%, Ti 0. 0005 0. 1%, B 0. 0003 0. 003%，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，組織為微觀組織，以面積率計具有 30%以上的鐵素體相和30%以上且70%以下的馬氏體相，并且，在所述馬氏體相中，回火 馬氏體相相對于全部馬氏體相的比例為20%以上，另外，粒徑為Ιμπι以下的馬氏體相相對 于全部馬氏體相的比例為10%以下。[2]如[1]所述的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鐵素體相的 平均粒徑為3μπι以上。[3]如[1]或[2]所述的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述馬氏 體相的平均粒徑為2μπι以上。[4]如[1] [3]中任一項所述的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于， 作為成分組成，以質(zhì)量％計還含有Nb 0. 0005 0. 05%。[5]如[1] [4]中任一項所述的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于， 作為成分組成，以質(zhì)量％計還含有選自Mo 0. 01 1. 0%、Ni 0. 01 2. 0%、Cu 0. 01 2.0%中的至少1種元素。[6]如[1] [5]中任一項所述的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于， 作為成分組成，以質(zhì)量％計還含有Ca 0. 001 0. 005%。
[7]如[1] [6]中任一項所述的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于， 鍍鋅為合金化鍍鋅。[8] 一種成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，將具有[1]、 [4] [6]中任一項所述的成分組成的鋼板以5°C/秒以上的平均加熱速度加熱至Ac1相變 點以上的溫度區(qū)域，在(Ac3-Tl X T2) °C以上且Ac3相變點以下的溫度區(qū)域中均勻加熱30 500秒，以3 30°C /秒的平均冷卻速度冷卻至550°C以下的溫度區(qū)域，接著，實施熱鍍鋅， 以30°C/秒以下的平均冷卻速度進行冷卻，其中，所述Tl以及T2由下述式(1)以及式⑵ 表不，Tl = 120+22. 5 (% Si)-40(% Cr) …式(1)T2 = 0. 3+0. 075(% Cr) …式(2)式中，(％ M)表示鋼中元素M的質(zhì)量％含量。[9]如[8]所述的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在均 勻加熱、冷卻后，且在實施熱鍍鋅之前，在300 500°C的溫度區(qū)域進行20 150秒的熱處理。[10]如[8]或[9]所述的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在 于，在實施熱鍍鋅后，且在冷卻之前，在450 600°C的溫度區(qū)域進行鍍鋅層的合金化處理。另外，在本說明書中，表示鋼成分的％全部為質(zhì)量％。另外，本發(fā)明中，“高強度熱 鍍鋅鋼板”是指拉伸強度TS為780MPa以上的熱鍍鋅鋼板。根據(jù)本發(fā)明，能得到具有780MPa以上的TS、并且擴孔性和彎曲性優(yōu)良的高強度熱 鍍鋅鋼板。通過將本發(fā)明的高強度熱鍍鋅鋼板應(yīng)用于汽車結(jié)構(gòu)部件，能夠?qū)崿F(xiàn)進一步確保 撞車時乘坐人員的安全性和利用汽車車體的輕量化大幅度改善燃料消耗率。
具體實施例方式以下，詳細說明本發(fā)明。1)成分組成C :0· 05 0.15%C是對于強化鋼而言重要的元素，具有高固溶強化能力，并且在利用由馬氏體相產(chǎn) 生的組織強化時是用于調(diào)節(jié)其面積率和硬度的不可欠缺的元素。如果C量不足0. 05%，則 難以得到必要面積率的馬氏體相，而且馬氏體相沒有硬質(zhì)化，因此，得不到充分的強度。另 一方面，如果C量超過0. 15%，則焊接性變差，而且由于形成偏析層而導(dǎo)致成形性降低。因 此，C量設(shè)定為0. 05%以上且0. 15%以下。Si :0· 8 2. 5%Si是本發(fā)明中極重要的元素。在退火 冷卻過程中，促進鐵素體相變的同時，從鐵 素體相向奧氏體相排出固溶C，凈化鐵素體，使延展性提高。同時，為了使奧氏體相穩(wěn)定，即 使在難以快速冷卻的熱鍍鋅線上也生成馬氏體相，使復(fù)合組織化變得容易。特別是在該冷 卻過程中，通過奧氏體相的穩(wěn)定化，抑制珠光體相、貝氏體相的生成，促進馬氏體相的生成。 另外，在鐵素體相中固溶的Si，在促進加工硬化而提高延展性的同時，改善在變形集中部位 的變形傳輸性，從而使彎曲性提高。另外，Si固溶強化鐵素體相，使鐵素體相與馬氏體相 的硬度差降低，抑制在其界面上產(chǎn)生裂紋，改善局部變形能力，有助于擴孔性和彎曲性的提高。為了得到如上的效果，Si量需要設(shè)定為0.8%以上。另一方面，如果Si量超過2.5%， 則相變點顯著上升，不僅阻礙生產(chǎn)穩(wěn)定性，而且異常組織發(fā)展，成形性降低。因此，Si量設(shè) 定為0.8%以上且2.5%以下。Mn: 1.5 3.0%Mn有效用于防止鋼的熱脆化和確保強度。另外，使淬透性提高，從而使復(fù)合組織 化變得容易。為了得到這樣的效果，需要使Mn量為1.5%以上。另一方面，如果Mn量超過 3.0%，則導(dǎo)致成形性變差。因此，Mn量設(shè)定為1.5%以上且3.0%以下。P :0· 001 0. 05%P具有固溶強化的作用，是可根據(jù)所期望的強度添加的元素。另外，是用于促進鐵 素體相變而對復(fù)合組織化有效的元素。為了得到這樣的效果，需要使P量為0.001%以上。 另一方面，如果P量超過0. 05%，則導(dǎo)致焊接性變差，并且在對鍍鋅層進行合金化處理的情 況下，使合金化速度降低，從而有損鍍鋅層的品質(zhì)。因此，P量設(shè)定為0. 001%以上且0. 05% 以下。S :0· 0001 0. 01%S向晶界偏析，在熱加工時使鋼脆化，并且以硫化物形式存在而使局部變形能力降 低。因此，需要使其含量為0.01%以下，優(yōu)選0.003%以下，更優(yōu)選0.001%以下。但是，從 生產(chǎn)技術(shù)上的制約方面出發(fā)，需要使S量為0. 0001%以上。因此，S量設(shè)定為0. 0001%以上 且0. 01 %以下，優(yōu)選0. 0001%以上且0. 003%以下，更優(yōu)選0. 0001%以上且0. 001 %以下。Al :0· 001 0.Al是對于使鐵素體生成、使強度與延展性的平衡提高有效的元素。為了得到這樣 的效果，需要使Al量為0. 001 %以上。另一方面，如果Al量超過0. 1 %，則導(dǎo)致表面性狀變 差。因此，Al量設(shè)定為0.001%以上且0. 以下。N :0· 0005 0. 01%N是使鋼的耐時效性變差的元素。特別是N量超過0. 01%時，耐時效性顯著變差。 其含量越少越優(yōu)選，但從生產(chǎn)技術(shù)上的制約方面出發(fā)，需要使N量為0. 0005%以上。因此， N量設(shè)定為0. 0005%以上且0.01%以下。Cr:0.1 1.0%Cr與Si同樣是本發(fā)明中極重要的元素。使退火時的第2相百分率增加，使未相 變奧氏體中的C量減少，容易產(chǎn)生在熱鍍鋅處理后的冷卻過程中的自回火，使最終組織中 的馬氏體相的硬度降低，抑制局部變形，大大有助于提高擴孔性和彎曲性。另外，Cr通過向 碳化物固溶，容易生成碳化物，能在在極短時間內(nèi)進行自回火。同時，Cr具有抑制在冷卻過 程中生成珠光體、貝氏體的作用，能夠使從奧氏體向馬氏體的相變?nèi)菀祝怪笞曰鼗鸬鸟R 氏體以足夠的百分率生成。為了得到這樣的效果，需要使Cr添加量為0.1%以上。另一方 面，如果Cr量超過1.0%，則第2相的百分率變得過大，或過量生成Cr碳化物等，導(dǎo)致延展 性降低。因此，Cr量設(shè)定為0. 以上且1.0%以下。Ti :0· 0005 0.Ti與C、S、N形成析出物，有助于強度以及韌性的提高。另外，在添加B的情況下， 由于使N以TiN的形式析出，因此抑制BN的析出，有效地顯示出下述B的效果。為了得到 這樣的效果，需要使Ti量為0. 0005%以上。另一方面，如果Ti量超過0. 1 %，則析出強化過度進行，導(dǎo)致延展性降低。因此，Ti量設(shè)定為0. 0005%以上且0. 1 %以下。B :0· 0003 0. 003%B通過與Cr共存，具有助長上述Cr的效果的作用，即在退火時增大第2相的百分 率，并且降低奧氏體相的穩(wěn)定度，使熱鍍鋅后的冷卻過程中馬氏體相變、之后的自回火變得 容易的效果。為了得到這樣的效果，需要使B量為0.0003%以上。另一方面，如果B量超過 0. 003%，則導(dǎo)致延展性降低。因此，B量設(shè)定為0. 0003%以上且0. 003%以下。余量為Fe以及不可避免的雜質(zhì)。但是，除了這些成分元素之外，還可以根據(jù)需要 添加以下的合金元素。Nb :0· 0005 0. 05%Nb具有提高鋼板強度的效果，為了確保所期望的強度，可以根據(jù)需要進行添加。 通過添加適當量，使在熱鍍鋅線中的退火時通過逆相變生成的奧氏體微細化，因此，在之后 的退火 冷卻過程后使鋼組織微細化，從而使強度提高。另外，在熱軋時或熱鍍鋅線的退 火 冷卻過程中形成微細的Nb析出物，使強度上升。Nb低于0. 0005%時，其效果不足，超 過0. 05%時，組織的微細化過度，不能得到后述的優(yōu)選組織。因此，Nb含量設(shè)定為0. 0005% 以上且0. 05%以下。Mo 0. 01 1. 0%、Ni 0. 01 2. 0%、Cu 0. 01 2. 0% 中的任意一種以上Mo、Ni、Cu不僅作為固溶強化元素起作用，而且在退火時的冷卻過程中，使奧氏體 相穩(wěn)定化，從而使復(fù)合組織化變得容易。為了得到這樣的效果，需要使Mo量、M量、Cu量分 別為0. 01 %以上。另一方面，如果Mo量超過1. 0%、Ni量超過2. 0%、Cu量超過2. 0%，則 鍍敷性、成形性、點焊性變差。因此，在含有的情況下，Mo量設(shè)定為0.01%以上且1.0%以 下，Ni量設(shè)定為0. 01%以上且2. 0%以下，Cu量設(shè)定為0. 01%以上且2. 0%以下。Ca :0· 001 0. 005%Ca使S以CaS的形式析出，具有抑制助長裂紋產(chǎn)生和傳播的MnS的生成、使擴孔性 和彎曲性提高的效果。為了得到這樣的效果，需要使Ca量為0.001%以上。另一方面，如 果Ca量超過0. 005%,則該效果飽和。因此，在含有的情況下，Ca量設(shè)定為0. 001 %以上且 0. 005% 以下。2)微觀組織鐵素體相的面積率30%以上本發(fā)明的高強度熱鍍鋅鋼板，由在富有延展性的軟質(zhì)鐵素體相中主要分散有硬質(zhì) 的馬氏體相的復(fù)合組織構(gòu)成。另外，為了確保充分的延展性，需要以面積率計為30%以上的 鐵素體相。馬氏體相的面積率30%以上且70%以下為了實現(xiàn)所期望的TS，需要以適當?shù)陌俜致屎邪ɑ鼗瘃R氏體的馬氏體相。為 了確保780MPa以上的TS，需要使包括回火馬氏體的馬氏體相的面積率為30%以上。另一 方面，馬氏體相的百分率過高時，延展性降低。在以超過70%的面積率含有的情況下，不能 得到充分的延展性。由此，(全部)馬氏體的面積率為30%以上且70%以下。全部馬氏體相中的回火馬氏體相的比例20%以上回火馬氏體相與未進行回火的馬氏體相比更軟質(zhì)，通過降低鐵素體相與馬氏體相 的硬度差，提高局部變形能力，使擴孔性和彎曲性提高。為了充分顯示該效果，需要回火馬氏體相相對于全部馬氏體相的比例以面積率計為20%以上。全部馬氏體相中粒徑為Iym以下的馬氏體相的比例10%以下粒徑為Iym以下的微細馬氏體相，容易成為局部裂紋產(chǎn)生的起點，使局部變形能 力降低，因此對于擴孔性和彎曲性帶來不利影響。由此，粒徑為Iym以下的馬氏體相相對 于全部馬氏體相的比例以面積率計需要為10%以下。鐵素體相的平均粒徑3 μ m以上(優(yōu)選條件)馬氏體相沿著鐵素體晶界分布，因此，在鐵素體粒徑微小的情況下，馬氏體相的分 布容易變密，使裂紋傳播變得容易，即使進行上述回火來控制馬氏體的百分率，也存在對于 擴孔性和彎曲性帶來不利影響的情況。由此，為了對其進行抑制，優(yōu)選使鐵素體相的平均粒 徑為3μπι以上。馬氏體相的平均粒徑2 μ m以上(優(yōu)選條件)如上所述，即使控制粒徑為Iym以下的馬氏體相相對于全部馬氏體相的比例和 回火馬氏體的百分率，在馬氏體相的平均粒徑為微小的低于2 μ m的情況下，也容易成為局 部裂紋產(chǎn)生的起點，使局部變形能力降低，因此，有時對于擴孔性和彎曲性帶來不利影響。 由此，為了對其進行抑制，優(yōu)選使馬氏體相的平均粒徑為2μπι以上。另外，作為本發(fā)明中的組織，除了鐵素體相和馬氏體相以外，在不損害本發(fā)明的效 果的范圍內(nèi)，還可以在以總面積率計為20%以下的范圍內(nèi)含有殘留奧氏體相、珠光體相、貝 氏體相。另外，本發(fā)明中的鐵素體相以及馬氏體相的面積率，是各相的面積占觀察面積的 比例。另外，回火馬氏體相、粒徑為Iym以下的馬氏體相的面積率，是回火馬氏體相、粒徑 為Iym以下的馬氏體相各自的面積占馬氏體相面積的比例。并且，上述各面積率、鐵素體 相以及馬氏體相的平均粒徑，可以在研磨與鋼板的軋制方向平行的板厚截面之后，用硝酸 乙醇腐蝕液腐蝕，使用SEM(掃描電子顯微鏡)根據(jù)組織的大小以約1000倍 約5000倍的 倍率觀察10個視野，使用市售的圖像處理軟件求得。3)制造條件本發(fā)明的高強度熱鍍鋅鋼板，可以通過如下方法制造將具有上述成分組成的鋼 板以5°C/秒以上的平均加熱速度加熱至Ac1相變點以上的溫度區(qū)域，在(Ac3-T1XT2)°C以 上且Ac3相變點以下的溫度區(qū)域均勻加熱30 500秒，以3 30°C /秒的平均冷卻速度冷 卻至550°C以下的溫度區(qū)域，然后實施熱鍍鋅，并以30°C/秒以下的平均冷卻速度冷卻。以 下，詳細進行說明。退火的加熱條件以5°C/秒以上的平均加熱速度加熱至Ac1相變點以上的溫度區(qū) 域通過以5°C/秒以上的平均加熱速度加熱至Ac1相變點以上的溫度區(qū)域，抑制加熱 中的回復(fù)、再結(jié)晶鐵素體相的生成，均勻加熱時能夠使鐵素體相和奧氏體相均勻地分散，因 此，能夠提高最終組織的擴孔性和彎曲性。退火的均勻加熱條件在(Ac3-T1XT2)°C以上且Ac3相變點以下的溫度區(qū)域均勻 加熱30 500秒，其中，所述Tl以及T2由下述式(1)以及式(2)表示。Tl = 120+22. 5 (% Si)-40(% Cr) …式(1)T2 = 0. 3+0. 075(% Cr) …式(2)
式中，(％ M)表示鋼中元素M的含量(質(zhì)量％ )。通過在均勻加熱時提高奧氏體百分率，奧氏體中的C濃度降低，Ms點上升，得到熱 鍍鋅處理后的冷卻過程中的自回火效果。另外，即使由于回火而馬氏體硬度降低，也可以實 現(xiàn)充分的強度，能夠得到充分的強度和良好的局部延展性。為了實現(xiàn)上述目標，需要在適當 控制化學(xué)組成的基礎(chǔ)上，將通過由添加Si量和Cr量決定的Tl、T2所表示的(Ac3-Tl X Τ2) °C 以上且々(3相變點以下的溫度區(qū)域作為均勻加熱溫度。在此，Tl、Τ2是發(fā)明人通過各種實 驗結(jié)果求得的經(jīng)驗式，Tl表示鐵素體與奧氏體共存的溫度范圍，Τ2表示均勻加熱中的奧氏 體百分率對于在之后的一系列工序中產(chǎn)生自回火而言充分的溫度范圍相對于2相共存溫 度范圍的比率。在均勻加熱溫度低于(Ac3-T1XT2)°C時，不僅奧氏體百分率不充分，不產(chǎn)生 自回火，擴孔性和彎曲性不提高，而且強度降低。均勻加熱溫度超過Ac3相變點時，鐵素體 生成不充分，延展性不足。另外，均勻加熱時間設(shè)定為30s以上且500s以下。均勻加熱時間不足30s時，加 熱中生成的鐵素體向奧氏體的逆相變不充分，不能得到必要的奧氏體百分率。均勻加熱時 間超過500s時，效果飽和，并且抑制生產(chǎn)率。退火時的冷卻條件以3 30°C /秒的平均冷卻速度從均勻加熱溫度冷卻至 550°C以下的溫度區(qū)域均勻加熱后，需要以3 30°C /秒的平均冷卻速度從均勻加熱溫度冷卻至550°C 以下的溫度區(qū)域(冷卻停止溫度)。平均冷卻速度不足3°C/秒時，在冷卻中發(fā)生鐵素體相 變，C向未相變奧氏體中富集，得不到自回火效果，導(dǎo)致擴孔性和彎曲性降低。平均冷卻速 度超過30°C /秒時，抑制鐵素體相變的效果飽和，并且難以通過一般的生產(chǎn)設(shè)備實現(xiàn)。另外，冷卻停止溫度超過550°C時，由生成鐵素體和珠光體引起的馬氏體百分率的 降低變得顯著，低于30%，因此，得不到780MPa以上的TS。退火后，在一般的條件下實施熱鍍鋅。另外，優(yōu)選在均勻加熱、冷卻后，且在實施熱鍍鋅之前，在300 500°C的溫度區(qū)域 進行20 150秒的熱處理。均勻加熱、冷卻后的熱處理在300 500°C的溫度區(qū)域進行20 150秒退火后，通過在300 500°C的溫度區(qū)域進行20 150秒的熱處理，更加有效地顯 示出由自回火引起的馬氏體相的軟質(zhì)化，從而能夠?qū)崿F(xiàn)擴孔性和彎曲性的進一步改善。在 熱處理溫度低于300°C時、熱處理時間低于20s時，這樣的效果小。另一方面，熱處理溫度超 過500°C時、熱處理時間超過150s時，馬氏體相的硬度顯著降低，得不到780MPa以上的TS。另外，退火后，不論是否進行上述熱處理，都可以在450 600°C的溫度區(qū)域?qū)﹀?鋅層進行合金化處理。通過在450 600°C的溫度區(qū)域進行合金化處理，鍍層中的Fe濃度 變?yōu)? 12%，鍍層的密合性和涂裝后的耐腐蝕性提高。低于450°C時，合金化沒有充分進 行，導(dǎo)致犧牲保護作用降低和滑動性降低，超過60(TC時，合金化過度進行，粉化性降低，或 珠光體相、貝氏體相等大量生成，沒有實現(xiàn)高強度化和擴孔性的提高。除上述以外，制造方法的條件沒有特別的限定，但優(yōu)選以如下的條件進行。本發(fā)明的高強度熱鍍鋅鋼板中使用的鍍鋅前的鋼板，通過對具有上述成分組成的 鋼坯進行熱軋、并冷軋至所期望的板厚來制造。另外，從生產(chǎn)率的觀點出發(fā)，上述退火、熱鍍 鋅前熱處理、熱鍍鋅、鍍鋅層的合金化處理等一系列處理，優(yōu)選在連續(xù)熱鍍鋅線上進行。
為了防止宏觀偏析，鋼坯優(yōu)選通過連鑄法來制造，也可以通過鑄錠法、薄鋼坯鑄造 法來制造。在對鋼坯進行熱軋時，鋼坯被再加熱，為了防止軋制載荷增大，加熱溫度優(yōu)選設(shè) 為1150°C以上。另外，為了防止氧化損失的增大和燃料單位消耗量的增加，加熱溫度的上限 優(yōu)選設(shè)為1300°C。熱軋通過粗軋和終軋進行，為了防止冷軋/退火后的成形性降低，優(yōu)選終軋在Ac3 相變點以上的終軋溫度下進行。另外，為了防止由結(jié)晶粒粗大化引起的組織不均勻和銹皮缺陷的產(chǎn)生，終軋溫度 優(yōu)選設(shè)定為950°C以下。熱軋后的鋼板，從防止銹皮缺陷和確保良好形狀性的觀點出發(fā)，優(yōu)選在500 650 0C的卷取溫度下進行卷取。卷取后的鋼板，在通過酸洗等除去銹皮之后，為了有效地生成多邊形鐵素體相，優(yōu) 選在軋制率40%以上進行冷軋。在熱鍍鋅中，優(yōu)選使用含有Al量為0. 10 0. 20%的鍍鋅浴。另外，在鍍敷后，為 了調(diào)整鍍層的鍍敷量，可以進行擦拭。實施例將表1所示成分組成的鋼No. A K利用轉(zhuǎn)爐進行熔煉，通過連鑄法制成鋼坯。將 所得到的鋼坯加熱至1200°C之后，在850 920°C的終軋溫度下進行熱軋，在600°C的卷取 溫度下進行卷取。接著，酸洗后，以軋制率50%冷軋至表2所示的板厚，利用連續(xù)熱鍍鋅線， 在表2所示的退火條件下進行退火后，對于一部分，在400°C下進行表2所示時間的鍍敷前 熱處理，之后，在含有0. 13%的Al的475°C的鍍鋅浴中浸漬3秒，形成附著量為45g/m2的 鍍鋅層，在表2所示的溫度下進行合金化處理，制作熱鍍鋅鋼板No. 1 20。另外，如表2所示，一部分鍍鋅鋼板沒有進行鍍敷前熱處理和合金化處理。
對于由以上得到的鍍鋅鋼板，測定鐵素體相、馬氏體相、回火馬氏體相、粒徑為 1 μ m以下的馬氏體相各自的面積率、以及鐵素體相、馬氏體相的平均粒徑。另外，就測定方法而言，微觀組織是針對與鋼板的軋制方向平行的板厚截面，將利用硝酸乙醇腐蝕液腐蝕呈現(xiàn)出的組織用掃描電子顯微鏡(SEM)擴大至5000倍來鑒定鐵素 體相、馬氏體相、回火馬氏體相。利用圖像解析軟件(Image-Pro Cybernetics公司制)對 其進行解析，求出各相的面積率，算出回火馬氏體相相對于全部馬氏體相的比例。另外，導(dǎo) 出鐵素體相、馬氏體相的各結(jié)晶粒的占有面積，對于各相，進行平均并取其平方根作為各相 的平均結(jié)晶粒徑。另外，抽出粒徑為Iym以下的馬氏體相，導(dǎo)出面積率，算出其相對于全部 馬氏體相的比例。另外，在與軋制方向成直角的方向上，裁取JIS 5號拉伸試驗片，基于JIS Z 2241，以20mm/分鐘的十字頭速度進行拉伸試驗，測定TS以及總伸長率E1。另外，裁取 IOOmmX IOOmm的試驗片，基于JFST1001 (鐵連標準)進行3次擴孔試驗，求得平均擴孔率 λ (%)，評價擴孔性。另外，在與軋制方向成直角的方向上裁取寬30mmX長120mm的長條 狀試驗片，使端部變平滑，以使表面粗糙度Ry為1. 6 6. 3S，然后，通過彎折法以180°彎 曲角度進行彎曲試驗，求出不產(chǎn)生裂紋和頸縮的最小彎曲半徑作為極限彎曲半徑。將以上得到的結(jié)果示于表3。座粗ι 彭銣# 可知本發(fā)明例的熱鍍鋅鋼板均為TS為780MPa以上、擴孔率 彎曲半徑為1.0mm以下、具有優(yōu)良的擴孔性和彎曲性、而且TSXEl ^ 與延展性的平衡也高的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板。
權(quán)利要求
一種成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，成分組成以質(zhì)量％計含有C0.05～0.15％、Si0.8～2.5％、Mn1.5～3.0％、P0.001～0.05％、S0.0001～0.01％、Al0.001～0.1％、N0.0005～0.01％、Cr0.1～1.0％、Ti0.0005～0.1％、B0.0003～0.003％，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，組織為微觀組織，以面積率計具有30％以上的鐵素體相和30％以上且70％以下的馬氏體相，并且，在所述馬氏體相中，回火馬氏體相相對于全部馬氏體相的比例為20％以上，另外，粒徑為1μm以下的馬氏體相相對于全部馬氏體相的比例為10％以下。
2.如權(quán)利要求1所述的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述鐵素體相 的平均粒徑為3μπι以上。
3.如權(quán)利要求1或2所述的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，所述馬氏體 相的平均粒徑為2μπι以上。
4.如權(quán)利要求1 3中任一項所述的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作 為成分組成，以質(zhì)量％計還含有Nb 0. 0005 0. 05%。
5.如權(quán)利要求1 4中任一項所述的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于， 作為成分組成，以質(zhì)量％計還含有選自Mo 0. 01 1. 0%、Ni 0. 01 2. 0%、Cu 0. 01 2.0%中的至少1種元素。
6.如權(quán)利要求1 5中任一項所述的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，作 為成分組成，以質(zhì)量％計還含有Ca 0. 001 0. 005%。
7.如權(quán)利要求1 6中任一項所述的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板，其特征在于，鍍 鋅為合金化鍍鋅。
8.一種成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，將具有權(quán)利要求1、 4 6中任一項所述的成分組成的鋼板以5°C /秒以上的平均加熱速度加熱至AcjH變點以 上的溫度區(qū)域，在(Ac3-Tl X T2)°C以上且Ac3相變點以下的溫度區(qū)域中均勻加熱30 500 秒，以3 30°C /秒的平均冷卻速度冷卻至550°C以下的溫度區(qū)域，接著，實施熱鍍鋅，以 30°C /秒以下的平均冷卻速度進行冷卻，其中，所述Tl以及T2由下述式(1)以及式(2)表 示，Tl = 120+22. 5 (% Si)-40(% Cr) · · ·式(1)T2 = 0. 3+0. 075 (% Cr) …式(2)式中，(％M)表示鋼中元素M的質(zhì)量％含量。
9.如權(quán)利要求8所述的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，在 均勻加熱、冷卻后，且在實施熱鍍鋅之前，在300 500°C的溫度區(qū)域進行20 150秒的熱處理。
10.如權(quán)利要求8或9所述的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在 于，在實施熱鍍鋅后，且在冷卻之前，在450 600°C的溫度區(qū)域進行鍍鋅層的合金化處理。
全文摘要
本發(fā)明提供具有780MPa以上的TS、并且擴孔性和彎曲性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼板及其制造方法。成分組成以質(zhì)量％計含有C0.05～0.15％、Si0.8～2.5％、Mn1.5～3.0％、P0.001～0.05％、S0.0001～0.01％、Al0.001～0.1％、N0.0005～0.01％、Cr0.1～1.0％、Ti0.0005～0.1％、B0.0003～0.003％，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，組織以面積率計具有30％以上的鐵素體相和30％以上且70％以下的馬氏體相，并且，在所述馬氏體相中，回火馬氏體相相對于全部馬氏體相的比例為20％以上，另外，粒徑為1μm以下的馬氏體相相對于全部馬氏體相的比例為10％以下。
文檔編號C22C38/58GK101932742SQ20088012580
公開日2010年12月29日 申請日期2008年12月12日 優(yōu)先權(quán)日2008年1月31日
發(fā)明者川崎由康, 松岡才二, 舞嶽孝二, 金子真次郎, 鈴木善繼 申請人:杰富意鋼鐵株式會社